籽晶成分對單晶高溫合金定向凝固起始界面形態和取向的影響

謝信亮 余建波 玄偉東 任興孚 王 江 任忠鳴

（省部共建高品質特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室、上海市鋼鐵冶金新技術開發應用重點實驗室和上海大學材料科學與工程學院，上海200072）

籽晶成分對單晶高溫合金定向凝固起始界面形態和取向的影響

謝信亮 余建波 玄偉東 任興孚 王 江 任忠鳴

（省部共建高品質特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室、上海市鋼鐵冶金新技術開發應用重點實驗室和上海大學材料科學與工程學院，上海200072）

研究了純Ni、Ni-12%Cr和DD483合金分別作為籽晶定向生長鎳基單晶高溫合金的凝固過程。結果表明，純Ni和Ni-12%Cr籽晶的凝固界面歷經平界面—胞狀界面—枝晶界面的轉變過程，采用樹枝晶的DD483籽晶時，凝固界面直接由籽晶重熔區進入枝晶生長階段。單晶高溫合金的晶體取向延續了籽晶的晶體取向，但純Ni籽晶／高溫合金界面處的晶體取向發生小角度偏轉。分析認為，這是由于成分突變引起γ相的晶格常數發生變化所造成的。

鎳基單晶高溫合金 定向凝固 籽晶法 晶體取向

定向凝固鎳基單晶高溫合金因其優異的綜合力學性能和高溫蠕變性能被廣泛應用于制造航空發動機和燃氣輪機葉片［1］。目前，工業上制備單晶葉片通常采用籽晶法和選晶法。籽晶法是指將預先測定取向的籽晶與模殼一起預熱，加熱熔體澆鑄至模殼內，籽晶頂端部分發生重熔，在啟動抽拉后，熔體中的原子按照籽晶原子的堆垛方式外延定向生長。籽晶法相對于選晶法制備單晶的優勢在于前者能精確控制晶體的三維取向。然而籽晶重熔過程往往因各種因素導致出現雜晶［2-4］。已有研究表明籽晶重熔區枝晶熔斷碎片是導致雜晶形成的重要因素之一［2］。雜晶的出現引入了新的晶界，破壞了單晶完整性，嚴重影響單晶的使用性能，進而使籽晶法在單晶制備中的應用受到限制。采用平面晶的籽晶可以避免籽晶重熔過程由于熔斷的枝晶碎片而產生雜晶。但目前關于籽晶形態和籽晶成分對單晶高溫合金定向凝固過程的影響的研究還鮮有報道［5］。因此，本文采用平面晶的純Ni、Ni-12%Cr合金以及樹枝晶的DD483合金分別作為籽晶，研究籽晶成分和形態對定向凝固界面演變、成分以及晶體取向變化的影響，以進一步豐富籽晶定向凝固的理論基礎。

1 試驗材料及方法

試驗使用的母合金材料為DD483合金，其名義成分（質量分數，%）為：Ni-12.26Cr-3.48Al-4.0Ti-1.99Mo-9.19Co-3.76W-4.86Ta。三種籽晶材料分別為純Ni（99.9%）、Ni-12%Cr和DD483合金。分別從純Ni、Ni-12%Cr和DD483單晶試棒中截取不同取向偏離角的籽晶，籽晶尺寸為φ6 mm×30 mm。將籽晶置于母合金底部一起封裝在剛玉管中，再將封裝好的試樣在定向凝固爐內加熱至1 600℃并保溫30 min，待籽晶與母合金完全熔合后，啟動抽拉系統，試樣以50μm／s的恒定速度下拉。經測定，固-液界面處的溫度梯度約135℃／cm。

將定向凝固獲得的試棒進行宏觀腐蝕，以確定籽晶重熔的界面。在試棒的重熔界面附近截取縱截面和橫截面，用FeCl3（8 g）＋HCl（14 ml）＋H2O（21 ml）腐蝕液進行腐蝕，并用Leica光學顯微鏡觀察微觀組織。試樣再經電解拋光后在掃描電鏡（SEM）下進行電子背散射衍射（EBSD）取向分析，并用EDS進行成分分析。

