郭小童，鄭為為，肖程波，鄭運(yùn)榮，馮 強(qiáng)

(1 北京科技大學(xué) 新金屬材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100083；2 中國(guó)航發(fā) 北京航空材料研究院 先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095)

高壓渦輪葉片作為航空發(fā)動(dòng)機(jī)關(guān)鍵部件之一，長(zhǎng)期經(jīng)受高溫、高壓燃?xì)庖约半x心力、振動(dòng)和彎曲應(yīng)力等復(fù)雜載荷的影響[1]。在服役過(guò)程中，發(fā)動(dòng)機(jī)喘振、燃油調(diào)節(jié)不良和進(jìn)氣道畸變等非正常工況均會(huì)導(dǎo)致葉片的服役溫度高于最高工作允許溫度，即遭遇超溫服役[2]。葉片在超溫服役過(guò)程中可能在離心應(yīng)力的作用下發(fā)生蠕變斷裂。統(tǒng)計(jì)結(jié)果顯示發(fā)動(dòng)機(jī)零部件失效事件的70%以上是轉(zhuǎn)子葉片失效[2-7]，斷裂失效出現(xiàn)概率最高，其危害性也最大[2]。

超溫根據(jù)嚴(yán)重程度分為過(guò)熱和過(guò)燒，當(dāng)服役溫度超過(guò)葉片的固相線溫度為過(guò)燒；當(dāng)服役溫度超過(guò)葉片的最高工作允許溫度而低于固相線溫度為過(guò)熱[3]。Rowe及Weiss等分別在20世紀(jì)50與70年代研究了超溫對(duì)多晶高溫合金力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明超溫對(duì)不同成分的高溫合金力學(xué)性能的影響差異顯著[8-11]。例如，經(jīng)982℃超溫處理后，IN700合金的蠕變性能不受影響而M252合金的蠕變性能反而提高[8]。但是，由于當(dāng)時(shí)缺乏先進(jìn)的材料表征手段(如掃描電鏡等)，缺乏微觀組織的定量表征，微觀組織與力學(xué)性能之間的關(guān)聯(lián)性并未完全建立。此后，針對(duì)超溫對(duì)高溫合金微觀組織與力學(xué)性能影響的公開報(bào)道非常有限。直至21世紀(jì)初，Cormier等開始針對(duì)鎳基單晶高溫合金展開研究，發(fā)現(xiàn)超溫均導(dǎo)致γ′相明顯退化，蠕變性能顯著降低[12]，但針對(duì)多晶合金則缺乏關(guān)注。同時(shí)，國(guó)內(nèi)研究者仍主要聚焦在對(duì)葉片的失效分析，如李淑媛[4]等的研究也發(fā)現(xiàn)超溫導(dǎo)致K5渦輪葉片顯微組織退化嚴(yán)重，裂紋均在過(guò)燒區(qū)域產(chǎn)生并最終導(dǎo)致葉片失效，但極少涉及超溫后顯微組織退化與性能損傷之間的對(duì)應(yīng)關(guān)系。近年來(lái)，童錦艷等開展了GH4033和GH4037合金鍛造渦輪葉片超溫服役的研究，發(fā)現(xiàn)葉片超溫后的冷卻速率及后續(xù)服役溫度對(duì)葉片的安全服役均有影響[13-16]。然而，目前各類等軸晶鑄造高溫合金的公開報(bào)道普遍缺乏超溫溫度下的力學(xué)性能數(shù)據(jù)，缺乏超溫導(dǎo)致力學(xué)性能退化的機(jī)理研究。

