新型钴基高温合金长期时效组织演化研究_胥国华.pdf

材料研究与应用 2023，17（1）：18新型钴基高温合金长期时效组织演化研究胥国华1,2,黄瑾1,2,刘诗梦3,刘杨3,孟凡强4*,王磊3*（1.北京钢研高纳科技股份有限公司，北京 100081；2.钢铁研究总院高温材料研究所，北京 100081；3.东北大学材料各向异性与织构教育部重点实验室，辽宁 沈阳110819；4.中山大学中法核工程与技术学院，广东 珠海 519080）摘要：新型钴基高温合金具有比镍基高温合金更高的 强化相稳定温度，其有望替代镍基高温合金应用于涡轮盘等服役环境苛刻的工程部件。为了解决钴基高温合金长期服役环境下的组织稳定性，对两种不同 C含量的新型钴基高温合金进行 900 长期时效研究，系统解析了铸造态和固溶时效 2种处理条件下 相和碳化物的尺寸、分布、成分和形貌演化规律。研究结果表明：两种钴基高温合金中 相的粗化均遵循 LSW熟化理论，固溶时效态合金中 相的粗化速率高于铸态合金；含 C钴基高温合金中的碳化物形貌和尺寸在长期时效过程中未见明显变化，当时效时间达到5000 h后，碳化物周围出现无析出区，并且固溶时效态合金中碳化物周围的无析出区面积更大，这主要是 Ta、Ti等元素扩散降低了 相的热稳定性并发生溶解造成的。关键词：钴基高温合金；长期时效；组织演变；粗化行为；碳化物中图分类号：TG132.3文献标志码：A 文章编号：1673-9981（2023）01-0001-08引文格式：胥国华，黄瑾，刘诗梦，等.新型钴基高温合金长期时效组织演化研究 J.材料研究与应用，2023，17（1）：1-8.XU Guohua，HUANG Jin，LIU Shimeng，et al.Microstructural Evolution During Long-Term Aging Treatment of Co-Based Superalloys J.Materials Research and Application，2023，17（1）：1-8.新型钴基高温合金，因其具有与镍基高温合金相似的 相强化方式，并且抗冷热疲劳及焊接性能优 异 等 优 点，引 起 了 科 研 工 作 者 的 广 泛 关 注1。Sato 等2在 Co-Al-W 三元合金体系中发现其 强化相稳定温度高达 990，较镍基高温合金有大幅度的提高。因此，钴基高温合金有望替代镍基高温合金应用于涡轮盘等服役环境苛刻的工程部件3。涡轮盘等工程构件的服役环境具有温度高、受力复杂、时间长等特点4，因此明确钴基高温合金长期服役环境下的组织稳定性具有极高的工程价值。人们对新型钴基高温合金中/两相组织的长期稳定性研究较少。Bauer 等5研究了 Co-Al-W 基合金在750 和 900 下时效 1000 h 后的微观组织结构变化并发现，Cr、Ta、Ni等添加元素影响时效材料内部的物相构成，在含 Cr的合金中发现长期时效会促进富Al 条 状 第 二 相 的 析 出。He 等6在 Co-Cr-W-Ni（GH605）合金中发现，650 下长期时效会促进碳化物析出，进而影响晶界迁移和再结晶等行为，这有助于细化晶粒，从而提高合金的力学性能。本文以 Co-Al-W-Ni新型钴基高温合金作为研究对象，通过调节 C添加量控制凝固组织，对比铸造和固溶时效 2 种状态的合金样品在 900 下长期时效过程中析出相与碳化物的粗化和失稳分解等行为，以明确该合金在高温环境中的组织稳定性，并且对其演化机制进行了讨论。1实验材料与研究方法Co 基高温合金是采用双真空熔炼浇铸制造而成。利 用 JXA-8530F 场 发 射 电 子 探 针（Electron 收稿日期：2022-07-18基金项目：科技部重大专项项目（2018ZX06901028）；国家自然科学基金项目（NO.52271126）作者简介：胥国华（1976-），男，江苏盐城人，硕士，高级工程师，从事变形高温合金材料研发、组织性能控制及部件制备工艺研究，E-mail：。