杨金侠1,,徐福涛1,周动林2,孙元1,侯星宇1,崔传勇1

1 中国科学院金属研究所 沈阳 110016
2 哈尔滨东安发动机集团有限公司 哈尔滨 150066

摘要

关键词：高温合金;拉伸性能;疏松

K452是一种镍基沉淀硬化型等轴晶铸造高温合金,使用温度在950 ℃以下。合金中加入一些高熔点金属元素W、Mo、Nb等进行充分的固溶强化和沉淀强化,并添加B和Zr等微量元素进行晶界强化,可使该合金具有良好的高温强度和耐腐蚀性能[1,2]。标准热处理态的K452合金由γ基体、γ'相、γ'/γ共晶、MC和M23C6碳化物等组成[3]。由于合金中Cr的名义含量高达22% (质量分数,下同),容易形成σ相,同时Al+Ti+Nb含量较低,γ'相含量低于50%,工艺控制不当可能导致力学性能下降[2]。

与其它镍基沉淀硬化型铸造高温合金类似,K452合金中主要是γ和γ'双相组织。这类合金的高温拉伸行为受γ'相的影响较大。Pope和Ezz[4]认为γ'相强化的镍基高温合金的屈服强度从室温到800 ℃不随温度发生变化,超过800 ℃后急剧下降。Sieb?rger等[5]发现,在高温下,由于γ'相的部分溶解导致弹性模量E和剪切模量G急剧下降。Copley和Kear[6]提出,Mar-M200单晶的屈服行为不仅与温度有关,还与应力轴方向有关。Bettge等[7]认为,应变速率对IN738LC合金屈服行为的影响归因于变形机制的变化。高应变速率时,变形机制为层错切割γ'相,导致了高的屈服强度;低应变速率时表现为位错绕过γ'相机制,导致了屈服强度的大幅度降低。此外,他们还认为晶界碳化物在断裂过程中起着很重要的作用,但对中温脆性影响不大。储昭贶[8]指出,在DZ951合金断裂过程中,滑移面减聚(滑移面减少,并且两个滑移面发生聚合)是导致中温脆性的主要原因。He等[9]发现,M963合金的高温区的塑性低谷归因于γ'相的粗化。Milligan和Antolovich[10]指出,高温合金PWA1480在低温屈服时的变形表现为{111}面上的a/2<110>位错对切割γ'相,高温下表现为单一的a/2<110>位错绕过γ'相,中温区表现为位错切割到绕过的过渡状态。Wang等[11]指出,K452合金在900 ℃下长期时效过程中MC碳化物发生分解,产生M23C6碳化物,析出σ相,但由于数量少,对拉伸性能影响不大。Qin等[12~14]认为,K452合金在900 ℃下长期时效过程中,碳化物和γ'相的演变对高温拉伸变形行为有不利影响。这些研究成果对促进K452合金及类似高温合金的广泛应用具有重要的工程意义和理论指导作用,但是对K452合金性能的稳定性缺少关注。

随着航空工业的发展,对飞机发动机热端部件提出了更高的要求。最近10年来,随着新技术新工艺不断涌现,提高和改善K452合金的应用水平成为可能。作者[15,16]前期研究了不同精炼工艺下IN792合金中气体元素O、N和S含量的变化对合金的室温拉伸性能的影响,发现随着合金中O和N含量增加,疏松容易形成;提高精炼温度和延长精炼时间,使O、N和S含量降低,疏松形成倾向减轻,有利于提高合金的抗拉强度和屈服强度。还研究了熔体处理对DZ40M返回合金力学性能的影响,指出熔体处理将返回料中的N含量由0.0078%降到0.0024%,使显微疏松面积减少,提高了合金的强度和延伸率。牛建平等[17~19]认为,对W-Ni-Cr基合金进行纯净化处理,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艺下O和N与疏松的关联性及疏松对900 ℃拉伸性能的稳定性和分散度的影响,旨在提升K452合金的应用水平和使用可靠性。

1 实验方法

采用VIM70III-MC真空感应炉熔炼K452母合金锭,每炉取粉30 g;采用化学分析法检测化学成分,实测值(质量分数,%)为：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真空感应炉重熔K452母合金锭,浇注成拉伸试棒。合金完全熔化温度在1349 ℃[1]。同时,合金中高熔点元素含量较高,容易偏析,因此重熔后的浇注温度需要比合金熔化温度高。依据文献[1,2],选取1430 ℃ (过热度81℃)和1500 ℃(过热度151 ℃),具体工艺参数见表1。为了更好地脱出气体元素,提高合金熔体的均匀化程度和流动性,工艺No.3采用了在1590 ℃静置5 min的高温净化处理工艺。对重熔的真空度进行控制,当炉内真空度值达到0.01 Pa以下时开始熔化,直至合金液凝固成一层固体外壳,炉内真空度都保持在此值以下。用TC-436氧氮测定仪测定母合金锭和拉断试棒中气体元素O和N的含量。按GB/T4338-2006标准加工成高温拉伸试样。在SANS-CMT5205型电子万能试验机上进行高温拉伸实验,试样加热到900 ℃保温15 min,温差±3 ℃,环境温度22 ℃。金相显微组织观察和拉伸断口分析分别在MF-3型光学显微镜(OM)和配有能谱分析仪(EDS)的Cambridge-S360型扫描电子显微镜(SEM)上进行。

图4重熔工艺No.3浇注的试样No.4的断口形貌

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

3 结论

(1) 采用重熔工艺No.1浇注试样时,合金的拉伸性能较低,实验数据的分散程度比较大,在断口上存在大量的疏松,且随机分布。

(2) 采用重熔工艺No.2浇注试样时,合金的拉伸性能有所提高,实验数据的分散程度减小,拉断试样中O和N含量降低,疏松随之减轻。

(3) 采用重熔工艺No.3浇注试样时,合金的拉伸性能显著提高,数据一致性变好,拉断试样中O和N含量明显降低,在断口上没有观察到疏松。

来源--金属学报