0.   引言

隨著航空發(fā)動機技術的不斷發(fā)展，發(fā)動機推重比不斷提高，渦輪葉片服役溫度越來越高，這對葉片材料的綜合性能，尤其是高溫性能提出了更高要求[1-2]。鎳基鑄造高溫合金是葉片材料的一種，其成分復雜，添加的微量元素主要起到晶界強化和晶界凈化作用[3-4]。鋯元素作為鑄造高溫合金重要的晶界強化微量元素，在各類牌號高溫合金中均得到廣泛應用，有關其在高溫合金中作用機理的研究工作也已開展較多。李亞敏等[5]研究發(fā)現(xiàn)，添加鋯可促進K4169合金中鈮、鉬、鈦元素偏析，增加碳化物數(shù)量，提高Laves相初熔溫度，降低合金熔點；楊道敏等[6]研究發(fā)現(xiàn)，鋯元素可以改善高溫合金的鑄造性能，減小鑄件的熱裂傾向；CHEN等[7]和HUANG等[8]研究發(fā)現(xiàn)，鋯元素可限制高溫合金中的碳化物由MC向M23C6轉(zhuǎn)變，穩(wěn)定MC碳化物和基體界面；周鵬杰等[9]研究發(fā)現(xiàn)，隨著鋯含量的增加，M951合金的碳化物形貌由片狀或針狀向塊狀轉(zhuǎn)變，晶粒內(nèi)骨架狀碳化物減少，晶界上碳化物增多，導致合金拉伸性能略有提高，持久斷裂時間先延長后縮短；周陽等[10]研究發(fā)現(xiàn)，K417合金中添加鋯后，組織中共晶相含量和顯微疏松數(shù)量增加，持久斷裂時間先延長后縮短。可見，鋯元素會對高溫合金的凝固特性、顯微組織及鑄造性能產(chǎn)生影響，從而影響高溫合金的力學性能。 

K465合金是在俄羅斯ЖС6У合金[11]基礎上研制的一種合金化程度較高的鎳基鑄造高溫合金，其鎢、鉬、鈮等難熔元素含量高，具有優(yōu)異的高溫蠕變性能、高溫疲勞性能和高承溫能力，適用于制備航空發(fā)動機渦輪葉片、渦輪導向葉片及其他高溫結構件，在航空領域得到廣泛應用[12-14]。目前，尚未見有關鋯元素對K465高溫合金顯微組織和力學性能影響的研究報道。因此，作者采用真空感應爐制備了添加不同質(zhì)量分數(shù)鋯的K465鎳基高溫合金，并對其進行1 210 ℃×4 h的熱處理，研究了鋯添加量對合金顯微組織和性能的影響，以期為K465合金中鋯含量的控制提供理論依據(jù)和數(shù)據(jù)支撐。 

1.   試樣制備與試驗方法

試驗材料為K465鎳基鑄造高溫合金，由DB-VLM50B型50 kg真空感應爐制備得到，其化學成分（質(zhì)量分數(shù)/%）為10.0Co，8.9Cr，1.62Mo，10.0W，5.40Al，2.60Ti，1.00Nb，0.17C，0.02B，余Ni。按照鋯的添加量（質(zhì)量分數(shù)，下同）分別為0，0.005%，0.025%，0.050%稱取純鋯和K465合金，采用ZG/0.025型25 kg真空感應爐熔煉合金錠，并將其重熔后通過普通燈籠模殼澆注得到合金試棒，對試棒進行1 210 ℃保溫4 h空冷的熱處理。 

在試驗合金中間相同部位截取尺寸為?5 mm×5 mm的金相試樣，經(jīng)打磨、拋光后，采用組成為100 mL HCl+20 g CuSO4+5 mL H2SO4+80mL H2O的溶液腐蝕，采用Sigam300型掃描電鏡（SEM）觀察微觀形貌，采用Ultim Max能譜分析儀（EDS）分析微區(qū)成分。采用Image J圖像處理軟件對碳化物、γ´相等的尺寸和面積進行分析。采用STA-449C型同步熱分析儀（DSC）對試驗合金的液/固相線溫度進行分析，以15 ℃·min−1的速率由室溫（25 ℃）升溫至1 450 ℃后降至室溫。根據(jù)GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，在試驗合金上截取如1（a）所示的拉伸試樣，采用UTM5305X型拉伸試驗機進行室溫拉伸試驗，屈服前應變速率為0.000 083 s−1，屈服后拉伸速度為3.6 mm·min−1。根據(jù)GB/T 2039—2024《金屬材料 單軸拉伸蠕變試驗方法》，在試驗合金上截取如1（b）所示的持久試樣，采用RD-50型高溫持久蠕變試驗機進行高溫持久試驗，試驗溫度為975 ℃，應力為225 MPa。拉伸和持久試驗各測3個平行試樣，取試驗結果的平均值。采用Sigma300型掃描電鏡觀察持久斷口縱截面裂紋形貌。 

