固溶溫度對含鉿高鎢K416B鎳基高溫合金組織的影響

侯桂臣,蘇海軍,謝 君,荀淑玲,于金江,孫曉峰,周亦胄

（1.中國科學院 金屬研究所，沈陽 110016；2.西北工業大學 凝固技術重點實驗室，西安 710072）

由于高鎢鎳基高溫合金具有良好的抗氧化性和高溫力學性能，被認為是制備航空發動機導向葉片的重要材料之一[1-2]。中科院金屬所研制的含鉿高鎢K416B合金的使用溫度可達1100 ℃，是目前承溫能力較高的等軸晶鑄造高溫合金之一[3]。經前期研究[4]，鑄態K416B合金均能滿足合金設計的技術指標要求，但在975 ℃/235 MPa的持久性能富余量較低。高溫合金熔鑄期間，不可避免發生成分偏析，成分偏析與合金的成分、組織、性能密切相關[5-6]。K416B合金組織主要由γ基體、γ′相、共晶組織和MC、M6C碳化物組成，由于合金中含有1%的Hf，在合金中形成共晶組織的含量較高，成為合金高溫拉伸和持久斷裂的主要裂紋源[7-9]。相關研究[10-13]表明，通過高溫固溶處理可有效調整鑄造高溫合金中的枝晶形態，以減少合金中的共晶含量，提高合金的力學性能。在固溶期間，除γ′相固溶析出外，還有碳化物的分解和析出；初生MC碳化物緩慢分解，并析出M23C6和M6C次生碳化物，后者以顆粒狀或針狀分布于晶界和晶內的殘余MC碳化物周圍[14-16]。

研制試用期間，K416B合金為鑄態使用，未進行熱處理工藝研究，為了進一步開發該合金的使用潛能，開展固溶溫度對合金組織的影響研究。通過金相法測定K416B合金的初熔溫度為1240 ℃[4]，故合金的固溶處理溫度選擇為1180 ℃、1200 ℃和1220 ℃，以考察固溶溫度對K416B鎳基高溫合金枝晶、γ′相、共晶及碳化物數量、尺寸與形態的影響，確定出該合金的最佳固溶處理溫度，為高鎢K416B鎳基高溫合金的制備工藝提供理論依據。

1 實驗材料及方法

采用ZG-001型10 kg真空感應爐熔煉合金錠，合金成分（質量分數/%）為C 0.13、Cr 4.90、Co 6.82、Nb 2.06、Al 5.75、W 16.0、Ti 1.00、Hf 1.00、Ni余量，打磨去皮后進行二次重熔鑄成尺寸為φ15 mm × 150 mm的等軸晶圓棒。用線切割把合金棒切成厚為20 mm的熱處理試片，分別在1180 ℃、1200 ℃和1220 ℃下固溶保溫4 h，隨后空冷。

通過機械研磨機分別對鑄態和熱處理態合金進行研磨和拋光，隨后采用20 g CuSO4+ 5 mL H2SO4+ 100 mL HCl + 80 mL H2O的腐蝕劑進行蝕刻，并借助S-3400N型掃描電鏡（SEM）、TECNAI-20型透射電鏡（TEM）和Shimadzu-1610型電子探針（EPMA）對不同合金進行組織觀察與成分分析。

2 結果與分析

2.1 固溶溫度對枝晶形貌的影響

經不同溫度固溶處理后，合金中的枝晶形貌如圖1所示。由圖1可以看出，合金中的枝晶呈致密分布。圖1（a）為鑄態合金枝晶形貌，可見合金中一次枝晶間距（L1）約為160～180 μm，二次枝晶間距（L2）約為40～60 μm。經不同溫度固溶熱處理后，合金中的枝晶間距與鑄態合金無明顯區別，如圖1（a）～（d）所示，表明固溶處理對枝晶干影響不大。由圖1（b）～（d)對比可知，枝晶干上的二次枝晶略有粗化。分析認為，在高溫固溶期間，合金的二次枝晶形態在元素擴散的作用下發生了改變。

圖1 不同溫度固溶合金的枝晶形貌 （a）鑄態；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃Fig. 1 Dendrite morphologies of solid solution alloy at different temperatures （a）as-cast；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃

2.2 固溶處理對共晶的影響

經不同溫度保溫4 h后，合金中的共晶形貌如圖2所示。鑄態合金中的共晶組織含量較高，經定量金相分析可知，合金中的共晶含量約為18%，如圖2（a）所示。當固溶溫度為1180 ℃時，枝晶間處的共晶寬度減小，如圖2（b）所示；隨著固溶溫度的升高，合金中的共晶含量逐漸減少，主要體現在枝晶間處的共晶尺寸減小，如圖2（c）和（d）所示。綜上表明，固溶處理可減少合金中的共晶含量。

2.3 固溶處理對碳化物形態的影響

圖3（a）為鑄態合金中枝晶間處的碳化物形貌，可見碳化物呈漢字型分布，且條狀碳化物具有平直特征。經不同溫度固溶處理合金中的碳化物形貌如圖3（b）～（d）所示。當固溶溫度為1180 ℃時，合金枝晶間處的碳化物仍保持條狀，且局部形成鋸齒狀凹槽或分解成粒狀相，如圖3（b）中箭頭所示。隨著固溶溫度提高至1200 ℃和1220 ℃，條狀碳化物表面凹槽進一步加深（如圖3（c）和（d）的箭頭所示），并逐漸分解形成不連續分布的粒狀碳化物。