2 試驗結果與分析

2.1 凝固界面演變及成分變化

圖1、圖2和圖3分別是以純Ni、Ni-12%Cr和DD483為籽晶，定向生長DD483合金的凝固組織照片。當采用平面晶籽晶（純Ni和Ni-12%Cr合金）時，籽晶與DD483合金之間界面明顯（圖1（a）和圖2（a）），啟動抽拉后，凝固組織逐步地由平面晶（圖1（b）、圖2（b））向胞狀晶或胞狀樹枝晶（圖1（c）、圖2（c））再向樹枝晶轉變（圖1（d）、圖2（d））。枝晶的生長方向稍有偏離熱流方向（圖2（a）），可能受籽晶取向的影響。當采用樹枝晶的DD483合金作籽晶時，籽晶頂端部分發生重熔，形成明顯的微熔區（圖3（a）和圖3（c）），籽晶微熔區內二次枝晶消失，一次枝晶粗化，相鄰枝晶之間的界線變得模糊。啟動抽拉后，凝固界面直接由籽晶重熔區進入枝晶生長界面，枝晶主干沿籽晶的一次枝晶方向生長。

圖1 純Ni籽晶定向生長DD483高溫合金的縱截面及橫截面組織Fig.1 Opticalmicrographs of the specimen solidified from pure Ni seed

為了進一步了解定向凝固過程中籽晶形態、成分對單晶生長的影響，采用能譜EDS分別對純Ni、Ni-12%Cr和DD483三種籽晶在起始凝固階段的成分分布進行線掃描分析，結果如圖4所示。由圖可知，純Ni和Ni-12%Cr籽晶的成分與DD483合金融合區之間存在明顯的分界線。對于純Ni籽晶，融合區內Ni的質量分數為82%左右，低于籽晶原始成分（99.9%）高于DD483合金；對于Ni-12%Cr籽晶，融合區內Ni的質量分數降低至78%左右，12%Cr籽晶原始成分基本保持不變，其他元素（Co、Al、W、Ti、Mo、Ta）含量均低于DD483合金的含量。與純Ni和Ni-12%Cr籽晶不同，DD483籽晶定向生長單晶高溫合金時，由于籽晶原始成分與母合金成分一致，籽晶重熔界面成分基本保持不變（成分分布曲線的小幅波動是由于EDS成分分析存在誤差和高溫合金存在微觀偏析引起的）。

以上分析結果表明，融合區的成分取決于籽晶原始成分和所生長單晶高溫合金的成分。對于純Ni和Ni-12%Cr籽晶，籽晶重熔界面前沿的成分混合區內由于原子擴散不充分，Ni含量較高，其他合金元素含量較低，在較高的溫度梯度下（135℃／cm），凝固界面以平界面或胞狀界面推進［6］，隨著凝固的進行，液相中合金成分逐漸過渡至母合金（DD483）成分，凝固界面由胞狀界面向枝晶界面轉變。對于樹枝晶DD483籽晶，融合區內的成分與母合金一致，凝固界面直接向枝晶生長界面轉變。

圖2 Ni-12%Cr籽晶定向生長DD483合金的縱截面和橫截面組織Fig.2 Opticalmicrographs of the specimen solidified from Ni-12%Cr seed

圖3 樹枝晶的籽晶定向生長DD483合金的縱截面和橫截面組織Fig.3 Opticalmicrographs of the specimen solidified from DD483 dendrite seed

2.2 晶體取向變化

表1統計了不同晶體取向的純Ni、Ni-12%Cr和DD483合金籽晶定向生長高溫合金的取向變化情況。從表中可以看出，穩定生長后的高溫合金的晶體取向與籽晶的取向基本一致（＜001＞取向差小于2°，在EBSD取向測定誤差范圍內），表明純Ni和Ni-12%Cr合金籽晶同樣也可以實現單晶的外延生長，籽晶成分和形態對穩定生長的單晶晶體取向沒有影響。

對純Ni籽晶起始凝固階段的縱截面進行EBSD取向分析，結果如圖5所示。由圖5（b）可知，單晶的晶體取向在籽晶與合金界面處發生突變（顏色發生變化）。為了進一步了解晶體取向的變化，在籽晶與合金界面附近進行了取向線分析，結果如圖5（c）所示，可見界面處晶體的＜001＞方向相對籽晶的晶體取向發生4°左右的突變，隨后隨著凝固的進行又逐漸恢復到＜001＞方向。