圖  1  拉伸試樣與持久試樣的形狀和尺寸

Figure  1.  Shape and size of tensile sample (a) and endurance sample (b)

2.   試驗結果與討論

2.1   對顯微組織的影響

由圖2可以看出，不同鋯添加量試驗合金中的碳化物包括塊狀、條狀和顆粒狀碳化物，顆粒狀和條狀碳化物主要分布于枝晶間，塊狀碳化物主要分布于枝晶干。由圖3可知：當鋯添加量不大于0.025%時，隨鋯添加量增加，塊狀碳化物和條狀碳化物含量無明顯變化，顆粒狀碳化物含量先基本不變后升高；當鋯添加量由0.025%增加至0.050%時，塊狀碳化物含量（面積分數(shù)，下同）大幅增加，由0.1%升高至0.6%，條狀和顆粒狀碳化物含量大幅降低，其中條狀碳化物由0.3%降低至0.2%，顆粒狀碳化物由0.8%降低至0.4%。當鋯添加量不大于0.025%時，原子尺寸較大的鋯進入碳化物后，會造成晶格畸變，使得碳化物與基體之間的錯配度增加，單位面積界面能增大，碳化物形核功增加，因此合金在凝固時更易形成尺寸較小的顆粒狀和條狀碳化物[9]。但當鋯添加量增加到0.050%時，鋯在顆粒狀和條狀碳化物中達到飽和，更易形成塊狀碳化物。 

圖  2  不同鋯添加量試驗合金的碳化物形貌

Figure  2.  Carbide morphology of test alloy with different addition amounts of Zr

圖  3  試驗合金中不同形狀碳化物的面積分數(shù)隨鋯添加量的變化曲線

Figure  3.  Curves of area fraction of different-shaped carbides vs addition amounts of Zr in test alloy

以鋯添加量0.050%的試驗合金為例進行碳化物成分分析。由圖4可知，試驗合金的碳化物含有鈦、鎢、鉬、鈮、鋯和碳元素，其中：塊狀碳化物為MC型碳化物，富含鎢和鈮元素；條狀碳化物和顆粒狀碳化物為M6C型碳化物[15-16]，富含鎢和鉬元素。塊狀碳化物中鋯原子分數(shù)為0.40%，明顯高于條狀碳化物和顆粒狀碳化物中鋯原子分數(shù)（0.20%和0.12%）。在熱處理過程中組織中的MC型碳化物分解為M6C型碳化物[15-16]，而鋯的添加抑制了高熔點元素鎢、鉬和鈮元素偏析以及MC型塊狀碳化物的分解，因此枝晶間高鎢和鉬含量的條狀和顆粒狀M6C型碳化物形成數(shù)量減少，塊狀MC型碳化物含量相對提高。 

圖  4  鋯添加量0.050%試驗合金中不同形狀碳化物的EDS分析結果

Figure  4.  EDS analysis results of different-shaped carbides in test alloy with Zr addition amount of 0.050%

由圖5可以看出，不同鋯添加量試驗合金均存在γ/γ´共晶組織和顯微疏松，其中γ/γ´共晶組織呈光板狀，顯微疏松分布于共晶邊緣[17]。由圖6可以看出：當鋯添加量不大于0.025%時，隨著鋯添加量的增加，γ/γ´共晶和顯微疏松含量無明顯變化，面積分數(shù)分別為3.3%~3.8%，0.2%；當鋯添加量繼續(xù)增加到0.050%時，γ/γ´共晶和顯微疏松面積分數(shù)分別增加至5.8%和0.8%。 

圖  5  不同鋯添加量試驗合金中γ/γ′共晶和顯微疏松的SEM形貌

Figure  5.  SEM morphology of γ/γ′ eutectic (a, c, e, g) and microporosity (b, d, f, h) in test alloy with different addition amounts of Zr

圖  6  試驗合金中γ/γ′共晶和顯微疏松面積分數(shù)隨鋯添加量的變化曲線

Figure  6.  Curves of γ/γ′ eutectic and microporosity area fraction vs Zr addition amount in test alloy

為了進一步分析鋯添加量對合金中共晶和顯微疏松含量的影響，對鋯添加量0.025%和0.050%試驗合金分別進行了液/固相線溫度測試。由圖7可以看出：當鋯添加量為0.025%時，試驗合金的液/固相線溫度分別為1 358.2，1 323.7 ℃，二者相差34.5 ℃；當鋯添加量為0.050%時，液/固相線溫度分別為1 356.8，1 312.6 ℃，二者相差44.2 ℃。隨著鋯添加量的增加，合金液相線溫度差異不大，而固相線溫度降低較多，即合金的初熔溫度降低，液/固相線溫度差值增大，意味著在凝固過程中合金糊狀區(qū)的溫度范圍增大，凝固時間延長，這會加重元素偏析，促進尺寸粗大的共晶組織產(chǎn)生。共晶組織的增多使得金屬液在凝固過程中的流動受到阻礙，導致合金在凝固后期的金屬液補縮能力不足而產(chǎn)生顯微疏松。因此，隨著鋯添加量的增加，合金中顯微疏松含量增加，與周陽等[10]的研究結果基本一致。 

