0.   引言

隨著航空發動機技術的不斷發展，發動機推重比不斷提高，渦輪葉片服役溫度越來越高，這對葉片材料的綜合性能，尤其是高溫性能提出了更高要求[1-2]。鎳基鑄造高溫合金是葉片材料的一種，其成分復雜，添加的微量元素主要起到晶界強化和晶界凈化作用[3-4]。鋯元素作為鑄造高溫合金重要的晶界強化微量元素，在各類牌號高溫合金中均得到廣泛應用，有關其在高溫合金中作用機理的研究工作也已開展較多。李亞敏等[5]研究發現，添加鋯可促進K4169合金中鈮、鉬、鈦元素偏析，增加碳化物數量，提高Laves相初熔溫度，降低合金熔點；楊道敏等[6]研究發現，鋯元素可以改善高溫合金的鑄造性能，減小鑄件的熱裂傾向；CHEN等[7]和HUANG等[8]研究發現，鋯元素可限制高溫合金中的碳化物由MC向M23C6轉變，穩定MC碳化物和基體界面；周鵬杰等[9]研究發現，隨著鋯含量的增加，M951合金的碳化物形貌由片狀或針狀向塊狀轉變，晶粒內骨架狀碳化物減少，晶界上碳化物增多，導致合金拉伸性能略有提高，持久斷裂時間先延長后縮短；周陽等[10]研究發現，K417合金中添加鋯后，組織中共晶相含量和顯微疏松數量增加，持久斷裂時間先延長后縮短。可見，鋯元素會對高溫合金的凝固特性、顯微組織及鑄造性能產生影響，從而影響高溫合金的力學性能。 

K465合金是在俄羅斯ЖС6У合金[11]基礎上研制的一種合金化程度較高的鎳基鑄造高溫合金，其鎢、鉬、鈮等難熔元素含量高，具有優異的高溫蠕變性能、高溫疲勞性能和高承溫能力，適用于制備航空發動機渦輪葉片、渦輪導向葉片及其他高溫結構件，在航空領域得到廣泛應用[12-14]。目前，尚未見有關鋯元素對K465高溫合金顯微組織和力學性能影響的研究報道。因此，作者采用真空感應爐制備了添加不同質量分數鋯的K465鎳基高溫合金，并對其進行1 210 ℃×4 h的熱處理，研究了鋯添加量對合金顯微組織和性能的影響，以期為K465合金中鋯含量的控制提供理論依據和數據支撐。 

1.   試樣制備與試驗方法

試驗材料為K465鎳基鑄造高溫合金，由DB-VLM50B型50 kg真空感應爐制備得到，其化學成分（質量分數/%）為10.0Co，8.9Cr，1.62Mo，10.0W，5.40Al，2.60Ti，1.00Nb，0.17C，0.02B，余Ni。按照鋯的添加量（質量分數，下同）分別為0，0.005%，0.025%，0.050%稱取純鋯和K465合金，采用ZG/0.025型25 kg真空感應爐熔煉合金錠，并將其重熔后通過普通燈籠模殼澆注得到合金試棒，對試棒進行1 210 ℃保溫4 h空冷的熱處理。 

在試驗合金中間相同部位截取尺寸為?5 mm×5 mm的金相試樣，經打磨、拋光后，采用組成為100 mL HCl+20 g CuSO4+5 mL H2SO4+80mL H2O的溶液腐蝕，采用Sigam300型掃描電鏡（SEM）觀察微觀形貌，采用Ultim Max能譜分析儀（EDS）分析微區成分。采用Image J圖像處理軟件對碳化物、γ´相等的尺寸和面積進行分析。采用STA-449C型同步熱分析儀（DSC）對試驗合金的液/固相線溫度進行分析，以15 ℃·min−1的速率由室溫（25 ℃）升溫至1 450 ℃后降至室溫。根據GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，在試驗合金上截取如1（a）所示的拉伸試樣，采用UTM5305X型拉伸試驗機進行室溫拉伸試驗，屈服前應變速率為0.000 083 s−1，屈服后拉伸速度為3.6 mm·min−1。根據GB/T 2039—2024《金屬材料 單軸拉伸蠕變試驗方法》，在試驗合金上截取如1（b）所示的持久試樣，采用RD-50型高溫持久蠕變試驗機進行高溫持久試驗，試驗溫度為975 ℃，應力為225 MPa。拉伸和持久試驗各測3個平行試樣，取試驗結果的平均值。采用Sigma300型掃描電鏡觀察持久斷口縱截面裂紋形貌。 

圖  1  拉伸試樣與持久試樣的形狀和尺寸

Figure  1.  Shape and size of tensile sample (a) and endurance sample (b)

