GH710合金Al-Si滲層制備及燃?xì)鉄岣g性能研究

王亞，趙小全，劉昌標(biāo)，盧文海，黃凱

1.中國(guó)航發(fā)常州蘭翔機(jī)械有限責(zé)任公司 江蘇常州 213022

2.陸軍裝備部駐上海地區(qū)航空軍事代表室 江蘇常州 213022

1 序言

GH710合金是以Ni-Cr-Co為基的沉淀強(qiáng)化型難變形高溫合金，在900℃以上具有較高的抗拉強(qiáng)度、良好的高溫持久和抗蠕變性能，可在760～950℃使用，是目前實(shí)用性變形高溫合金服役溫度和綜合力學(xué)性能水平最高的合金之一。該合金在20世紀(jì)80年代中期研制而成，應(yīng)用于整體葉盤結(jié)構(gòu)[1]。在海洋環(huán)境服役過程中，由于工況環(huán)境較為惡劣，故零件表面易產(chǎn)生沿晶溝壑。經(jīng)分析，零件失效在長(zhǎng)期高溫服役工況下，近海海洋環(huán)境會(huì)促進(jìn)晶界腐蝕。為延長(zhǎng)零件的使用壽命，普遍采用表面改性的方法來提高熱端部件材料的高溫防護(hù)性能。采用料漿法制備A1-Si滲層，由于其工藝簡(jiǎn)單、價(jià)格低廉，因此得到了廣泛應(yīng)用[2]。

本文以GH710合金為基體，采用料漿滲技術(shù)在基體上制備Al-Si滲層，并對(duì)該滲層在900℃下的燃?xì)鉄岣g行為進(jìn)行研究。

2 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用材料為G H710鎳基高溫合金，其主要化學(xué)成分見表1。熱處理狀態(tài)為兩次固溶+兩次時(shí)效處理，即一次固溶（1170±10）℃×4h，空冷；二次固溶（1080±10）℃×4h，空冷；一次時(shí)效（845±10）℃×24h，空冷；二次時(shí)效（760±10）℃×16h，空冷。

表1 GH710合金主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）（%）

采用料漿滲技術(shù)制備Al-Si滲層，料漿成分由金屬滲劑（Al粉和Si粉）、填充劑（Ni粉）和黏結(jié)劑（磷酸鹽、鉻酸鹽）組成。滲層制備工藝：涂料在使用前使用攪拌機(jī)搖勻，基體使用130#剛玉砂進(jìn)行吹砂以活化表面。用噴槍在距離試樣10～20cm處噴涂Al-Si涂料，自然表干，重復(fù)2次50～90μm后在烘箱中進(jìn)行（80±5）℃下烘30min，隨爐升至（340±5）℃后保溫30min的固化工藝。

為保證GH710合金零件性能，依據(jù)GH710合金特點(diǎn)，通常其擴(kuò)散溫度采用固溶+時(shí)效或時(shí)效制度進(jìn)行，選取兩種推薦制度對(duì)試樣進(jìn)行擴(kuò)散處理，擴(kuò)散工藝見表2。擴(kuò)散處理后吹砂去除表面黑色顆粒。滲制和擴(kuò)散過程都是在高純氬氣氛中進(jìn)行，防止?jié)B層出現(xiàn)氧化。

表2 擴(kuò)散工藝

為摸索擴(kuò)散處理對(duì)材料性能的影響，對(duì)經(jīng)隨爐處理的性能試樣按HB 5423—1989《航空用GH710合金餅坯鍛件》進(jìn)行常溫拉伸和高溫持久（980℃/120MPa，30h）試驗(yàn)。

按照HB 7740—2017《燃?xì)鉄岣g試驗(yàn)方法》對(duì)GH710合金基體和滲層進(jìn)行燃?xì)鉄岣g試驗(yàn)。試驗(yàn)溫度為900℃，時(shí)長(zhǎng)100h，航空燃油流量0.2L/h，人造海水流量0.2L/h，油氣比為1:45。燃?xì)鉄岣g試驗(yàn)每組選取5個(gè)試樣，每隔25h對(duì)試樣進(jìn)行堿洗稱重，測(cè)定腐蝕速率。試驗(yàn)結(jié)束后，使用光學(xué)顯微鏡對(duì)滲層及合金晶界進(jìn)行顯微觀察。

3 試驗(yàn)與分析

3.1 擴(kuò)散處理對(duì)合金力學(xué)性能的影響

隨爐擴(kuò)散的性能試樣按照HB 5423—1989進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，結(jié)果見表3。由表3中數(shù)據(jù)可見，兩種擴(kuò)散工藝制度對(duì)合金的力學(xué)性能無影響，采用固溶+時(shí)效及時(shí)效制度擴(kuò)散的GH710合金力學(xué)性能均合格。