等軸晶鑄造K465鎳基高溫合金被廣泛用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)的渦輪轉(zhuǎn)子葉片和導(dǎo)向葉片[17]。近年來(lái)針對(duì)K465合金的研究主要集中在正常服役溫度下的顯微組織演變與力學(xué)性能方面[18-24]。已有的研究表明：在900～1050℃長(zhǎng)時(shí)熱處理后，包括γ′相的逐步退化、原始MC碳化物的分解及μ相的生成等組織損傷均會(huì)降低高溫持久性能[23-24]。然而，關(guān)于短時(shí)超溫條件下合金的組織退化規(guī)律及其對(duì)高溫力學(xué)性能的影響還未見(jiàn)公開報(bào)道。本工作以K465合金材料為研究對(duì)象，通過(guò)觀察和表征過(guò)熱狀態(tài)(1180～1240℃)和過(guò)燒狀態(tài)(1270℃)下的γ′相、晶界、碳化物等顯微組織特征并測(cè)試不同超溫溫度下的拉伸性能，從而獲得組織退化對(duì)拉伸性能損傷的影響規(guī)律。本工作的研究成果對(duì)等軸晶鑄造高溫合金短時(shí)超溫服役損傷的研究起到借鑒作用，為該合金葉片的外場(chǎng)維修提供圖譜數(shù)據(jù)。同時(shí)，完善該高溫合金力學(xué)性能數(shù)據(jù)庫(kù)，為航空發(fā)動(dòng)機(jī)葉片服役溫度與應(yīng)力的設(shè)計(jì)提供參考依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)使用的等軸晶K465合金為φ16mm×170mm的精鑄試棒，均經(jīng)過(guò)1210℃×4h/AC標(biāo)準(zhǔn)熱處理[25]，由中國(guó)航空發(fā)動(dòng)機(jī)集團(tuán)公司北京航空材料研究院制備。為了增加合金拉伸性能的可比性，拉伸試樣均取自同一批次澆鑄的試樣。該批次合金的化學(xué)成分委托鋼研納克檢測(cè)技術(shù)有限公司測(cè)定，如表1所示。采用JXA-8100型電子探針顯微分析儀(EPMA)對(duì)合金中隨機(jī)選取的5個(gè)枝晶干與枝晶間區(qū)域的元素成分分別進(jìn)行定量測(cè)量，測(cè)量結(jié)果取平均值，列于表2中。結(jié)果表明固溶強(qiáng)化元素W，Co，Cr和Mo偏析于枝晶干區(qū)域，而γ′相強(qiáng)化元素Al，Ti和Nb偏析于枝晶間區(qū)域。

表1 K465合金的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Measured chemical compositions of K465 alloy (mass fraction/%)

表2 K465合金枝晶干與枝晶間的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 2 Chemical compositions in the dendrite core and interdendritic region of K465 alloy (mass fraction/%)

K465合金渦輪工作葉片和導(dǎo)向葉片的最高使用溫度分別為1000℃和1050℃[25]。根據(jù)國(guó)標(biāo)GB228.1—2010和GB228.2—2015開展室溫，1000，1050℃和1100℃溫度下的拉伸性能測(cè)試，拉伸速率為5.0×10-4s-1，試樣示意圖如圖1(a)所示。拉伸實(shí)驗(yàn)采用DDL-50電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)，加熱采用普通對(duì)開式電阻爐。為了充分研究過(guò)熱和過(guò)燒狀態(tài)下顯微組織對(duì)拉伸性能的影響，超溫拉伸實(shí)驗(yàn)溫度設(shè)為1180，1210，1240℃和1270℃，拉伸速率為5.0×10-4s-1，試樣示意圖如圖1(b)所示。拉伸實(shí)驗(yàn)采用DDL-50電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)，加熱采用丹麥Mcore公司特制的高溫加熱爐，符合美國(guó)ASTM D638-14拉伸性能測(cè)試標(biāo)準(zhǔn)，可在最高溫度1300℃下進(jìn)行拉伸和蠕變性能測(cè)試。在實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，標(biāo)距區(qū)溫差不超過(guò)±3℃。所有拉伸實(shí)驗(yàn)均在到溫并保持10min后加載，樣品斷裂后迅速打開爐門空冷至室溫。每個(gè)溫度下測(cè)量2個(gè)有效拉伸試樣，結(jié)果取其平均值。

圖1 在室溫～1100℃溫度范圍內(nèi)(a)和1180～1270℃溫度范圍內(nèi)(b)的拉伸試樣示意圖Fig.1 Schematic diagrams of the tensile specimen in the temperature range of room temperature to 1100℃ (a) and 1180℃ to 1270℃ (b)

為了獲得超溫拉伸前的顯微組織，從拉伸試棒的余料上加工多個(gè)φ16mm×3mm的樣品。采用與拉伸實(shí)驗(yàn)相同的加熱制度，將樣品在Mcore公司高溫加熱爐中加熱至實(shí)驗(yàn)溫度并保溫10min后水淬以便得到拉伸前的顯微組織。將樣品從中間剖開后觀察橫截面的顯微組織。

