Hf对一种高W镍基合金组织及拉伸性能的影响*

2021-08-10肖传民舒德龙侯桂臣华涵钰

沈阳工业大学学报 2021年4期

肖传民，舒德龙，谢君，侯桂臣，华涵钰

(1. 空装驻沈阳地区第三军事代表室，沈阳 110016； 2. 中国科学院金属研究所师昌绪先进材料创新中心，沈阳 110016)

高W合金化镍基高温合金具有优异的高温抗氧化性及力学性能，加之其成本较低，广泛应用于制造航空发动机涡轮导向叶片[1-2].与Re、Ru等添加元素相比，W价格较低，且在镍基高温合金中具有优良的强化作用，可在一定程度上取代Re、Ru等元素，因此，对于高W合金化镍基高温合金的研究已引起各国研究学者的广泛关注[3-5].我国已先后研制并投入使用了如K19、K21、K465等多种W含量约为10%的高W镍基高温合金[6]，并在此基础上进一步开发了W含量高达约16%的K416B合金，该合金的高温强度及疲劳性能可与第一代单晶合金相当[7].由此可见，高W镍基高温合金具有十分巨大的开发与应用潜力.但由于W元素的扩散系数较低，加之铸造工艺特点容易引起合金在凝固期间产生较为严重的宏观偏析[8-9].相关研究[1]表明，随着合金中W元素含量的提高，合金在凝固期间可析出大量W含量高达90%以上的α-W相以及富W的MC和M6C型碳化物，大大降低了W在合金中的固溶强化效果.由此可见，高W镍基高温合金的组织稳定性相对较差，在一定程度上限制了该系列合金的应用范围.

Hf元素在合金中主要以碳化物形式存在[10-11]，且具有抑制M6C或M23C6碳化物析出、使MC碳化物由连续分布向弥散分布转变以及提高晶界及碳化物稳定性的作用[12-13]，Hf能够同时提高合金的强度及塑性，因而受到材料研究学者的广泛关注.目前有关Hf元素对高W镍基高温合金凝固组织及力学性能影响的研究较少.据此，本文通过制备具有不同Hf含量的高W镍基高温合金，通过观察合金的铸态组织，并对合金进行室温拉伸性能测试，研究了Hf元素含量对高W镍基高温合金组织和室温拉伸性能的影响，为高W镍基高温合金的设计和应用提供了理论依据.

1 材料与方法

采用VIM-F25型真空感应炉制备不同Hf含量的高W镍基高温合金，合金的名义成分如表1所示.经二次重熔浇铸获得等轴晶试棒，再经机械加工得到直径为15 mm、标距为25 mm的标准拉伸试棒.利用MTS E45.105型电子万能实验机进行室温拉伸实验，考察Hf元素含量对合金室温拉伸性能的影响.

采用光学显微镜(OM)和扫描电子显微镜(SEM)观察不同Hf含量合金的铸态组织及经室温拉伸断裂后的合金断口、近断口附近的截面组织，考察Hf元素对合金组织和拉伸断裂机制的影响.观察铸态和截面组织前，需对试样进行机械研磨抛光，并采用50 mL HCl+20 g CuSO4+100 mL H2O的腐蚀剂进行化学腐蚀.

2 结果与分析

2.1 Hf含量对合金铸态组织的影响

采用光学显微镜观察不同Hf含量合金的宏观组织形貌，结果如图1所示.不同合金中的一次、二次枝晶间距分别为L1、L2.由图1可见，0.5%Hf、1.0%Hf、1.5%Hf合金的一次、二次枝晶间距分别约为140、35 μm，130、35 μm以及125、35 μm.可见，随着Hf含量的增加，铸态合金的一次枝晶间距略有减小，但合金的二次枝晶间距无明显变化.这是由于Hf元素熔点较高(约为2 227 ℃)，当合金发生凝固时，在相同初始温度下难熔元素含量较高的合金在凝固期间的凝固范围较窄，因而在液固转变期间可形成更多的枝晶构架，导致随着Hf含量的提高，合金的一次枝晶间距略有减小.

图1 高温合金的铸态枝晶组织Fig.1 Dendritic microstructures of as-cast superalloys

采用扫描电子显微镜观察三种合金枝晶间区域的共晶及碳化物形貌，结果如图2所示.由图2可见，三种合金中共晶组织均为尺寸较大的块状γ′共晶相[2]，且在枝晶间区域可观察到碳化物组织，经SEM/EDS分析可知，枝晶间区域的碳化物主要为富Ti、Nb和Hf的MC型碳化物，且在1.5%Hf合金中可观察到少量α-W相(见图2c).随着Hf含量的增加，枝晶间区域的MC碳化物由尺寸较大的条状形态逐渐向尺寸较小且弥散分布的颗粒状形态转变.

