楊金俠1,,徐福濤1,周動林2,孫元1,侯星宇1,崔傳勇1

1 中國科學(xué)院金屬研究所 沈陽 110016
2 哈爾濱東安發(fā)動機集團有限公司 哈爾濱 150066

摘要

關(guān)鍵詞：高溫合金;拉伸性能;疏松

K452是一種鎳基沉淀硬化型等軸晶鑄造高溫合金,使用溫度在950 ℃以下。合金中加入一些高熔點金屬元素W、Mo、Nb等進行充分的固溶強化和沉淀強化,并添加B和Zr等微量元素進行晶界強化,可使該合金具有良好的高溫強度和耐腐蝕性能[1,2]。標準熱處理態(tài)的K452合金由γ基體、γ'相、γ'/γ共晶、MC和M23C6碳化物等組成[3]。由于合金中Cr的名義含量高達22% (質(zhì)量分數(shù),下同),容易形成σ相,同時Al+Ti+Nb含量較低,γ'相含量低于50%,工藝控制不當可能導(dǎo)致力學(xué)性能下降[2]。

與其它鎳基沉淀硬化型鑄造高溫合金類似,K452合金中主要是γ和γ'雙相組織。這類合金的高溫拉伸行為受γ'相的影響較大。Pope和Ezz[4]認為γ'相強化的鎳基高溫合金的屈服強度從室溫到800 ℃不隨溫度發(fā)生變化,超過800 ℃后急劇下降。Sieb?rger等[5]發(fā)現(xiàn),在高溫下,由于γ'相的部分溶解導(dǎo)致彈性模量E和剪切模量G急劇下降。Copley和Kear[6]提出,Mar-M200單晶的屈服行為不僅與溫度有關(guān),還與應(yīng)力軸方向有關(guān)。Bettge等[7]認為,應(yīng)變速率對IN738LC合金屈服行為的影響歸因于變形機制的變化。高應(yīng)變速率時,變形機制為層錯切割γ'相,導(dǎo)致了高的屈服強度;低應(yīng)變速率時表現(xiàn)為位錯繞過γ'相機制,導(dǎo)致了屈服強度的大幅度降低。此外,他們還認為晶界碳化物在斷裂過程中起著很重要的作用,但對中溫脆性影響不大。儲昭貺[8]指出,在DZ951合金斷裂過程中,滑移面減聚(滑移面減少,并且兩個滑移面發(fā)生聚合)是導(dǎo)致中溫脆性的主要原因。He等[9]發(fā)現(xiàn),M963合金的高溫區(qū)的塑性低谷歸因于γ'相的粗化。Milligan和Antolovich[10]指出,高溫合金PWA1480在低溫屈服時的變形表現(xiàn)為{111}面上的a/2<110>位錯對切割γ'相,高溫下表現(xiàn)為單一的a/2<110>位錯繞過γ'相,中溫區(qū)表現(xiàn)為位錯切割到繞過的過渡狀態(tài)。Wang等[11]指出,K452合金在900 ℃下長期時效過程中MC碳化物發(fā)生分解,產(chǎn)生M23C6碳化物,析出σ相,但由于數(shù)量少,對拉伸性能影響不大。Qin等[12~14]認為,K452合金在900 ℃下長期時效過程中,碳化物和γ'相的演變對高溫拉伸變形行為有不利影響。這些研究成果對促進K452合金及類似高溫合金的廣泛應(yīng)用具有重要的工程意義和理論指導(dǎo)作用,但是對K452合金性能的穩(wěn)定性缺少關(guān)注。

隨著航空工業(yè)的發(fā)展,對飛機發(fā)動機熱端部件提出了更高的要求。最近10年來,隨著新技術(shù)新工藝不斷涌現(xiàn),提高和改善K452合金的應(yīng)用水平成為可能。作者[15,16]前期研究了不同精煉工藝下IN792合金中氣體元素O、N和S含量的變化對合金的室溫拉伸性能的影響,發(fā)現(xiàn)隨著合金中O和N含量增加,疏松容易形成;提高精煉溫度和延長精煉時間,使O、N和S含量降低,疏松形成傾向減輕,有利于提高合金的抗拉強度和屈服強度。還研究了熔體處理對DZ40M返回合金力學(xué)性能的影響,指出熔體處理將返回料中的N含量由0.0078%降到0.0024%,使顯微疏松面積減少,提高了合金的強度和延伸率。牛建平等[17~19]認為,對W-Ni-Cr基合金進行純凈化處理,可使O、N和S的含量降低到0.001%以下。

本工作主要研究不同重熔工藝下O和N與疏松的關(guān)聯(lián)性及疏松對900 ℃拉伸性能的穩(wěn)定性和分散度的影響,旨在提升K452合金的應(yīng)用水平和使用可靠性。

1 實驗方法

采用VIM70III-MC真空感應(yīng)爐熔煉K452母合金錠,每爐取粉30 g;采用化學(xué)分析法檢測化學(xué)成分,實測值(質(zhì)量分數(shù),%)為：C 0.12,Cr 20.90,Co 11.10,W 3.59,Mo 0.62,Nb 0.27,Al 2.48,Ti 3.64,B 0.015,Zr 0.040,O 0.0019,N 0.0017,Ni余量。采用ZG0.01真空感應(yīng)爐重熔K452母合金錠,澆注成拉伸試棒。合金完全熔化溫度在1349 ℃[1]。同時,合金中高熔點元素含量較高,容易偏析,因此重熔后的澆注溫度需要比合金熔化溫度高。依據(jù)文獻[1,2],選取1430 ℃ (過熱度81℃)和1500 ℃(過熱度151 ℃),具體工藝參數(shù)見表1。為了更好地脫出氣體元素,提高合金熔體的均勻化程度和流動性,工藝No.3采用了在1590 ℃靜置5 min的高溫凈化處理工藝。對重熔的真空度進行控制,當爐內(nèi)真空度值達到0.01 Pa以下時開始熔化,直至合金液凝固成一層固體外殼,爐內(nèi)真空度都保持在此值以下。用TC-436氧氮測定儀測定母合金錠和拉斷試棒中氣體元素O和N的含量。按GB/T4338-2006標準加工成高溫拉伸試樣。在SANS-CMT5205型電子萬能試驗機上進行高溫拉伸實驗,試樣加熱到900 ℃保溫15 min,溫差±3 ℃,環(huán)境溫度22 ℃。金相顯微組織觀察和拉伸斷口分析分別在MF-3型光學(xué)顯微鏡(OM)和配有能譜分析儀(EDS)的Cambridge-S360型掃描電子顯微鏡(SEM)上進行。

圖4重熔工藝No.3澆注的試樣No.4的斷口形貌

Fig.4Fractographs of sample No.4 using process No.3
(a) whole fracture morphology (b) outer area (c) inner area

3 結(jié)論

(1) 采用重熔工藝No.1澆注試樣時,合金的拉伸性能較低,實驗數(shù)據(jù)的分散程度比較大,在斷口上存在大量的疏松,且隨機分布。

(2) 采用重熔工藝No.2澆注試樣時,合金的拉伸性能有所提高,實驗數(shù)據(jù)的分散程度減小,拉斷試樣中O和N含量降低,疏松隨之減輕。

(3) 采用重熔工藝No.3澆注試樣時,合金的拉伸性能顯著提高,數(shù)據(jù)一致性變好,拉斷試樣中O和N含量明顯降低,在斷口上沒有觀察到疏松。

來源--金屬學(xué)報