圖  7  不同鋯添加量試驗合金的DSC曲線

Figure  7.  DSC curves of test alloy with different addition amounts of Zr

2.2   對力學性能的影響

由圖8可以看出，隨著鋯添加量的增加，試驗合金的室溫抗拉強度無明顯變化，斷后伸長率先基本保持不變后降低。當鋯添加量為0.025%時，試驗合金的拉伸性能最優(yōu)，抗拉強度為1 020 MPa，斷后伸長率為9%。試驗合金中分布在晶界處的顆粒狀碳化物可以起到釘扎作用，阻礙裂紋擴展，起到晶界強化作用[18-19]，而形成的共晶組織會降低其力學性能[20-21]。當鋯添加量不大于0.025%時，隨著鋯添加量的增加，塊狀碳化物和條狀碳化物含量無明顯變化，顆粒狀碳化物顯著增多，在室溫拉伸過程中產(chǎn)生的晶界強化作用和共晶組織對力學性能的劣化作用達到動態(tài)平衡，因此合金的抗拉強度和斷后伸長率無明顯變化。當鋯添加量大于0.025%時，分布于晶界處的顆粒狀碳化物含量大幅降低，晶界強化作用弱化，但抗拉強度無明顯變化，這可能與K465合金的本征強度較高有關；同時，塊狀碳化物含量的增加導致晶界處裂紋容易萌生和擴展，因此塑性明顯降低[22]，斷后伸長率減小。隨著鋯添加量的增加，試驗合金在975 ℃/225 MPa下的持久斷裂時間先延長后縮短，當鋯添加量為0.025%時，持久斷裂時間最長，為70 h。由圖9可見，在持久試樣斷裂過程中，裂紋主要在塊狀碳化物附近萌生，并在應力作用下沿晶界擴展。當鋯添加量不大于0.025%時，隨著鋯添加量的增加，塊狀碳化物、共晶和顯微疏松含量無明顯變化，顆粒狀碳化物顯著增多，而顆粒狀碳化物可以起到釘扎作用，阻礙裂紋擴展[23]，因此持久斷裂時間延長。當鋯添加量達到0.050%時，塊狀碳化物、共晶和顯微疏松含量均明顯升高，在高溫持久蠕變過程中，裂紋易于在塊狀碳化物[14]、共晶[24]和顯微疏松[25]處萌生和擴展，因此持久斷裂時間縮短。 

圖  8  試驗合金的拉伸性能和持久斷裂時間隨鋯添加量的變化曲線

Figure  8.  Curves of tensile properties and endurance rupture time vs Zr addition amount of test alloy

圖  9  不同鋯添加量試驗合金在975 ℃/225 MPa下的持久斷口縱截面裂紋形貌

Figure  9.  Crack morphology of endurance fracture longitudinal section of test steel with different addition amounts of Zr at 975 ℃ and 225 MPa

3.   結論

（1）不同鋯添加量試驗合金中的碳化物包括塊狀MC型碳化物、條狀和顆粒狀M6C型碳化物，顆粒狀和條狀碳化物主要分布于枝晶間，塊狀碳化物主要分布于枝晶干；當鋯添加量不大于0.025%時，隨鋯添加量的增加，塊狀和條狀碳化物含量無明顯變化，顆粒狀碳化物含量先基本不變后升高，而當鋯添加量增至0.050%時，塊狀碳化物含量顯著升高，條狀和顆粒狀碳化物含量急劇降低。 

（2）不同鋯添加量試驗合金均存在γ/γ´共晶組織和顯微疏松，當鋯添加量不大于0.025%時，隨著鋯添加量的增加，γ/γ´共晶組織和顯微疏松含量無明顯變化，而當鋯添加量增加到0.050%時，γ/γ´共晶組織和顯微疏松含量均顯著升高。隨著鋯添加量由0.025%增加到0.050%，合金液/固相線溫度差值增大。 

（3）隨著鋯添加量的增加，試驗合金的室溫抗拉強度無明顯變化，斷后伸長率先基本保持不變后降低，在975 ℃/225 MPa下的持久斷裂時間先延長后縮短。在試驗范圍內(nèi)，鋯的最佳添加量為0.025%，合金的持久斷裂時間最長，為70 h，室溫抗拉強度為1 020 MPa，斷后伸長率為9%。

文章來源——材料與測試網(wǎng)