長期時效對K416B合金組織與持久性能的影響

劉麗榮， 陳茂凱，， 胡穎濤， 王振江， 謝 君

(1. 沈陽工業大學 材料科學與工程學院， 沈陽 110870； 2. 中國科學院金屬研究所， 沈陽 110016； 3. 中國航發西安航空發動機有限公司 鑄造廠 16車間， 西安 710021)

K416B合金是一種典型高W鎳基高溫合金，具有較高的承溫能力及良好的力學性能[1].相比于傳統合金，較高的W含量大幅度增加了高W鎳基合金的固溶強化水平，提高了合金的承溫能力[2-3].同時，W元素是一種較強的碳化物形成元素，碳化物強化也是鎳基高溫合金的主要強化方式之一，不同類型及形態的碳化物直接影響合金的力學性能[4-5].

鎳基高溫合金在長期時效期間的組織演變較為復雜，如γ′相的粗化、初生碳化物的轉化及二次碳化物的析出等，這些微觀組織的演變往往是合金力學性能改變的直接原因[6-7].Acharya等[8]對CMSX-10鎳基單晶高溫合金在950～1 050 ℃長期時效后進行了950 ℃高溫蠕變，結果表明，γ′相的沉淀粗化是導致合金性能退化的主要因素.秦學智等[9]對比了K446和K452兩種合金在800～900 ℃長期時效期間的組織演變對合金力學性能的影響，結果表明，由于MC型碳化物的轉化方式不同，兩種合金的持久斷裂機制具有較大差異.

目前，有關高W鎳基高溫合金長期時效期間的組織及力學性能轉變的研究較少.為了研究高W鎳基高溫合金組織轉變與持久性能的相關性，本文選用W含量高達16%的K416B合金，探究合金在1 000 ℃長期時效后的γ′相演化、碳化物轉變及有害TCP相析出規律，闡明了合金高溫持久斷裂機制，試圖為合金的應用與發展提供理論依據.

1 材料與方法

采用ZG-001型10 kg真空感應熔煉爐將K416B母合金重熔后澆注成等軸晶試棒，合金的化學成分如表1所示.在1 000 ℃下對試棒分別進行100、500、1 000和1 500 h的時效處理后，將合金試棒加工成標距為φ5×35 mm的圓柱試樣，利用F-25型持久試驗機測試試樣在1 000 ℃/160 MPa條件下的持久性能.采用S-3400N型掃描電鏡(SEM)對經不同時間長期時效后的合金進行組織形貌觀察.將持久斷裂后的試樣沿軸線方向進行線切割并將剖面研磨拋光后，采用100 mL HCl+20 g CuSO4+80 mL H2O腐蝕劑進行化學蝕刻，利用掃描電鏡觀察合金近斷口區域的組織形貌.

表1 K416B合金的化學成分(w)

采用線切割方式在持久斷裂試樣的近斷口端切取厚度為0.5 mm的薄片，并制備成直徑為3 mm、厚度為50 μm的透射樣品，采用10%高氯酸酒精溶液在-25 ℃下進行電解雙噴減薄，利用Tecnal-20型透射電鏡(TEM)對樣品進行微觀組織觀察.采用線切割方式切取尺寸為φ15×2 mm的試樣，經研磨拋光后利用D/MAX-2500PC型X射線衍射儀(XRD)分析合金中的相組成.

2 結果與分析

2.1 合金的鑄態組織

鑄態K416B合金的組織形貌如圖1所示.由圖1a可見，條狀或骨架狀碳化物沿晶界不連續析出，枝晶間區域存在較多碳化物，且呈不規則形狀.由圖1b可見，大塊狀碳化物主要分布于共晶組織內，尺寸約為20～30 μm.由圖1c可見，合金枝晶間與枝晶干區域γ′相尺寸分布存在較大不均勻性，其中，枝晶干區域γ′相尺寸約為0.4～0.8 μm，枝晶間區域γ′相尺寸約為1～2 μm.

圖1 鑄態K416B合金的微觀組織形貌

對鑄態和時效1 500 h后的合金進行XRD分析，相應XRD圖譜如圖2所示.