2.   試驗結果與討論

2.1   對顯微組織的影響

由圖2可以看出，不同鋯添加量試驗合金中的碳化物包括塊狀、條狀和顆粒狀碳化物，顆粒狀和條狀碳化物主要分布于枝晶間，塊狀碳化物主要分布于枝晶干。由圖3可知：當鋯添加量不大于0.025%時，隨鋯添加量增加，塊狀碳化物和條狀碳化物含量無明顯變化，顆粒狀碳化物含量先基本不變后升高；當鋯添加量由0.025%增加至0.050%時，塊狀碳化物含量（面積分數，下同）大幅增加，由0.1%升高至0.6%，條狀和顆粒狀碳化物含量大幅降低，其中條狀碳化物由0.3%降低至0.2%，顆粒狀碳化物由0.8%降低至0.4%。當鋯添加量不大于0.025%時，原子尺寸較大的鋯進入碳化物后，會造成晶格畸變，使得碳化物與基體之間的錯配度增加，單位面積界面能增大，碳化物形核功增加，因此合金在凝固時更易形成尺寸較小的顆粒狀和條狀碳化物[9]。但當鋯添加量增加到0.050%時，鋯在顆粒狀和條狀碳化物中達到飽和，更易形成塊狀碳化物。 

圖  2  不同鋯添加量試驗合金的碳化物形貌

Figure  2.  Carbide morphology of test alloy with different addition amounts of Zr

圖  3  試驗合金中不同形狀碳化物的面積分數隨鋯添加量的變化曲線

Figure  3.  Curves of area fraction of different-shaped carbides vs addition amounts of Zr in test alloy

以鋯添加量0.050%的試驗合金為例進行碳化物成分分析。由圖4可知，試驗合金的碳化物含有鈦、鎢、鉬、鈮、鋯和碳元素，其中：塊狀碳化物為MC型碳化物，富含鎢和鈮元素；條狀碳化物和顆粒狀碳化物為M6C型碳化物[15-16]，富含鎢和鉬元素。塊狀碳化物中鋯原子分數為0.40%，明顯高于條狀碳化物和顆粒狀碳化物中鋯原子分數（0.20%和0.12%）。在熱處理過程中組織中的MC型碳化物分解為M6C型碳化物[15-16]，而鋯的添加抑制了高熔點元素鎢、鉬和鈮元素偏析以及MC型塊狀碳化物的分解，因此枝晶間高鎢和鉬含量的條狀和顆粒狀M6C型碳化物形成數量減少，塊狀MC型碳化物含量相對提高。 

圖  4  鋯添加量0.050%試驗合金中不同形狀碳化物的EDS分析結果

Figure  4.  EDS analysis results of different-shaped carbides in test alloy with Zr addition amount of 0.050%

由圖5可以看出，不同鋯添加量試驗合金均存在γ/γ´共晶組織和顯微疏松，其中γ/γ´共晶組織呈光板狀，顯微疏松分布于共晶邊緣[17]。由圖6可以看出：當鋯添加量不大于0.025%時，隨著鋯添加量的增加，γ/γ´共晶和顯微疏松含量無明顯變化，面積分數分別為3.3%~3.8%，0.2%；當鋯添加量繼續增加到0.050%時，γ/γ´共晶和顯微疏松面積分數分別增加至5.8%和0.8%。 

圖  5  不同鋯添加量試驗合金中γ/γ′共晶和顯微疏松的SEM形貌

Figure  5.  SEM morphology of γ/γ′ eutectic (a, c, e, g) and microporosity (b, d, f, h) in test alloy with different addition amounts of Zr

圖  6  試驗合金中γ/γ′共晶和顯微疏松面積分數隨鋯添加量的變化曲線

Figure  6.  Curves of γ/γ′ eutectic and microporosity area fraction vs Zr addition amount in test alloy

為了進一步分析鋯添加量對合金中共晶和顯微疏松含量的影響，對鋯添加量0.025%和0.050%試驗合金分別進行了液/固相線溫度測試。由圖7可以看出：當鋯添加量為0.025%時，試驗合金的液/固相線溫度分別為1 358.2，1 323.7 ℃，二者相差34.5 ℃；當鋯添加量為0.050%時，液/固相線溫度分別為1 356.8，1 312.6 ℃，二者相差44.2 ℃。隨著鋯添加量的增加，合金液相線溫度差異不大，而固相線溫度降低較多，即合金的初熔溫度降低，液/固相線溫度差值增大，意味著在凝固過程中合金糊狀區的溫度范圍增大，凝固時間延長，這會加重元素偏析，促進尺寸粗大的共晶組織產生。共晶組織的增多使得金屬液在凝固過程中的流動受到阻礙，導致合金在凝固后期的金屬液補縮能力不足而產生顯微疏松。因此，隨著鋯添加量的增加，合金中顯微疏松含量增加，與周陽等[10]的研究結果基本一致。 

