，，， ，

(1.中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院，航空工業(yè)失效分析中心，航空材料檢測(cè)與評(píng)價(jià)北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，材料檢測(cè)與評(píng)價(jià)航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，中國(guó)航空發(fā)動(dòng)機(jī)集團(tuán)材料檢測(cè)與評(píng)價(jià)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095；2.江蘇省特種設(shè)備安全監(jiān)督檢驗(yàn)研究院常州分院，常州 213000 )

0 引 言

粉末冶金技術(shù)可以很好地解決傳統(tǒng)鑄造工藝制備合金中存在的成分偏析等問(wèn)題，所制備的粉末高溫合金具有合金化程度高、組織均勻、中低溫強(qiáng)度高和疲勞性能好等優(yōu)點(diǎn)。其中，F(xiàn)GH97粉末高溫合金在650 ℃時(shí)具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，是生產(chǎn)先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤、擋板等熱端零部件的關(guān)鍵材料[1-3]。這些零部件長(zhǎng)期在高溫條件下服役，材料的顯微組織會(huì)發(fā)生退化，性能顯著降低，最終導(dǎo)致零部件的失效。因此，有必要對(duì)FGH97粉末高溫合金在高溫長(zhǎng)時(shí)服役過(guò)程中的組織演化規(guī)律進(jìn)行研究，并實(shí)現(xiàn)對(duì)組織演化的定量表征。然而目前，相關(guān)研究大多針對(duì)的是粉末高溫合金成形過(guò)程中的組織變化[4-7]。

為此，作者對(duì)FGH97粉末高溫合金進(jìn)行650 ℃保溫不同時(shí)間的熱暴露試驗(yàn)，研究了其γ′相的演化規(guī)律，并對(duì)演化過(guò)程中的γ′相進(jìn)行定量表征，為建立組織和性能間的定量關(guān)系模型奠定基礎(chǔ)，并為FGH97粉末高溫合金服役壽命評(píng)價(jià)提供試驗(yàn)依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為FGH97粉末高溫合金，其化學(xué)成分如表1所示，制備工藝流程為母合金冶煉→制備粉末→粉末處理→真空裝套→熱等靜壓→熱處理。熱等靜壓工藝參數(shù)為溫度1 180～1 210 ℃，壓力120 MPa，時(shí)間2～4 h。熱處理工藝為1 200 ℃保溫8 h，爐冷至1 170 ℃，空冷至室溫，隨后780 ℃保溫32 h，空冷至室溫。

表1FGH97粉末高溫合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))
Tab.1ChemicalcompositionofFGH97powdermetallurgysuperalloy(mass) %

CrCoMoWAlTiNbCHfMgZrBCeNi8.0～10.015.0～16.03.5～4.55.0～6.04.5～5.01.5～2.02.4～2.80.02～0.060.10～0.40<0.02<0.015<0.015<0.01余

圖1 FGH97粉末高溫合金在熱暴露前的顯微組織Fig.1 Microstructure of FGH97 powder metallurgy superalloy before heat exposure: (a) overall morphology and (b) morphology of tertiary γ′ phase

將FGH97粉末高溫合金加工成尺寸為12 mm×12 mm×5 mm的試樣，經(jīng)打磨、拋光后放入OTF-1200X型馬弗爐中，在空氣氣氛下加熱至650 ℃ 后分別保溫100，200，300，400，500，800，1 000 h，出爐空冷。

將不同時(shí)間熱暴露后的試樣經(jīng)打磨、拋光和用由15 g CrO3、10 mL H2SO4和150 mL H3PO4組成的溶液進(jìn)行電解腐蝕后，利用S4800型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)對(duì)顯微組織進(jìn)行觀察，采用Image-Pro Plus圖像分析軟件(簡(jiǎn)稱IPP軟件)對(duì)γ′相進(jìn)行定量分析，每個(gè)試樣取6個(gè)視場(chǎng)圖像，由IPP軟件自動(dòng)計(jì)算得到晶界和晶內(nèi)γ′相的面積分?jǐn)?shù)、γ′相的周長(zhǎng)和面積。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織演變

γ′相是粉末高溫合金中最主要的強(qiáng)化相，其尺寸、形貌、體積分?jǐn)?shù)和分布狀態(tài)對(duì)合金的性能起著決定作用。由圖1可知：熱暴露前合金中存在初次γ′相、二次γ′相和三次γ′相等3種不同尺寸的γ′相；初次γ′相呈橢圓形、長(zhǎng)條狀或者不規(guī)則的塊狀，在γ′相中的占比為5%左右，多存在于晶界處，尺寸為0.8～1.8 μm；二次γ′相在γ′相中的占比約90%，主要為方形、三角形以及少量的不規(guī)則塊狀，尺寸為200～800 nm，主要分布在晶內(nèi)，為主要強(qiáng)化相，對(duì)合金的力學(xué)性能影響最大；三次γ′相為圓形，尺寸為50～200 nm，主要分布在初次γ′相的周圍，同時(shí)還有少量不規(guī)則形狀的三次γ′相分布于晶內(nèi)，尺寸比較小，為10～75 nm[8]。