金相樣品按照標(biāo)準(zhǔn)制樣程序進(jìn)行研磨和拋光后，以H3PO4∶HNO3∶H2SO4=3∶10∶12(體積比)溶液為電解液，在3V電壓下浸蝕4～6s后，去除γ基體，顯示塊狀γ′相和“光板狀”殘余共晶的形貌。以HCl∶HNO3∶甘油=3∶1∶1(體積比)溶液為浸蝕液，化學(xué)浸蝕6s后，去除γ′相，顯示碳化物與晶界的形貌。采用AXIO Imager A2m型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察合金宏觀組織。采用SUPRA 55型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(FE-SEM)二次電子模式(SE)對(duì)γ′相進(jìn)行觀察，并通過(guò)背散射模式(BSE)對(duì)晶界和碳化物進(jìn)行觀察。

為了確定γ′相晶型與碳化物類型，以不銹鋼板為陰極，試樣為陽(yáng)極，對(duì)試樣進(jìn)行電解相萃取。萃取γ′相所用電解液成分為1%(NH4)2SO4(質(zhì)量分?jǐn)?shù))+1%C6H8O7(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的水溶液，電流密度為0.03A/cm2，萃取時(shí)間為0.5h。萃取碳化物所用電解液成分為90%CH3OH(體積分?jǐn)?shù))+10%HCl(體積分?jǐn)?shù))+1%C6H8O7(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，電流密度為0.1A/cm2，萃取時(shí)間為2h。隨后使用真空抽濾裝置將相萃取產(chǎn)物過(guò)濾，干燥后收集。對(duì)萃取后得到的粉末進(jìn)行了X射線表征與分析。X射線衍射儀(XRD)儀器類型為Ultima，掃描范圍為30°～90°，掃描速率為2～5(°)/min，步長(zhǎng)為0.02°。合金的基體與典型析出相的化學(xué)成分委托鋼研納克檢測(cè)技術(shù)有限公司利用物理化學(xué)相分析的方法測(cè)定，如表3所示。值得注意的是，由于物理化學(xué)相分析的方法并不能準(zhǔn)確測(cè)量C元素的含量，因此MC與M6C型碳化物中的C元素含量是計(jì)算的理論值。由于析出相富集元素種類不同，一般析出相富含重元素越多，BSE模式下襯度越亮，因此BSE模式下的襯度差異有助于辨認(rèn)出析出相。

統(tǒng)計(jì)殘余共晶、初熔的面積分?jǐn)?shù)時(shí)，隨機(jī)選取3個(gè)以上視場(chǎng)，每個(gè)視場(chǎng)選取3～5張OM照片；枝晶干γ′相的形貌較規(guī)則，因此統(tǒng)計(jì)γ′相面積分?jǐn)?shù)時(shí)只統(tǒng)計(jì)枝晶干區(qū)域。統(tǒng)計(jì)γ′相和碳化物的面積分?jǐn)?shù)或尺寸時(shí)，分別隨機(jī)選取5張和30～50張SEM照片。采用網(wǎng)格計(jì)點(diǎn)法，利用Photoshop軟件對(duì)選取的照片進(jìn)行定量統(tǒng)計(jì)。利用Image-pro軟件“平均等效直徑模式”計(jì)算γ′相的尺寸。

為了研究K465合金不同溫度下的相析出規(guī)律以及枝晶干與枝晶間γ′相面積分?jǐn)?shù)的差異，假定各相的密度在不同溫度下基本保持不變，通過(guò)研究各物相質(zhì)量分?jǐn)?shù)的變化來(lái)反映其面積分?jǐn)?shù)的變化。采用Thermo-Calc熱力學(xué)計(jì)算軟件，根據(jù)TTNI8數(shù)據(jù)庫(kù)計(jì)算了600～1400℃溫度區(qū)間內(nèi)合金的平衡態(tài)相組成以及枝晶干和枝晶間的γ′相平衡態(tài)質(zhì)量分?jǐn)?shù)。