图2 高温合金枝晶间区域的共晶及碳化物形貌Fig.2 Eutectic and carbide morphologies within interdendritic region of superalloys

利用共晶组织和碳化物衬度以及合金中γ、γ′相的不同特点，采用Image-Pro软件对不同Hf含量合金中的共晶及碳化物面积占比进行统计分析，得到共晶、MC碳化物含量与Hf含量的关系，结果如图3所示.由图3可见，随着Hf含量的增加，合金中的共晶组织含量增加(分别约为4.8%、7.5%和13.4%)，MC碳化物含量降低(分别约为1.2%、1.1%和0.8%).

图3 高温合金中共晶、MC碳化物与Hf含量关系曲线Fig.3 Curve of relationship between eutectic and MC carbide with Hf in superalloys

由于Hf元素为强碳化物形成元素，且合金凝固期间的凝固顺序为：L→γ→MC→(共晶γ′)→γ′[1]，因此，随着合金中Hf元素含量的提高，凝固期间富Hf碳化物含量随之提高，导致TiC析出数量减少，液相中Ti元素凝固顺序后移，并引起残余液相中Al、Ti浓度增加.随着凝固的进行，当温度降至共晶点附近时，较高的Al、Ti浓度梯度可促进γ′共晶的形成，因而随着Hf含量的提高，铸态合金中的共晶组织含量也随之增加，且γ′共晶尺寸也有所增加.

2.2 Hf含量对合金室温拉伸性能的影响

表2 高温合金的室温拉伸性能Tab.2 Tensile properties of superalloys at room temperature

图4 高温合金的室温拉伸应力应变曲线Fig.4 Tensile stress-strain curves at room temperature of superalloys

2.3 合金的室温拉伸断裂机制

1.0%Hf合金经室温拉伸断裂后，近断口区域的组织形貌如图5所示.由图5可见，合金在室温拉伸期间，裂纹主要于枝晶间及晶界处碳化物与基体的界面处萌生，并向碳化物一侧迅速扩展形成微裂纹(见图5a、b)，此后裂纹沿横向晶界或枝晶间区域迅速扩展，导致合金发生拉伸断裂.实验发现0.5%Hf和1.5%Hf合金近断口区域的组织形貌特征与1.0%Hf合金基本相同，均为裂纹在枝晶间及晶界的碳化物处萌生，并沿与应力轴垂直方向扩展，由此可见，合金中的碳化物是室温拉伸过程中的薄弱环节.

图5 Hf含量为1.0%时高温合金室温拉伸断裂后近断口区域的组织形貌Fig.5 Microstructural morphologies near fracture region of superalloy with 1.0%Hf after tensile fracture at room temperature

采用电子背散射衍射(SEM/EBSD)对1.0%Hf合金断口附近进行碳化物和应力分布分析，结果如图6所示.合金在室温拉伸过程中应力集中主要发生在碳化物处，且大尺寸碳化物处的应力集中值较高，同时晶界碳化物的应力集中程度高于晶内碳化物(见图6c).由此可以推断出，在合金室温拉伸过程中施加应力会引起碳化物处产生应力集中，并导致碳化物开裂形成裂纹源.碳化物周围的应力集中程度主要取决于该区域组织的协调变形能力，由于碳化物几乎无塑性[14]，因而碳化物本身容易产生较大的应力集中，且应力集中程度随碳化物尺寸的增加而增加.由于晶界两侧的晶粒取向不同，协调变形能力低于单一晶粒，因此，晶界处也易产生应力集中，导致晶界处碳化物的应力集中程度高于晶内.

图6 Hf含量为1.0%时合金室温拉伸断裂后近断口区域的EBSD图像Fig.6 EBSD images near fracture region of superalloy with 1.0%Hf after tensile fracture at room temperature

采用扫描电子显微镜观察1.0%Hf合金经室温拉伸断裂后的断口形貌，结果如图7所示.合金断口的宏观形貌较为平整(见图7a).合金断口主要呈现解理断裂特征[15]，解理面上存在不同衬度的细小析出相，通过能谱分析可知，白色衬度为富W、Nb、Hf、Mo的MC碳化物(如图7c中红色箭头所示)，浅灰色衬度为富Ti的MC碳化物(如图7c中蓝色箭头所示).结合图6分析结果可知，解理面处的碳化物为导致合金发生拉伸断裂的主要裂纹源.

图7 Hf含量为1.0%时高温合金室温拉伸断裂后的断口形貌Fig.7 Fracture morphologies of superalloy with 1.0%Hf after tensile fracture at room temperature

综上所述，合金在室温拉伸过程中的主要断裂机制为：裂纹在合金中的碳化物处产生，并沿与应力轴垂直方向扩展，随着拉伸的进行，相邻裂纹相互连接形成宏观裂纹，并导致合金发生拉伸断裂.随着Hf含量的增加，合金中的大尺寸碳化物数量减少，碳化物面积占比降低，因此，1.5%Hf合金进行室温拉伸时，其裂纹源数量较少，因而其屈服及抗拉强度较高.