由圖2可知：隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，3種γ′相的形貌都發(fā)生了不同程度的變化；當(dāng)熱暴露時(shí)間小于300 h時(shí)，二次γ′相主要為規(guī)則的方形、三角形，部分方形二次γ′相的邊緣出現(xiàn)輕微內(nèi)凹現(xiàn)象；當(dāng)熱暴露時(shí)間延長(zhǎng)到400，500 h時(shí)，二次γ′相由方形逐漸變?yōu)榈位虬私切?，說(shuō)明一部分二次γ′相出現(xiàn)開(kāi)裂現(xiàn)象，同時(shí)晶內(nèi)的三次γ′相顆粒越來(lái)越少；隨著熱暴露時(shí)間的繼續(xù)延長(zhǎng)，γ′相的邊角出現(xiàn)鈍化，相鄰的γ′相相互連接，相邊界相互融合，初次γ′相周圍的的三次γ′相不斷被吞噬，三次γ′相的數(shù)量繼續(xù)變少，γ′相多呈條狀、棒狀等不規(guī)則形狀。綜上可知，晶內(nèi)和晶界的γ′相有明顯不同的粗化速率，晶內(nèi)二次γ′相主要在形貌上發(fā)生較大的變化，而晶界處的初次γ′相和三次γ′相在形貌、尺寸、數(shù)量和分布等方面均發(fā)生明顯的變化。

圖2 熱暴露不同時(shí)間后FGH97粉末高溫合金的顯微組織Fig.2 Microstructures of FGH97 powder metallurgy superalloy after heat exposure for different times

圖3 熱暴露不同時(shí)間后FGH97粉末高溫合金中γ′相的等效直徑分布Fig.3 Equivalent diameter distribution of γ′ phase in FGH97 powder metallurgy superalloy after heat exposure for different times

2.2 γ′相的定量表征

2.2.1 定量表征方法

采用等效直徑來(lái)定量表征γ′相的尺寸，形狀因子來(lái)定量表征γ′相的形狀[9-10]。根據(jù)Delesse定律，γ′相的體積分?jǐn)?shù)等于其面積分?jǐn)?shù)，因此可用面積分?jǐn)?shù)來(lái)表征γ′相的體積分?jǐn)?shù)。

等效直徑D和形狀因子SF的計(jì)算公式分別為

(1)

SF=4πA/P2

(2)

式中：A為γ′相的面積；P為γ′相的周長(zhǎng)。

由式(1)和式(2)可知：等效直徑只與γ′相的面積有關(guān)，而與形狀無(wú)關(guān)；形狀因子與γ′相的面積和周長(zhǎng)均有關(guān)。形狀因子的取值為0～1，當(dāng)γ′相的形狀為圓形時(shí)，形狀因子為1，當(dāng)γ′相為復(fù)雜不規(guī)則形狀時(shí)，形狀因子小于1且趨于0。

2.2.2 γ′相尺寸

由圖3可知：隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，大尺寸γ′相的數(shù)量不斷增加，小尺寸三次γ′相的數(shù)量不斷減少；當(dāng)熱暴露時(shí)間為100～300 h時(shí)，二次γ′相的等效直徑主要分布在0.2～0.4 μm；當(dāng)熱暴露時(shí)間為500 h時(shí)，二次γ′相的等效直徑主要分布在0.4～0.6 μm，因此當(dāng)熱暴露時(shí)間小于800 h時(shí)，二次γ′相不斷粗化；當(dāng)熱暴露時(shí)間延長(zhǎng)到800～1 000 h，二次γ′相的等效直徑主要分布在0.2～0.4 μm，這是由于二次γ′相長(zhǎng)大到其尺寸臨界值時(shí)會(huì)發(fā)生分解，且其分解速率大于粗化速率，從而導(dǎo)致粉末高溫合金中γ′相等效直徑的下降。

由圖4可知，隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，γ′相的平均等效直徑先增大，當(dāng)熱暴露時(shí)間大于800 h后，由于γ′相的分解而減小。

2.2.3 γ′相形貌

由圖5可知：當(dāng)熱暴露時(shí)間為100～300 h時(shí)，γ′相的形狀因子分布在0.7～0.8，接近于正方形的形狀因子0.785，說(shuō)明此時(shí)粉末高溫合金中接近正方形的γ′相數(shù)量較多，由于二次γ′相的占比為90%左右，因此形狀因子主要由二次γ′相的形狀決定，由形狀因子確定的γ′相形狀與之前觀察到的γ′相形貌吻合；隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，形狀因子為0～0.5 的γ′相越來(lái)越多，擬合曲線變得平緩，說(shuō)明γ′相的形狀越來(lái)越不規(guī)則，這與γ′相形貌的變化一致。由圖6可以看出，γ′相的平均形狀因子隨熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)而減小。