2 結(jié)果與分析

2.1 原始組織

圖2為標(biāo)準(zhǔn)熱處理后的等軸晶鑄造K465合金原始組織形貌。圖2(a)為低倍宏觀形貌，晶內(nèi)包含大塊“光板”狀殘余共晶、顆粒狀一次γ′相和骨架狀碳化物。殘余共晶分布在枝晶間區(qū)域，面積分?jǐn)?shù)約為3.6%，其平均尺寸約為8μm。圖2(b)顯示枝晶間區(qū)域逐漸過(guò)渡到枝晶干區(qū)域，γ′相的尺寸逐漸減小。枝晶間γ′相形狀不規(guī)則，其面積分?jǐn)?shù)為70%～75%，尺寸約為1.8μm；枝晶干γ′相呈現(xiàn)規(guī)則立方狀，其面積分?jǐn)?shù)約為59.8%，尺寸約為0.6μm。在γ基體通道內(nèi)分布著細(xì)小的二次γ′相。圖2(c)顯示枝晶間分布著灰色襯度的骨架狀MC型碳化物和白亮色襯度的塊狀或片狀M6C型碳化物，碳化物往往由暗灰色的γ′膜包裹。M6C型碳化物和γ′膜主要是在標(biāo)準(zhǔn)熱處理過(guò)程中由MC型碳化物與基體反應(yīng)轉(zhuǎn)化而成。圖2(d)顯示晶界由連續(xù)的γ′膜包裹，中間不連續(xù)分布著塊狀MC型碳化物和M6C型碳化物。同時(shí)，部分晶界上也分布著“光板狀”殘余共晶。

圖2 K465合金鑄棒在1210℃/4h標(biāo)準(zhǔn)熱處理后的典型顯微組織形貌 (a)金相組織；(b)枝晶干與枝晶間過(guò)渡區(qū)域γ′相；(c)枝晶間碳化物；(d)晶界Fig.2 Typical as-received microstructures of K465 alloy after heat treatment at 1210℃/4h (a)optical microstructure;(b)γ′ phase between dendrite core and interdendritic region; (c)carbides in the interdendritic region;(d)grain boundary

圖3為標(biāo)準(zhǔn)熱處理后的等軸晶鑄造K465合金典型析出相的XRD譜圖。γ′相、MC與M6C型碳化物均為面心立方結(jié)構(gòu)。不同的是，由于3種析出相的成分差異導(dǎo)致了XRD析出峰的角度有所差異。經(jīng)過(guò)計(jì)算，γ′相、MC與M6C型碳化物的點(diǎn)陣常數(shù)分別為0.350，0.431nm和1.107nm。表3為標(biāo)準(zhǔn)熱處理后的等軸晶鑄造K465合金基體與典型析出相的化學(xué)成分。γ基體富含Ni，Co和Cr元素；γ′相富含Ni和Al元素；MC型碳化物富含Ti和Nb元素；M6C型碳化物富含W，Ni和Ti元素。合金原始組織中各物相的面積分?jǐn)?shù)見(jiàn)表4。

圖3 K465合金鑄棒在1210℃/4h標(biāo)準(zhǔn)熱處理后的典型析出相的XRD譜圖 (a)γ′相；(b)MC與M6C型碳化物Fig.3 XRD patterns of the extracted phases in K465 alloy after heat treatment at 1210℃/4h (a)γ′ phase;(b)MC and M6C carbides

表3 K465合金鑄棒在1210℃/4h標(biāo)準(zhǔn)熱處理后的基體與典型析出相的化學(xué)成分 (原子分?jǐn)?shù)/%)Table 3 Typical measured compositions of matrix and various phases in K465 alloy after heat treatment at 1210℃/4h (atom fraction/%)

表4 原始狀態(tài)和經(jīng)不同溫度超溫處理10min后K465合金各物相的面積分?jǐn)?shù)Table 4 Area fractions of various phases in K465 alloy on conditions of as-received and after overheating at different temperatures for 10min