圖2 鑄態與時效態合金的XRD圖譜

由圖2可見，鑄態合金由γ基體、γ′相、MC型碳化物和M6C型碳化物構成.根據MC和M6C型碳化物的成分特點并結合EDS能譜分析結果可知，共晶組織處的大塊狀碳化物為富含W元素的M6C型碳化物，而枝晶間及晶界處的不規則形狀碳化物為富含Hf、Nb及Ti元素的MC型碳化物.此外，時效1 500 h后的合金在60°及75°附近的MC型碳化物衍射峰消失，而在40°附近出現新的M6C型碳化物衍射峰，其晶面指數分別為(400)、(511)和(440).

2.2 長期時效時間對合金組織的影響

K416B合金經1 000 ℃長期時效不同時間后枝晶間/干區域的γ′相形貌如圖3所示.由圖3可見，不同條件下枝晶間/干區域的γ′相均為不規則形狀，隨著長期時效時間的延長，γ′相尺寸逐漸增大.另外，合金中的γ′相出現筏化傾向，但形成的筏型組織方向及排列并不規則.

圖3 不同時效時間下K416B合金的γ′相形貌

經不同時間長期時效后K416B合金的析出相形貌如圖4所示.由圖4可見，合金中的MC型碳化物在長期時效過程中逐漸發生轉化，且大多轉化為M6C型碳化物.相關研究[10]表明，長期時效過程中二次析出的碳化物類型與時效溫度和時間有關，MC型碳化物在850～950 ℃時較為穩定，而M6C型碳化物在1 000 ℃左右時穩定性最佳，同時MC型碳化物轉化釋放出的C原子可與基體中的W原子結合，從而促進了富W的M6C型碳化物的形成.時效100 h后，合金枝晶間和晶界區域中的骨架狀或條狀MC型碳化物形貌無明顯變化，少量顆粒狀M6C型碳化物沿晶界不連續析出(見圖4a).時效500 h后，晶界處析出的顆粒狀M6C型碳化物數量增多，MC型碳化物邊緣部分發生轉化，枝晶間區域的MC型碳化物仍保持原有形貌，表明晶界處MC型碳化物的轉化速率大于枝晶間區域.同時，合金枝晶干區域析出少量針狀相(如圖4b黑色箭頭所示)，尺寸為10～50 μm.經衍射斑標定后可知，上述針狀相為M6C型碳化物(見圖5).時效1 000 h后，晶界處部分顆粒狀M6C型碳化物逐漸連接為條狀，MC型碳化物的體積分數明顯降低(見圖4c).時效1 500 h后，合金晶界處MC型碳化物幾乎完全轉變為M6C型碳化物，枝晶間區域存在少量塊狀和條狀MC型碳化物，其在部分轉變為M6C碳化物的同時形成一層γ′膜(如圖4d白色箭頭所示)，相應化學反應表達式為MC+γ→M6C+γ′，此外，針狀M6C型碳化物的數量及尺寸顯著增加.

圖4 不同時效時間下K416B合金的析出相形貌

圖5 K416B合金中的針狀M6C型碳化物

2.3 長期時效時間對合金持久性能的影響

K416B合金經不同時間長期時效后，在1 000 ℃/160 MPa條件下的持久壽命如圖6所示.由圖6可見，鑄態合金的持久壽命明顯優于長期時效后的合金，且隨著長期時效時間的增加，合金的持久壽命逐漸降低.在100、500、1 000和1 500 h不同時效時間下，合金的持久壽命分別約為44.63、33.93、31.55和23.32 h.

圖6 不同時效時間下K416B合金的持久壽命

經不同時間時效的K416B合金持久斷裂后，近斷口區域的裂紋萌生及擴展特征如圖7所示.由圖7可見，鑄態及時效態合金均表現為沿晶斷裂特征.鑄態合金中裂紋沿MC型碳化物開裂并沿晶界擴展，枝晶間MC型碳化物中未發現裂紋(見圖7a).由圖7b可見，時效500 h后晶界處由MC型碳化物轉化產生的顆粒狀M6C型碳化物可成為主要裂紋源，表明MC型碳化物的轉化能夠促進裂紋的萌生，此外，合金枝晶間區域尺寸較大的初生M6C型碳化物表面未發現裂紋，而合金中的裂紋沿晶界擴展.由圖7c可見，時效1 500 h后，可在靠近晶界裂紋延展區域的少量針狀M6C型碳化物上觀察到垂直于應力軸方向的橫向裂紋，并可沿裂紋尖端向兩端擴展，但大多數針狀M6C型碳化物仍保持完整形貌，表明針狀M6C型碳化物在合金持久變形期間并非主要裂紋源.