圖  7  不同鋯添加量試驗合金的DSC曲線

Figure  7.  DSC curves of test alloy with different addition amounts of Zr

2.2   對力學性能的影響

由圖8可以看出，隨著鋯添加量的增加，試驗合金的室溫抗拉強度無明顯變化，斷后伸長率先基本保持不變后降低。當鋯添加量為0.025%時，試驗合金的拉伸性能最優，抗拉強度為1 020 MPa，斷后伸長率為9%。試驗合金中分布在晶界處的顆粒狀碳化物可以起到釘扎作用，阻礙裂紋擴展，起到晶界強化作用[18-19]，而形成的共晶組織會降低其力學性能[20-21]。當鋯添加量不大于0.025%時，隨著鋯添加量的增加，塊狀碳化物和條狀碳化物含量無明顯變化，顆粒狀碳化物顯著增多，在室溫拉伸過程中產生的晶界強化作用和共晶組織對力學性能的劣化作用達到動態平衡，因此合金的抗拉強度和斷后伸長率無明顯變化。當鋯添加量大于0.025%時，分布于晶界處的顆粒狀碳化物含量大幅降低，晶界強化作用弱化，但抗拉強度無明顯變化，這可能與K465合金的本征強度較高有關；同時，塊狀碳化物含量的增加導致晶界處裂紋容易萌生和擴展，因此塑性明顯降低[22]，斷后伸長率減小。隨著鋯添加量的增加，試驗合金在975 ℃/225 MPa下的持久斷裂時間先延長后縮短，當鋯添加量為0.025%時，持久斷裂時間最長，為70 h。由圖9可見，在持久試樣斷裂過程中，裂紋主要在塊狀碳化物附近萌生，并在應力作用下沿晶界擴展。當鋯添加量不大于0.025%時，隨著鋯添加量的增加，塊狀碳化物、共晶和顯微疏松含量無明顯變化，顆粒狀碳化物顯著增多，而顆粒狀碳化物可以起到釘扎作用，阻礙裂紋擴展[23]，因此持久斷裂時間延長。當鋯添加量達到0.050%時，塊狀碳化物、共晶和顯微疏松含量均明顯升高，在高溫持久蠕變過程中，裂紋易于在塊狀碳化物[14]、共晶[24]和顯微疏松[25]處萌生和擴展，因此持久斷裂時間縮短。 

圖  8  試驗合金的拉伸性能和持久斷裂時間隨鋯添加量的變化曲線

Figure  8.  Curves of tensile properties and endurance rupture time vs Zr addition amount of test alloy

圖  9  不同鋯添加量試驗合金在975 ℃/225 MPa下的持久斷口縱截面裂紋形貌

Figure  9.  Crack morphology of endurance fracture longitudinal section of test steel with different addition amounts of Zr at 975 ℃ and 225 MPa

3.   結論

（1）不同鋯添加量試驗合金中的碳化物包括塊狀MC型碳化物、條狀和顆粒狀M6C型碳化物，顆粒狀和條狀碳化物主要分布于枝晶間，塊狀碳化物主要分布于枝晶干；當鋯添加量不大于0.025%時，隨鋯添加量的增加，塊狀和條狀碳化物含量無明顯變化，顆粒狀碳化物含量先基本不變后升高，而當鋯添加量增至0.050%時，塊狀碳化物含量顯著升高，條狀和顆粒狀碳化物含量急劇降低。 

（2）不同鋯添加量試驗合金均存在γ/γ´共晶組織和顯微疏松，當鋯添加量不大于0.025%時，隨著鋯添加量的增加，γ/γ´共晶組織和顯微疏松含量無明顯變化，而當鋯添加量增加到0.050%時，γ/γ´共晶組織和顯微疏松含量均顯著升高。隨著鋯添加量由0.025%增加到0.050%，合金液/固相線溫度差值增大。 

（3）隨著鋯添加量的增加，試驗合金的室溫抗拉強度無明顯變化，斷后伸長率先基本保持不變后降低，在975 ℃/225 MPa下的持久斷裂時間先延長后縮短。在試驗范圍內，鋯的最佳添加量為0.025%，合金的持久斷裂時間最長，為70 h，室溫抗拉強度為1 020 MPa，斷后伸長率為9%。

文章來源——材料與測試網