2.2 超溫后的顯微組織

圖4為K465合金短時(shí)超溫后枝晶干與枝晶間區(qū)域的γ′相形貌。1180℃時(shí)，枝晶干和枝晶間區(qū)域γ′相均部分溶解(見(jiàn)圖4(a))，枝晶干γ′相的面積分?jǐn)?shù)急劇下降至19.2%(見(jiàn)表4)，僅相當(dāng)于合金原始組織的1/3。當(dāng)溫度升至1210℃后，枝晶干γ′相全部溶解而枝晶間還殘留著部分γ′相(見(jiàn)圖4(b))。1240℃時(shí)，枝晶間γ′相基本溶解僅殘留少量原始粗大的γ′相(見(jiàn)圖4(c))。當(dāng)溫度升高至1270℃時(shí)，基體內(nèi)γ′相全部溶解(見(jiàn)圖4(d))。圖4表明隨著超溫溫度的增加，合金枝晶干與枝晶間區(qū)域γ′相的溶解程度均逐漸加劇，枝晶間γ′相的完全溶解溫度顯著高于枝晶干γ′相。

圖4 K465合金經(jīng)不同溫度超溫處理10min后的枝晶干與枝晶間區(qū)域γ′相形貌(a)1180℃；(b)1210℃；(c)1240℃；(d)1270℃Fig.4 Morphologies of γ′ phase in the dendrite core and interdendritic regions of K465 alloy after different overheating treatments for 10min (a)1180℃；(b)1210℃；(c)1240℃；(d)1270℃

圖5為K465合金短時(shí)超溫后的晶界形貌。1180℃時(shí)，晶界顯微組織保持完好，未發(fā)生明顯退化(見(jiàn)圖5(a))；1210℃時(shí)，部分晶界γ′膜發(fā)生溶解(見(jiàn)圖5(b))；當(dāng)溫度繼續(xù)升高至1240℃時(shí)，晶界γ′膜全部溶解，只殘留下碳化物顆粒(見(jiàn)圖5(c))。1270℃時(shí)，過(guò)燒導(dǎo)致晶界處發(fā)生明顯的初熔，碳化物發(fā)生明顯的溶解(見(jiàn)圖5(d))。與原始組織相比，1180～1270℃短時(shí)超溫10min后，晶界的組織退化主要表現(xiàn)為γ′膜的溶解和初熔。

圖5 K465合金經(jīng)不同溫度超溫處理10min后的晶界形貌(a)1180℃；(b)1210℃；(c)1240℃；(d)1270℃Fig.5 Grain boundary morphologies of K465 alloy after different overheating treatments for 10min (a)1180℃;(b)1210℃;(c)1240℃;(d)1270℃

K465合金經(jīng)短時(shí)超溫后枝晶間區(qū)域的形貌如圖6所示。1180℃時(shí)，碳化物形貌與合金原始形貌接近(見(jiàn)圖6(a))，顆粒狀M6C型碳化物附著于MC型碳化物。1210℃時(shí)的碳化物形貌與1180℃類似。1240～1270℃時(shí)，M6C型碳化物開始溶解。其中，1270℃時(shí)，M6C型碳化物邊角變得圓潤(rùn)，面積分?jǐn)?shù)下降至0.50%，相比于1180℃時(shí)明顯減少，尺寸也發(fā)生了顯著的降低(見(jiàn)圖6(b))。MC型碳化物分解生成M6C型碳化物的反應(yīng)在短時(shí)超溫過(guò)程中并不顯著，而M6C型碳化物溶解逐漸加劇。1270℃時(shí)枝晶間殘余共晶附近區(qū)域發(fā)生初熔(見(jiàn)圖6(c))，其初熔面積分?jǐn)?shù)約為3.1%。初熔組織中分布著暗灰色相與白亮色相，SEM-EDS結(jié)果顯示暗灰色相富含Ti，W和Nb元素，白亮色相富含Ni，Cr和Co元素。隨著超溫溫度的增加，殘余共晶的面積分?jǐn)?shù)也逐漸下降；1270℃時(shí)，殘余共晶面積分?jǐn)?shù)急劇下降至0.1%。超溫后各物相的統(tǒng)計(jì)分?jǐn)?shù)均與組織形貌相符，統(tǒng)計(jì)結(jié)果見(jiàn)表4。

圖6 K465合金經(jīng)不同溫度超溫處理10min后的枝晶間碳化物與初熔形貌(a)1180℃時(shí)碳化物形貌；(b)1270℃時(shí)碳化物形貌；(c)1270℃時(shí)枝晶間初熔形貌Fig.6 Interdendritic carbides and incipient melting morphologies in K465 alloy after different overheating treatments for 10min (a)carbides morphology at 1180℃;(b)carbides morphology at 1270℃;(c)morphology of incipient melting at 1270℃

