Nimonic80A 合金室溫拉伸性能不合格分析

文/李曉婷，李宗科，黃定輝，闞繼友，謝偉東·無錫透平葉片有限公司

針對(duì)Nimonic80A 合金在室溫拉伸斷面收縮率和斷后伸長(zhǎng)率不合格的問題，通過使用掃描電鏡、能譜儀、金相顯微鏡等檢測(cè)設(shè)備對(duì)試樣斷口形貌、一次碳化物分布與形態(tài)、晶粒尺寸、晶界形態(tài)、γ′相形貌及晶界碳化物形貌進(jìn)行了分析。分析結(jié)果表明：貫穿試樣橫截面的碳化物條帶及無規(guī)則分布的長(zhǎng)條狀碳化物是導(dǎo)致其性能不合格的主要因素。

Nimonic80A 合金屬時(shí)效硬化型Ni-Cr 基高溫合金，通過析出的γ'(Ni3(A,Ti))相強(qiáng)化。Nimonic80A 合金鍛件在室溫拉伸性能檢測(cè)過程中發(fā)現(xiàn)，兩工件的室溫拉伸性能呈現(xiàn)顯著差異：1#工件的平行試樣1-1 和1-2 均滿足規(guī)范要求；2#工件的平行試樣2-1 和2-2 的伸長(zhǎng)率和斷面收縮率均不合格，具體檢測(cè)結(jié)果見表1。1#和2#工件鍛造和熱處理工藝相同，鐓粗變形量75%，經(jīng)固溶+時(shí)效處理，所用原材料來自不同熔煉爐號(hào)。室溫拉伸試樣取自圓盤工件1/2 半徑弦向，每個(gè)工件取1 組2支平行試樣。本文通過斷口形貌觀察、能譜檢測(cè)、顯微組織觀察等方法對(duì)導(dǎo)致伸長(zhǎng)率和斷面收縮率不合格的因素進(jìn)行分析討論。

表1 鍛件室溫拉伸性能檢測(cè)結(jié)果

表2 顆粒狀質(zhì)點(diǎn)EDS 檢測(cè)結(jié)果

斷口形貌分析

圖1(a)和圖1(b)為1-1 和1-2 試樣斷口宏觀形貌，斷口由纖維區(qū)和剪切唇區(qū)組成，無明顯的放射區(qū)。纖維區(qū)的裂紋源在圖中箭頭所指的表面處，裂紋源在此處萌生，并呈明顯放射狀，然后向放射狀的前沿?cái)U(kuò)展，其中1-1 的裂紋從正下方向正上方擴(kuò)展，1-2的裂紋從左下方向右上方擴(kuò)展；1-1 和1-2 試樣斷口的中部均為纖維區(qū)，其面積占比80%以上；纖維區(qū)有明顯的撕裂棱和少量的二次裂紋，還有部分較為明顯的晶粒狀形貌，但纖維區(qū)斷面整體上較為平坦，斷面垂直于應(yīng)力主軸。試樣圓周方向有約4/5 周長(zhǎng)區(qū)域?yàn)榧羟写絽^(qū)，其寬度在0.2 ～0.3mm 之間，為試樣最后瞬斷區(qū)。

圖1 斷口宏觀形貌

圖1(c)和圖1(d)為2-1 和2-2 試樣斷口宏觀形貌，斷口同樣僅有纖維區(qū)和剪切唇區(qū)。剪切唇區(qū)的面積較1-1 和1-2 進(jìn)一步減小。纖維區(qū)可以分為明顯的兩部分，紅色虛線框內(nèi)的斷面較為粗糙，有明顯的密集顆粒狀質(zhì)點(diǎn)條帶，寬度約500 ～700μm，其間有平行于條帶方向的撕裂棱；圖1(d)中除了顆粒狀質(zhì)點(diǎn)，還有細(xì)長(zhǎng)條狀質(zhì)點(diǎn)。紅色虛線框外的纖維區(qū)形貌與圖1(a)和圖1(b)基本一致。

圖2(a)和圖2(b)為1-1 和1-2 試樣斷口纖維區(qū)微觀形貌，屬于典型的沿晶韌窩斷口，斷口表面的晶界上有大量細(xì)小且淺的等軸韌窩，這是晶界顯微空洞生核、長(zhǎng)大、連接的結(jié)果。由裂紋沿晶界擴(kuò)展，可推測(cè)晶界上的析出相較基體更硬，在拉伸過程中不會(huì)隨基體發(fā)生明顯的協(xié)調(diào)變形，這會(huì)導(dǎo)致裂紋的萌生，由于裂紋尖端處于三向應(yīng)力狀態(tài)，因此，顯微空洞會(huì)優(yōu)先在晶界上形成，產(chǎn)生沿晶韌窩斷口。斷口韌窩的形貌和密度與晶界上的析出相密切相關(guān)，由斷口晶界上韌窩形貌可知晶界的析出相細(xì)小且彌散分布。