表3 擴(kuò)散處理后GH710合金力學(xué)性能

3.2 滲層顯微組織

經(jīng)料漿滲技術(shù)處理后，對(duì)工藝方案A擴(kuò)散的試樣進(jìn)行顯微觀察，發(fā)現(xiàn)擴(kuò)散后組織呈柱狀晶結(jié)構(gòu)（見圖1a），滲層深度63.19μm，整體滲層深度40～70μm。局部有漏滲現(xiàn)象（見圖1b），分析原因?yàn)橥繉訃娡抗袒笤?080℃擴(kuò)散處理加熱過程中涂層剝落所致。部分滲層與基體界面過渡區(qū)出現(xiàn)“針狀”組織（見圖1c），疑似為片狀σ相，對(duì)性能會(huì)造成不良影響。“針狀”組織的出現(xiàn)，與高溫情況下滲層與基體元素濃度差異造成基體元素偏析有關(guān)。

圖1 工藝A葉片滲層組織形貌

工藝方案B經(jīng)擴(kuò)散處理后，葉片滲層較為平整光滑，滲層形貌呈典型滲Al-Si結(jié)構(gòu)（見圖2），滲層厚度20～30μm，呈分層形態(tài)。從圖2可看出，滲層界面由外至內(nèi)依次為表面Al-Si疏松滲層（見圖2中a區(qū)域）、內(nèi)側(cè)Al-Si致密滲層（見圖2中b區(qū)域）和Ni-Al互擴(kuò)散層（見圖2中c區(qū)域）。表面Al-Si疏松滲層，由于元素沉積致使該層以Al元素為主，內(nèi)側(cè)Al-Si滲層致密平整，擴(kuò)散層主要由Ni、Al與基體連接，擴(kuò)散層起到良好的支撐過渡作用。

圖2 Al-Si滲層截面形貌

3.3 滲層抗熱腐蝕性能分析

由于工藝方案A擴(kuò)散處理后出現(xiàn)欠滲及“針狀”微觀組織等問題，故該參數(shù)不推薦應(yīng)用在實(shí)際零件生產(chǎn)。經(jīng)分析，出現(xiàn)欠滲問題主要是因?yàn)閲娡繉咏?jīng)340℃固化后，由于采用到溫入爐方式擴(kuò)散處理，涂層溫升速度過快，使熱膨脹系數(shù)與基體差異較大，導(dǎo)致局部區(qū)域出現(xiàn)剝落。“針狀”組織主要是因1080℃高溫狀態(tài)下滲層與基體元素濃度差異而造成基體元素偏析。

工藝方案B擴(kuò)散處理的滲層組織致密均勻，建議推薦該參數(shù)應(yīng)用于實(shí)際生產(chǎn)。因此，對(duì)工藝方案B擴(kuò)散處理的滲層開展抗燃?xì)鉄岣g性能研究。

GH710合金未經(jīng)熱擴(kuò)散處理試樣（即兩次固溶+兩次時(shí)效處理）和采用工藝方案B擴(kuò)散處理試樣均經(jīng)過900℃、100h燃?xì)鉄岣g試驗(yàn)后，GH710合金和滲層試樣的燃?xì)飧g速率見表4。由表4可見，經(jīng)Al-Si共滲處理后的GH710合金抗燃?xì)鉄岣g性能有所提高，滲層和基體腐蝕速率在同一數(shù)量級(jí)。

表4 GH710基體與Al-Si滲層試樣燃?xì)鉄岣g速率［g/(m2·h)］

對(duì)兩種抗燃?xì)鉄岣g試樣進(jìn)行顯微觀察，試樣腐蝕形貌如圖3所示。GH710合金試樣腐蝕較為嚴(yán)重，基體表面形成一層疏松腐蝕層，在含SO3和氧的環(huán)境中，GH710合金發(fā)生熱腐蝕，先是孕育期，隨后加速腐蝕，最后發(fā)生孔腐蝕，腐蝕元素已沿晶界進(jìn)一步向基體內(nèi)部擴(kuò)散的趨勢(shì)[3]。

圖3 試樣腐蝕形貌

Al-Si滲層試樣保持較為完整，滲層外表面出現(xiàn)較薄的一層腐蝕層，滲層較為平整光滑，未發(fā)現(xiàn)腐蝕坑等缺陷，說明滲層能夠提高GH710合金的抗燃?xì)鉄岣g性能。滲層中Si元素有效地提高滲層與基體的結(jié)合力，防止?jié)B層剝落。Al-Si滲層在模擬熱腐蝕環(huán)境中，在表面首先形成了致密的Al2O3膜，不僅提高了合金的抗高溫氧化能力，還形成了抗腐蝕能力好的化合物層，阻滯了腐蝕元素向內(nèi)部擴(kuò)散，防止了合金發(fā)生孔蝕，提高了合金的抗燃?xì)鉄岣g能力。

4 結(jié)束語

1）經(jīng)845℃×24h/氬冷+760℃×16h/氬冷擴(kuò)散處理，可使GH710合金得到20～30μm深的均勻滲層。

2）經(jīng)900℃、100h燃?xì)鉄岣g試驗(yàn)，Al-Si滲層可提高GH710合金抗燃?xì)鉄岣g性能。