通信作者：王磊（1961-），男，博士，教授，研究方向为材料的微观组织控制与强韧化，E-mail：；孟凡强（1986-），男，博士，副教授，研究方向为核电金属材料的服役行为评价，E-mail：。Materials Research and ApplicationEmail：http：/DOI：10.20038/ki.mra.2023.0001012 0 2 3材料研究与应用Probe Micro-Analyzer，EPMA），确认铸锭的平均化学成分，其结果列于表 1。由表 1 可知，2 种合金成分的主要区别是 C 和 W 的含量（质量分数）。其中，0C合金的 C含量为 0，W 含量为 14.67%（原子分数5.1%）；而 5C 合金中 C 含量为 0.95%（原子分数4.92%），W 含量为 16.12%（原子分数 5.44%）。为进一步消除铸造过程中凝固速率不同引起的枝晶偏析及结构不均匀，对 0C 和 5C 铸造合金进行固溶时效处理（T6），固溶处理温度为 1200、时长 4 h。经固溶处理后的样品在 950 下进行 100 h时效处理以制备/两相组织7。本研究主要关注在高温条件下持久服役过程中材料组织的稳定性，因此对铸造（As-cast）和标准固溶时效处理（T6）的合金在 900 下进行 5000 h 的长期时效。利用JSM-7001F 扫 描 电 子 显 微 镜（Scanning Electron Microscopy，SEM）、JEM-2100F 透 射 电 子 显 微 镜（Transmission Electron Microscopy，TEM）、X 射线粉末衍射仪（Smart Lab X-ray Diffraction，XRD），对材料的组织形貌和物相结构进行表征。通过 X射线衍 射 的 方 法 计 算 基 体 与 相 两 相 晶 格 常 数（a和 a），再通过公式=2(a-a)/(a+a)计算两相的晶格错配度8。2结果与讨论2.1 相演化首先对铸态 0C（As-cast 0C）、固溶时效态 0C（T6-0C）、铸 态 5C（As-cast 5C）和 固 溶 时 效 态 5C（T6-5C）合金进行机械打磨、抛光及化学腐蚀，然后进行 SEM 观察，其显微组织如图 1 所示。从图 1 可见：铸态 0C 和 5C 合金中 相体积分数均较高，其表 10C和 5C高温合金的化学成分Table 1Chemical compositions of the new Co-base superalloys合金0C5C含量 w/%Al3.93.84W14.6716.12Ni23.8423.84B0.0150.012Ti1.871.87Ta5.615.62Cr6.516.51Zr0.120.12Mo0.290.29C00.95Co余量余量图 1合金微观组织结构 SEM 图片Figure 1SEM images of as-cast and T6 treated alloys2第 17 卷 第 1 期胥国华等：新型钴基高温合金长期时效组织演化研究呈球形且排列致密；经过标准 T6 热处理后，合金中 相尺寸增大，并且发生明显的方化。相之所以呈现出 2 种不同的形态，其原因在于/界面能及由两相错配度变化所引起的共格应变能的共同作用结果9。原始铸造合金中，由于凝固速率较快且元素扩散不充分，/两相错配度较低（接近于 0），相尺寸较小，界面能为主要控制因素，为尽可能地减小单位体积内的表面积而降低系统总能量，因此 相呈球形析出。在 T6 热处理过程中，随着球形颗粒的长大，两相错配度增大，共格应变能成为主要控制因素，当 相尺寸超过临界尺寸时，相发生由球形向方形的转变10。对铸态及经 T6处理后的 0C 合金在 900 下进行 5000 h 的长期时效，利用 SEM 表征 相的长大和粗化行为，其微观组织形貌如图 2 所示。从图 2可见，铸态 0C 合金，其 相的演化行为可分为方化、粗化、失稳分裂和动态平衡 4 个阶段。