2.3 拉伸性能

對(duì)K465合金在室溫及不同溫度下進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，結(jié)果如圖7所示。除了室溫拉伸(用空心符合表示)，其余拉伸實(shí)驗(yàn)溫度均超過(guò)了K465合金屈服強(qiáng)度峰值溫度(～800℃)[25]。因此，隨著溫度的升高，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度逐漸降低。1180℃時(shí)，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為85MPa和94MPa，僅相當(dāng)于1000℃下拉伸強(qiáng)度的1/5。1270℃時(shí)，由于合金發(fā)生初熔，在此溫度下獲得斷裂強(qiáng)度僅為17MPa。1180～1240℃時(shí)，合金的斷后伸長(zhǎng)率與斷面收縮率分別在6%和28%以上，而1270℃時(shí)，斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率急劇下降至1.4%和2.3%。1270℃過(guò)燒時(shí)合金已經(jīng)發(fā)生初熔，因此未統(tǒng)計(jì)其屈服強(qiáng)度。

圖7 K465合金在不同溫度下的拉伸性能Fig.7 Tensile properties of K465 alloy at different temperatures

3 分析與討論

3.1 短時(shí)超溫對(duì)K465合金顯微組織的影響

高溫合金渦輪葉片在服役過(guò)程中，超溫的發(fā)生會(huì)導(dǎo)致γ′相發(fā)生粗化長(zhǎng)大和溶解等現(xiàn)象[26]。隨著超溫溫度的提高，γ′相的面積分?jǐn)?shù)將持續(xù)下降從而導(dǎo)致葉片的強(qiáng)度急劇下降。顯微組織的觀察結(jié)果表明：K465合金經(jīng)1180～1270℃短時(shí)超溫后，最顯著的顯微組織退化現(xiàn)象為γ′相的溶解，其次是晶界與枝晶間殘余共晶和M6C型碳化物的溶解以及初熔。對(duì)于固定合金體系，溫度和壓力是平衡態(tài)相組成的影響因素，而壓力的變化在實(shí)驗(yàn)條件下對(duì)相平衡的影響極小，因此溫度成為主要的影響因素。超溫過(guò)程中，合金的顯微組織向該溫度下的平衡態(tài)組織進(jìn)行轉(zhuǎn)變，而應(yīng)力會(huì)加快轉(zhuǎn)變速率。盡管合金顯微組織與平衡態(tài)組織可能存在差異，但平衡相圖依舊可以對(duì)組織演變規(guī)律起很好的指導(dǎo)作用。本工作采用Thermo-Calc熱力學(xué)模擬軟件計(jì)算了K465合金在600～1400℃范圍內(nèi)的平衡相圖(見(jiàn)圖8(a))。模擬計(jì)算結(jié)果表明合金的固相線溫度為1311℃，M23C6型碳化物的完全溶解溫度為1040℃；MC型碳化物存在溫度范圍為1030～1400℃；M6C型碳化物存在溫度范圍為900～1132℃，峰值析出溫度為1030℃。在600～1400℃溫度范圍內(nèi)，隨著溫度的增加，γ′相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸下降；且γ′相質(zhì)量分?jǐn)?shù)下降的速率隨溫度的升高而增大，表明溫度越高其對(duì)γ′相質(zhì)量分?jǐn)?shù)的影響越顯著。