Bezencon C等［7］和Vilar R等［8］采用激光熔覆的方法研究在鎳基高溫合金基體上制備MCrAlY高溫涂層時發現，當涂層成分與基體（鎳基高溫合金）不同但相組成一致時可以實現晶體的外延生長，但晶體取向會發生10°以內的偏離而形成小角度晶界，作者認為這是由于成分的變化導致晶格常數的變化引起的。純Ni籽晶與凝固初始界面處合金的γ相的錯配度可表示為：

圖4 純Ni、Ni-12%Cr和DD483籽晶定向生長高溫合金籽晶重熔界面附近成分分析Fig.4 Metallographic features and EDS results for the longitudinal sections at the different seed／alloy interfaces

表1 不同位向的籽晶定向生長高溫合金晶體取向變化Table 1 Variation of the crystal orientation during the directional solidification of DD483 superalloy by single crystal seed in different orientations

式中，αγ為成分熔合區內γ相的晶格常數，αNi為Ni原子的晶格常數（αNi＝3.524）。Caron P［9］提出了計算高溫合金γ相的晶格常數的經驗公式：

式中，CM表示M元素在γ相中的原子分數，熔合區內靠近界面處各元素的質量分數及原子分數如表2所示。根據相分配系數Kγ／γ＇可以計算出各元素在γ相中的原子分數［10］，并代入式（2）得出籽晶與合金界面處γ相的晶格常數αγ＝3.548。將αγ和αNi代入式（1），求得純Ni籽晶與合金界面處γ相的錯配度為0.006 82。Vilar R等［11］認為錯配度在10－3～10－4范圍內就能夠導致晶體取向發生偏離。因此，可以認為籽晶與合金界面處成分的突變引起晶格常數的變化是造成純Ni籽晶初始凝固界面單晶的晶體取向發生小角度偏離的主要原因。

3 結論

（1）平面晶籽晶（純Ni和Ni-12%Cr）的凝固界面歷經平界面—胞狀界面—枝晶界面的轉變過程，而樹枝晶籽晶（DD483合金）的凝固界面由籽晶重熔區直接進入枝晶生長界面。

（2）純Ni、Ni-12%Cr和DD483合金的籽晶都能夠實現單晶高溫合金的外延生長，籽晶成分和形態對穩定生長單晶的晶體取向沒有影響。

（3）純Ni籽晶初始凝固界面單晶的晶體取向發生小角度偏離，計算分析認為，這主要是由于籽晶與合金界面處成分的突變引起晶格常數的變化所造成的。

圖5 純Ni籽晶定向生長高溫合金籽晶重熔界面處縱截面組織及EBSD取向分析Fig.5 Longitudinal morphology development and EBSDmap of the crystal orientation variation near pure Ni seed／alloy interface

表2 純Ni籽晶定向生長DD483合金籽晶界面附近γ相成分估算Table 2 Calculation of composition ofγphase in the fusion zone near the pure Ni seed interface

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收修改稿日期：2016-03-21

Effect of Seed Compositions on the Morphology of Initial Interface and Crystal Orientation during the Directional Solidification of Single Crystal Superalloy

Xie Xinliang Yu Jianbo Xuan Weidong Ren Xingfu Wang Jiang Ren Zhongming
（State Key Laboratory of Advanced Special Steel＆Shanghai Key Laboratory of Advanced Ferrometallurgy＆School of Materials Science and Engineering，Shanghai University，Shanghai200072，China）

Directional solidification of single crystal superalloy by using seeds of pure Ni，Ni-12%Cr and DD483 alloys were investigated，respectively.The experimental results showed that the solid／liquid interface changed from planar to cellular，and then to dendrite during the directional solidification process by using the pure Ni and Ni-12%Cr seeds，separately.When the DD483 alloy seed was used，the solidification interface transformed from seed melt-back zone into dendrite directly.The single crystal castings kept the orientation of bottom seeds in the dendrite growth stage.There was a small angle deviation from the seed orientation near pure Ni seed／DD483 superalloy interface.This may be due to the change of lattice constant ofγphase caused by compositions variation.

Ni-based single crystal superalloy，directional solidification，seeding technology，crystal orientation

國家自然科學基金（No.51404148），上海市科委項目（No.13521101102、No.14521102900）

謝信亮，男，主要從事高溫合金定向凝固研究，Email：xiexinliang＠shu.edu.cn

任忠鳴，男，教授，主要從事電磁冶金和高溫合金制備研究，Email：zmren＠staff.shu.edu.cn