固溶前后合金中碳化物的TEM形貌如圖4所示。由圖4可以看出，鑄態合金中條狀碳化物表面具有光滑特征，經衍射斑點指數標定后，確定該相為MC型碳化物，如圖4（a）所示；經1220 ℃固溶4 h后，合金中的條狀碳化物發生了分解反應，對分解后的粒狀相進行指數標定，確定該相為M6C型碳化物，如圖4（b）所示。分析認為，隨著固溶溫度從1180 ℃升高至1220 ℃，在元素擴散作用下，枝晶間區域的條狀MC碳化物逐漸發生了分解，直至熔斷形成粒狀M6C相，其反應式可表達為：

圖2 不同溫度固溶合金的共晶形貌 （a）鑄態；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃Fig. 2 Eutectic morphologies of solid solution alloy at different temperatures （a）as-cast；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃

圖3 不同溫度固溶處理合金中枝晶間區域的碳化物形貌 （a）鑄態；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃Fig. 3 Carbide morphologies of inter-dendrite region in the alloy treated in solid solution at different temperatures （a）as-cast；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃

結果表明，在高溫條件下，合金中的條狀MC碳化物是不穩定的，溫度越高，條狀MC碳化物分解越劇烈。

圖5（a）為鑄態合金塊狀碳化物形貌。由圖5可以看出，塊狀M6C碳化物在局部共晶區域偏聚析出，尺寸約為40～100 μm，如圖5箭頭所示。經1180 ℃、1200 ℃和1220 ℃固溶處理后，合金中共晶區域析出的塊狀碳化物形貌分別如圖5（b）、（c）和（d）所示，經比較可知，共晶處的碳化物尺寸和形態無明顯變化，表明固溶處理對大塊狀碳化物的尺寸與形態無明顯作用，即該塊狀M6C相具有較好的熱穩定性。

圖4 固溶前后合金的中碳化物的TEM形貌 （a）鑄態；（b）1220 ℃固溶Fig. 4 TEM morphologies of carbides in the alloy before and after solid solution treatment （a）as-cast；（b）solid solution at 1220 ℃

圖5 不同溫度固溶處理合金中共晶處的碳化物形貌 （a）鑄態；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃Fig. 5 Morphologies of carbides in the eutectic region of the alloy treated in solid solution at different temperatures （a）as-cast；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃

2.4 固溶處理對γ′相的影響

圖6（a）為鑄態K416B合金枝晶干區域的γ′相形貌，其尺寸約為0.3～0.6 μm，并呈彌散分布。經不同溫度固溶處理后，合金中γ′相形貌如圖6（b）～（d）所示。經高溫固溶后，由于合金中的γ′相部分發生溶解，使合金中的γ′相尺寸隨著固溶溫度的升高逐漸減小，如圖6（b），（c）和（d）所示。

2.5 固溶處理對合金元素偏析程度的影響

由于合金中含有較多難熔元素，在凝固期間枝晶間和枝晶干不可避免發生元素偏析，元素偏析程度可用偏析系數（k′）進行表征[17]，即：

式中：WD為枝晶干成分；WI為枝晶間成分。當k′ ＞ 1時，元素偏析于枝晶干區域。

圖6 不同溫度固溶處理合金中枝晶干區域的γ′相形貌 （a）鑄態；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃Fig. 6 Morphologies of γ′ phase in dendritic stem region of the alloy treated in solid solution at different temperatures （a）as-cast；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃

圖7 不同狀態合金中元素偏析系數分布圖Fig. 7 Distribution of element segregation coefficient in the alloy at different states

借助電子探針分析儀，分別對鑄態與熱處理態合金枝晶間和枝晶干進行多區域的元素分析，結合式（2）分別計算出各元素的偏析系數，其中鑄態和1220 ℃固溶處理合金中各元素的偏析系數分布如圖7所示。結果表明，鑄態合金中僅有元素W偏析于枝晶干，其余元素偏析于枝晶間；經固溶熱處理后，合金元素的偏析程度均有不同程度的降低，其中，元素Hf、Nb、Ti和Cr向枝晶干擴散，而元素W和Al向枝晶間擴散，從而大大降低了這幾個元素的偏析程度，提高了合金成分的均勻性。

3 結論

（1）隨著固溶溫度的升高，合金中的二次枝晶發生溶解，使枝晶間的共晶數量逐漸減少，同時合金中的γ′相發生溶解，使其尺寸減小。

（2）經高溫固溶處理后，枝晶間區域的條狀MC碳化物可分解形成粒狀M6C相，而共晶處的大尺寸塊狀M6C相無明顯變化；同時合金中各元素的偏析程度降低，其中，元素W和Al往枝晶間擴散，其余元素往枝晶干擴散。

（3）固溶處理后全面組織研究結果表明，1220 ℃保溫4 h為合金組織狀態最佳的固溶熱處理工藝。