本工作所用的K465合金二次枝晶間距約為100μm，枝晶干與枝晶間區(qū)域存在明顯的元素偏析(見(jiàn)表2)并導(dǎo)致不同區(qū)域的γ′相形貌差異顯著(見(jiàn)圖2(b))。在1180～1240℃溫度范圍內(nèi)，隨著溫度的增加，枝晶干與枝晶間區(qū)域的γ′相的退化逐漸加劇，由部分溶解(見(jiàn)圖4(a))到枝晶干的γ′相完全溶解，而枝晶間仍殘留著大量的γ′相(見(jiàn)圖4(b))；最后僅枝晶間區(qū)域還殘留著少量γ′相(見(jiàn)圖4(c))。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明枝晶間γ′相的完全溶解溫度高于枝晶干區(qū)域。當(dāng)超溫溫度達(dá)到1270℃時(shí)，合金發(fā)生過(guò)燒，晶界與枝晶間殘余共晶附近發(fā)生了明顯的初熔(見(jiàn)圖4(d)和圖6(c))，表明合金的初熔溫度不高于1270℃。同時(shí)，為了研究元素偏析對(duì)枝晶干與枝晶間γ′相面積分?jǐn)?shù)的影響，利用表2中枝晶干與枝晶間的化學(xué)成分，計(jì)算了枝晶干與枝晶間區(qū)域在600～1400℃范圍內(nèi)γ′相的平衡相圖(見(jiàn)圖8(b))。由于枝晶間γ′相的形成元素Al、Ti和Nb的含量顯著高于枝晶干區(qū)域(見(jiàn)表2)，相同溫度下枝晶間γ′相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)明顯大于枝晶干區(qū)域(見(jiàn)圖8(b))。模擬計(jì)算結(jié)果表明枝晶間γ′相的完全溶解溫度顯著高于枝晶干γ′相，分別為1280℃和1200℃。實(shí)驗(yàn)結(jié)果與計(jì)算結(jié)果具有很好的一致性，表明枝晶間γ′相形成元素的富集導(dǎo)致了枝晶間區(qū)域γ′相的完全溶解溫度顯著高于枝晶干區(qū)域。

同時(shí)，高溫下的晶界強(qiáng)度低于晶體內(nèi)部，因而晶界成為高溫下合金的薄弱環(huán)節(jié)，而晶界內(nèi)粒狀或鏈狀分布的碳化物則對(duì)晶界起強(qiáng)化作用[27]。合金經(jīng)過(guò)標(biāo)準(zhǔn)熱處理后，晶界處MC型碳化物與基體發(fā)生固態(tài)相變生成M6C型碳化物與γ′膜(見(jiàn)圖2(d))。研究表明分布于晶界與枝晶間的MC型碳化物，在熱暴露過(guò)程中極易發(fā)生相變反應(yīng)，由于各型碳化物的穩(wěn)定存在溫度具有顯著差異(見(jiàn)圖8(a))，1050℃以下發(fā)生MC+γ→M6C+M23C6+γ′的反應(yīng)；而在1050℃及以上溫度時(shí)則發(fā)生MC+γ→M6C+γ′的反應(yīng)[24]。

圖8 K465合金在600～1400℃范圍內(nèi)的計(jì)算相圖(a)相組成-溫度平衡相圖；(b)枝晶干與枝晶間γ′相平衡相圖Fig.8 Calculated phase diagrams of K465 alloy between 600℃ and 1400℃ (a)phase equilibrium diagram;(b)equilibrium diagram of γ′ phase in dendrite core and interdendritic region

本工作的實(shí)驗(yàn)結(jié)果顯示，與原始組織相比，1180℃時(shí)晶界與枝晶間碳化物的形貌并未發(fā)生顯著退化(見(jiàn)圖5(a)和圖6(a))。但是，當(dāng)溫度升高至1270℃后，M6C型碳化物發(fā)生了明顯的溶解(見(jiàn)圖5(d)和圖6(b))，其面積分?jǐn)?shù)下降至0.50%(見(jiàn)表4)。超溫處理后并未見(jiàn)M23C6型碳化物的析出；且晶界與枝晶間處并未發(fā)生MC型碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)镸6C型碳化物的相變反應(yīng)。模擬計(jì)算的相圖表明超溫溫度均超過(guò)了M23C6與M6C的析出溫度，但位于MC析出溫度范圍內(nèi)。因此，超溫過(guò)程中并未發(fā)生MC碳化物的相變反應(yīng)；由于溫度過(guò)高，原始組織中的M6C型碳化物發(fā)生溶解現(xiàn)象，且在1270℃發(fā)生過(guò)燒時(shí)的溶解最為顯著。

3.2 顯微組織退化對(duì)K465合金超溫拉伸性能的影響

高溫下鎳基合金的強(qiáng)化主要源于γ′相沉淀強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和晶界強(qiáng)化。根據(jù)Osada等[28]對(duì)多晶鑄造鎳基高溫合金高溫強(qiáng)度的研究，假設(shè)屈服強(qiáng)度可以滿足以下公式：

σ0.2=σNi+Δσsol+Δσγ′Ⅱ+Δσγ′Ⅰ+ΔσGB+ΔσTB

(1)