铸态 0C合金中的 相呈球形，经 900 时效处理 200 h后合金中 相由球形向方形转变，且 相发生明显的粗化且平均尺寸增大，表明时效初期 相处于方化与粗化阶段；当时效时间进行至 2000 h 时，相仍呈现方状但尺寸已达到临界尺寸；继续延长时效时间至 2500 h 时，明显观察到 相失稳分裂，相平均尺 寸 减 小，文 献11-14也 证 实 了 在 FGH4095、FGH4096、FGH4097、FGH4098合金中析出的 相存在失稳分裂现象；延长时效时间至 4000 h 时，相尺寸及体积分数又有所增加，此时 0C合金内同时存在 相的粗化与失稳分裂同步进行；随着时效时间延长至 5000 h，相的长大速率也变慢并趋于动态平衡。从图 2还可见，相比于铸态合金，时效态0C 合金（T6-0C）中 相的演化行为可分为粗化、失稳分裂和动态平衡 3个阶段。相比时效前，在 900 下时效 200 h后，相已发生显著粗化；时效时间至2000 h时，相尺寸达到临界尺寸；随着时效时间的继续延长至 2500 h，相逐渐发生失稳分裂，尺寸相较于 2000 h时明显变小；长期时效至 4000 h，相尺寸又逐渐增大；随着时效时间延长至 5000 h，相的长大速率也变慢并趋于动态平衡。对铸态及经 T6处理后的 5C 合金在 900 下进行 5000 h 的长期时效，利用 SEM 表征 相的长大和粗化行为，其微观组织形貌如图 3所示。从图 3可见，铸态 5C 合金（As-cast 5C），其 相的演化行为与As-cast 0C合金的相似。As-cast 5C合金时效200 h后 相由球形向方形转变，伴随着 相粗化，其形貌向条形、L 形及田字形转变；时效 1500 h 后，相达到临界尺寸；继续延长时效时间至 2000 h，相开始失稳分裂，尺寸相比 1500 h时有所减小；进一步延长时效时间至 4000 h，相尺寸逐步增加，说明 相的粗化较分裂更加明显。从图 3 还可见：T6-5C合金长期时效中的演化行为与时效态 0C相似，分为粗化、失稳分裂、动态平衡 3个阶段。当时效时间小于 1500 h，相长大粗化占据主导；当时效 1500 h后，相达到临界尺寸；继续延长时效至 2000 h 时，相尺寸减小；当时效进行到 4000 h 后，相尺寸又增加；随着时效时间的延长，相的粗化及失稳分裂逐渐达到一个动态平衡，相的尺寸也逐步趋于稳定。利用 Nano Measurer 软件，计算 相平均粒径并绘制 相平均粒径与长期时效时间的关系，其结果如图 4所示。从图 4可见：0C和 5C合金中 相长大趋势相似，相的平均尺寸均随着时效时间的延长而增大；当 相长大至临界尺寸后发生失稳分图 20C和 5C合金在 900 不同时效时间条件下的 SEM 图Figure 2SEM images of 0C and 5C alloys aged at 900 for various durations32 0 2 3材料研究与应用裂，从而导致 相尺寸变小；在 900 时效过程中，0C 合金中 相的临界尺寸出现在 2000 h，而 5C 合金则出现在 1500 h；随着时效时间的延长，失稳分解后的 相继续长大，并且最终达到长大粗化与失稳分解之间的动态平衡；经 900 时效 3500 h 后，5C合金中 相达到动态平衡且尺寸变化较小，而 0C合金中的 相仍随时效时间的延长而继续变大且长大粗化与失稳分裂之间的动态平衡不明显。为了深入探究时效过程中 相尺寸与时间的关系，计算粗化阶段 0C 和 5C 高温合金 相尺寸的立方值与时效时间的关系并做线性拟合，其拟合结果如果 5 所示。从图 5 可见：无论铸态还是时效态0C和 5C合金中 相的生长均遵循 LSW 理论15，表明 相粗化驱动力为界面能的降低；时效过程中溶质原子的再分布影响基体与析出相的晶格参数变 化，进而调控 /界面错配度和畸变能。Deng等16在 IN718 高温合金长期时效研究中发现 /界面