圖4 FGH97粉末高溫合金中γ′相的平均等效直徑隨熱暴露時(shí)間的變化曲線Fig.4 Curve of average equivalent diameter vs the time of heat exposure of γ′ phase in FGH97 powder metallurgy superalloy

圖5 熱暴露不同時(shí)間后FGH97粉末高溫合金中γ′相的形狀因子分布Fig.5 Shape factor distribution of γ′ phase in FGH97 powder metallurgy superalloy after heat exposure for different times

圖6 FGH97粉末高溫合金中γ′相的平均形狀因子隨熱暴露時(shí)間的變化曲線Fig.6 Curve of average shape factor vs the time of heat exposure of γ′ phase in FGH97 powder metallurgy superalloy

2.2.4 γ′相體積分?jǐn)?shù)

由圖7可知：隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，F(xiàn)GH97粉末高溫合金中γ′相的含量增加；當(dāng)熱暴露時(shí)間由100 h延長(zhǎng)到1 000 h時(shí)，晶內(nèi)γ′相的體積分?jǐn)?shù)由62.98%增大至65.01%，而晶界上γ′相的體積分?jǐn)?shù)由65.79%增大至72.98%，晶界上γ′相增加得更為顯著。綜上可知，熱暴露時(shí)間越長(zhǎng)，F(xiàn)GH97粉末高溫合金中晶界上聚集的γ′相越多，而晶界上聚集的γ′相是合金彎曲晶界形成的主要因素[11]，從而可顯著提高合金的綜合性能。

圖7 FGH97粉末高溫合金晶界和晶內(nèi)γ′相的體積分?jǐn)?shù)隨熱暴露時(shí)間的變化曲線Fig.7 Curves of volume fraction vs the time of heat exposure of γ′ phase at the grain boundaries and inside grains in FGH97 powder metallurgy superalloy

3 結(jié) 論

(1) 隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，F(xiàn)GH97粉末高溫合金中的γ′相由規(guī)則的方形、三角形變?yōu)榈位虬私切?，再變?yōu)闂l狀、棒狀等不規(guī)則形狀，一部分二次γ′相出現(xiàn)開(kāi)裂現(xiàn)象，同時(shí)晶內(nèi)的三次γ′相的數(shù)量越來(lái)越少。

(2) 隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，F(xiàn)GH97粉末高溫合金中γ′相的平均等效直徑先增大后減小，形狀因子逐漸減小，體積分?jǐn)?shù)逐漸增大，晶界處聚集的γ′相明顯增多；采用等效直徑、形狀因子和體積分?jǐn)?shù)可實(shí)現(xiàn)FGH97粉末高溫合金中γ′相的定量表征。

參考文獻(xiàn):

[1] 劉新靈，陶春虎.FGH96粉末高溫合金損傷行為與壽命預(yù)測(cè)[J].失效分析與預(yù)防, 2011, 6(2):124-129.

[2] RAISSON G. Evolution of PM nickel base superalloy processes and products[J]. Powder Metallurgy,2008, 51(1):10-13.

[3] GU Y, HARADA H, CUI C, et al. New Ni-Co-base disk surperalloys with higher strength and creep resistance[J]. Scripta Materialia,2006,55(9):815-818.

[4] 王曉娜, 李付國(guó), 劉玉紅. FGH96合金在等溫變形條件下的變形與微觀組織演化[J].粉末冶金技術(shù),2008,26(3):196-200.

[5] 秦子珺, 劉琛疚, 王子, 等. 鎳基粉末高溫合金原始顆粒邊界形成及組織演化特征[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2016,26(1): 50-59.

[6] 張國(guó)棟, 劉紹倫, 何玉懷, 等. 粉末冶金盤材料FGH95熱機(jī)械疲勞壽命預(yù)測(cè)[J].失效分析與預(yù)防, 2008,3(1):54-58.

[7] LI H, ZUO L, SONG X, et al. Coarsening behavior of γ' particles in a nickel-base superalloy[J]. Rare Metals, 2009, 28(2): 197-201.

[8] 郭建亭.高溫合金材料學(xué)[M].北京:科學(xué)出版社，2008: 81-122.

[9] GABB T P, GARG A, ELLIS D L, et al. Detailed microstructural characterization of the disk alloy ME3[R]. Washington: NASA/TM2004213140,2004.

[10] LI H, SONG X, WANG Y, et al. Characterization of γ′ precipitates in a nickel base superalloy quenching from aging temperature at different rates[J]. Rare Metals, 2010, 29(2): 204-208.

[11] 仲增墉, 馬培立, 陳淦生, 等. 高合金化鎳基變形高溫合金中彎曲晶界的初步研究[J]. 金屬學(xué)報(bào), 1983, 19(3): 215-219.