式中：σNi為純鎳單晶強(qiáng)化；Δσsol為固溶強(qiáng)化；Δσγ′Ⅱ?yàn)槎桅谩湎鄰?qiáng)化；Δσγ′Ⅰ為原始一次γ′相強(qiáng)化；ΔσGB為晶界強(qiáng)化；ΔσTB為反相疇界強(qiáng)化。

一般認(rèn)為σNi隨著溫度的升高而逐漸降低；在1180～1270℃之間，隨著超溫溫度的增加基體發(fā)生軟化，固溶強(qiáng)化Δσsol基本不變或降低[29]；由于拉伸過(guò)程中原始的二次γ′相全部溶解，因此Δσγ′Ⅱ可以忽略不計(jì)。顯微組織觀察結(jié)果已經(jīng)表明：在1180～1240℃時(shí)，合金中還不同程度地殘留著一次γ′相。Δσγ′Ⅰ為Gb的乘積與l的比值(G為切變模量，b為柏格斯矢量的長(zhǎng)度，l為γ′相的平均間距)，一次γ′相的溶解導(dǎo)致γ′相間的平均間距l(xiāng)增大，Δσγ′Ⅰ減小。分布于晶界與枝晶間的MC型碳化物，在熱暴露過(guò)程中極易發(fā)生退化反應(yīng)。晶界處MC型碳化物與基體反應(yīng)并生成M6C型碳化物與γ′膜，MC與M6C型碳化物呈粒狀分布在γ′膜中。在1180～1270℃范圍內(nèi)，晶界的退化程度不斷增加，因此晶界的強(qiáng)化作用逐漸減弱，ΔσGB逐漸減小。Yang等[19]和Yuan[24]等的研究表明，當(dāng)溫度高于900℃時(shí)，K465合金中位錯(cuò)常以O(shè)rowan機(jī)制繞越γ′相的方式運(yùn)動(dòng)。因此，可以認(rèn)為本工作所研究的合金在實(shí)驗(yàn)溫度下由位錯(cuò)切割γ′相產(chǎn)生的反相疇界強(qiáng)化ΔσTB為零。在1180～1270℃范圍內(nèi)，合金的拉伸強(qiáng)度隨溫度的增加而逐漸降低主要是由于一次γ′相的溶解以及枝晶間碳化物與晶界等顯微組織的退化造成的。

與1100℃以下實(shí)驗(yàn)結(jié)果相比，1180℃短時(shí)超溫后屈服強(qiáng)度急劇下降至85MPa，顯微組織特征顯示僅一次γ′相發(fā)生了顯著退化，而晶界與枝晶間碳化物、殘余共晶等并未出現(xiàn)明顯退化，表明一次γ′相對(duì)合金的屈服強(qiáng)度的影響最為顯著。

4 結(jié)論

(1)K465合金超溫后的組織退化模式表現(xiàn)為γ′相的回溶、碳化物和晶界γ′膜的溶解以及初熔的發(fā)生。其中，1180℃時(shí)，枝晶干γ′相面積分?jǐn)?shù)由原始的59.8%降低至19.2%。1240℃時(shí)，枝晶干γ′相基本溶解而枝晶間區(qū)域還殘留著少量的γ′相。1270℃時(shí)，γ′相完全溶解，M6C型碳化物出現(xiàn)了明顯的溶解，同時(shí)過(guò)燒導(dǎo)致晶界與殘余共晶處發(fā)生了初熔。枝晶間γ′相形成元素Al，Ti和Nb的富集導(dǎo)致其溶解溫度顯著高于枝晶干γ′相。

(2)拉伸性能隨著超溫溫度的增加顯著下降。1180℃時(shí)屈服強(qiáng)度急劇下降至85MPa，僅相當(dāng)于1000℃拉伸強(qiáng)度的1/5；1210℃及以上溫度屈服強(qiáng)度降至45MPa以下。1270℃時(shí)拉伸強(qiáng)度下降的同時(shí)，斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率也顯著下降。1180～1240℃合金拉伸強(qiáng)度的顯著下降主要源于一次γ′相及晶界γ′膜的溶解，而初熔的產(chǎn)生導(dǎo)致其1270℃時(shí)的斷裂強(qiáng)度僅為17MPa。