圖2 斷口微觀形貌

圖3 顆粒狀質(zhì)點(diǎn)EDS 檢測(cè)位置

圖2(c)和圖2(d)為2-1 和2-2 試樣斷口纖維區(qū)中紅色虛框部位的微觀形貌，細(xì)小顆粒狀和長(zhǎng)條狀質(zhì)點(diǎn)斷面平整，部分質(zhì)點(diǎn)發(fā)生明顯的破碎，且與基體之間產(chǎn)生較明顯的二次裂紋，根據(jù)上述質(zhì)點(diǎn)形貌推測(cè)其為熔煉過程中產(chǎn)生的碳化物、碳氮化物或氮化物等MX 型一次析出相，此類析出相在后續(xù)鍛造或熱處理過程中難以溶入基體中。條帶中大量密集分布的一次析出相更加顯著破壞基體材料的連續(xù)性，在試樣拉伸過程中，易在一次析出相與基體界面產(chǎn)生微裂紋，使試樣塑性降低，長(zhǎng)條狀質(zhì)點(diǎn)與基體界面面積較顆粒狀質(zhì)點(diǎn)更大，對(duì)基體連續(xù)性的割裂危害更大，使合金塑性進(jìn)一步降低，且2-1 和2-2 試樣斷口中條帶垂直于應(yīng)力主軸，較平行于主軸方向的條帶受力面積更大，更加割裂基體的連續(xù)性，使得合金塑性再次降低。

一次碳化物分析

物形貌、分布、尺寸和數(shù)量與取自工件的1-1 試樣基本保持一致。結(jié)合圖2、圖4 ～圖7 可知：工件鍛造過程75%的鐓粗變形量對(duì)碳化物條帶無明顯改善，但對(duì)平直長(zhǎng)條狀碳化物形貌影響顯著，使平直長(zhǎng)條狀碳化物發(fā)生扭曲、彎曲甚至斷裂成短條狀；工件與原材料棒料的碳化物形貌、分布、尺寸和數(shù)量基本一致。

圖4 2-1 拉伸試樣橫截面一次碳化物(200×)

圖5 1-1 拉伸試樣橫截面一次碳化物(200×)

圖6 2#原材料縱截面一次碳化物

圖7 1#原材料縱截面顆粒狀碳化物

顯微組織分析

圖8 顯示1-1 和2-1 拉伸試樣斷口附近晶粒度均為6 級(jí)，細(xì)小均勻的晶粒尺寸可增加晶界面積，增加裂紋形成和擴(kuò)展的阻力，進(jìn)而提高合金的韌性和塑性，且晶界形貌基本為輕微彎曲狀，彎曲的晶界同樣可以有效阻止晶界滑動(dòng)，推遲裂紋的形成和擴(kuò)展，有利于改善合金的塑性。上述分析可知，1#和2#工件晶粒度一致，即再結(jié)晶過程基本一致，說明影響晶粒尺寸的鍛造和固溶過程受控，未出現(xiàn)晶粒粗大等降低韌性和塑性的因素，可初步排除鍛造和固溶處理導(dǎo)致塑性不合格的可能性。

圖8 拉伸試樣晶粒度(200×)

圖9 顯示1-1 和2-1 拉伸試樣斷口附近時(shí)效析出的γ'相均為圓球形，且含量和尺寸基本一致，γ'相的形態(tài)與冷卻速率有關(guān)，隨冷卻速率的加快，其形態(tài)為蝶形→方形→圓球形轉(zhuǎn)變。晶界碳化物的形態(tài)基本一致，即不規(guī)則顆粒狀，晶界碳化物是固溶過程中產(chǎn)生的二次碳化物，其結(jié)構(gòu)通常為M23C6或M7C3型，主要起晶界強(qiáng)化作用。通過γ'相和晶界二次碳化物的分析進(jìn)一步說明工件的固溶和時(shí)效過程均受控，并無導(dǎo)致室溫拉伸塑性不合格的異常因素。

圖9 拉伸試樣橫截面的γ'相和晶界碳化物

化學(xué)成分分析

表3 為1-1 和2-1 拉伸試樣端頭化學(xué)成分檢測(cè)結(jié)果，兩個(gè)試樣化學(xué)成分一致性較好，且均符合規(guī)范要求。Nimonic80A 合金化程度較低，以Ni-Cr 為基礎(chǔ)，添加Al、Ti 元素，或形成γ′相，或固溶進(jìn)入γ 基體中，起到彌散強(qiáng)化作用，此外，還形成Ni3Al，起沉淀強(qiáng)化作用。Si、Mn、P、S 等夾雜元素含量控制在較低的水平，有利于提高合金的綜合性能。由于合金化程度較低，形成偏析產(chǎn)生有害相析出的可能性較低，且不含W、Mo、Nb 等強(qiáng)碳化物形成元素，降低了產(chǎn)生大量一次碳化物或碳化物條帶的可能性，但本試驗(yàn)的兩支室溫拉伸試樣斷口上有明顯的碳化物條帶和長(zhǎng)條狀碳化物，推測(cè)原材料熔煉過程中存在一定程度的微區(qū)偏析，從前文原材料碳化物條帶和形貌分析可知其在后續(xù)棒料生產(chǎn)過程中并無明顯改善。

表3 試樣化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

結(jié)論

通過上述分析可知：Nimonic80A 合金工件室溫拉伸的斷面收縮率和斷后伸長(zhǎng)率兩個(gè)塑性指標(biāo)不合格與貫穿試樣橫截面的碳化物條帶及無規(guī)則分布的長(zhǎng)條狀碳化物偏析有關(guān)，此類偏析由原材料熔煉過程中微區(qū)成分不均勻引起，且在鍛造生產(chǎn)過程中并無改善。