2.4 討 論

K416B合金經長期時效后，其組織演變主要包括γ′相粗化、MC碳化物退化及針狀M6C型碳化物析出三個方面.相關研究[11]表明，鎳基高溫合金的主要強化機制為高體積分數γ′相的第二相強化，且γ′相的尺寸、形態和分布對合金的高溫性能具有重要影響.合金γ′相的尺寸增大遵循LSW粗化理論[12]，即

(1)

式中：r為γ′相平均尺寸；r0為γ′相初始尺寸；k為粗化速率常數；t為時效時間.隨著時效時間的增加，γ′相尺寸隨之增大.

粗化速率常數可表示為

(2)

式中：Deff為擴散系數；σ為單位面積基體/析出相的界面能；Nα為溶質元素在基體中的平衡濃度；Vm為γ′相的摩爾體積；R為氣體常數；T為絕對溫度；A(φ)為與γ′相體積分數相關的系數.

相關研究[13]表明，在長期時效過程中γ′相的粗化主要受元素擴散控制，且擴散系數的變化對粗化速率影響最大.在K416B合金中W元素具有最大的原子半徑與最低的擴散系數，較高的W元素含量可以抑制γ′相的粗化，在長期時效后能保持較高的γ′相體積分數，增加位錯滑移阻力，從而提高合金的持久強度.鎳基高溫合金中的碳化物轉變及有害相的析出直接影響合金的高溫持久性能[14-15]，時效1 500 h后，K416B合金中的初生MC型碳化物轉化為M6C型碳化物，在長期時效期間富含W元素的M6C碳化物的析出消耗了基體中的大量W元素，降低了富W合金的固溶強化水平，從而降低了合金的高溫持久壽命[16].同時，晶界處的MC型碳化物在時效1 500 h后發生完全轉化，因而降低了轉化形成的γ′膜的強度，增加了晶界處顆粒狀M6C型碳化物與γ′膜之間產生非協調變形的可能性，這是導致裂紋易在M6C型碳化物處萌生的主要原因.另外，晶界處的能量較高，MC型碳化物的轉化速率遠大于枝晶間區域，晶界處M6C型碳化物數量急劇增加，這是合金持久變形表現為沿晶斷裂的主要原因.因此，MC型碳化物的大量轉化會對合金的持久性能造成不利影響.與此同時，K416B合金中的W含量高達16%，且在時效1 500 h后W元素仍然強偏析于枝晶干區域，導致合金中析出大量針狀M6C型碳化物，嚴重破壞了γ/γ′兩相組織穩定性，同時消耗了基體中的大量W元素，降低了固溶強化效果，進而影響合金的力學性能.由圖7可知，大多數針狀M6C型碳化物在高溫持久期間仍保持完整形貌，未發現裂紋萌生現象.綜上所述，兩種不同形態M6C型碳化物均導致合金的固溶強化水平降低，但針狀M6C型碳化物的析出對合金斷裂特征的影響不明顯.

圖7 不同時效時間下K416B合金的持久斷裂組織

3 結 論

通過以上分析可以得出以下結論：

1) 隨著長期時效時間的延長，K416B合金中的γ′相尺寸增大.MC型碳化物逐漸轉化為富W的顆粒狀M6C型碳化物.時效時間大于500 h后，在枝晶干區域析出針狀M6C型碳化物.

2) 合金在1 000 ℃/160 MPa條件下的持久壽命隨長期時效時間的延長而降低.大量富含W元素的顆粒狀及針狀M6C型碳化物的析出降低了合金的固溶強化效果，這被認為是合金持久壽命降低的主要原因.

3) 鑄態合金在1 000 ℃/160 MPa下的主要裂紋源為MC型碳化物.長期時效后合金的主要斷裂機制轉變為：裂紋在二次析出的M6C型碳化物及γ′膜界面處萌生，并沿晶界擴展形成宏觀裂紋，直至發生持久斷裂.針狀M6C型碳化物對合金斷裂特征的影響不明顯.