C含量对单晶高温合金再结晶的影响

史振学，刘世忠，赵金亁

(北京航空材料研究院 先进高温结构材料重点实验室，北京 100095)

0 引言

镍基单晶高温合金因其优良的综合性能，选为先进航空发动机涡轮叶片的制备材料[1]。在等轴晶和定向高温合金中，依靠碳化物对晶界进行强化。最初的单晶合金直接从定向合金发展而来，完全保留了定向合金中的C等晶界强化元素，不能完全固溶而使单晶合金的性能与定向合金相比没有优势；后来的研究发现，全部去除晶界强化元素后单晶合金的性能得以大大提高。20世纪90年代以来，在单晶合金中又重新添加少量的晶界强化元素以提高其工艺性能[2]。因此，对C元素在单晶高温合金的作用进行了大量研究。适量的C能够提高合金纯净度和铸造工艺性能[3-4]，降低合金的显微疏松、减少雀斑[5-7]，增加小角度晶界的强度[8-9]，抑制再结晶晶粒长大[10-13]。再结晶降低单晶高温合金的高温力学性能而受到广泛关注[14-16]。目前，对于C元素对单晶高温合金再结晶的影响仍有不同的研究结果[17-18]，这与合金体系、形成碳化物种类、变形和热处理条件有关[19]。本文研究C含量对镍基单晶高温合金再结晶的影响。

1 试验材料及方法

试验材料为镍基单晶高温合金，化学成分见表1。在高温度梯度真空定向凝固炉中采用螺旋选晶法分别制备[001]取向不同C含量的单晶高温合金试棒，C含量分别为0.019%、0.048%、0.074%和0.094%(质量分数,下同)。采用X射线衍射仪测试单晶试棒的晶体取向，选取[001]取向偏离度在10°以内的试棒进行后续试验。采用线切割机把不同C含量的单晶试棒分别加工成圆柱形小试样，尺寸为φ10 mm×10 mm。对圆柱形试样表面进行干吹砂，砂子粒度为120 μm，吹气压力为0.25 MPa，吹砂时间为30 s。吹砂试样采用石英玻璃管真空封装处理后，分别在1 250、1 300 ℃进行热处理，保温4 h后空冷。用光学显微镜和扫描电镜观察合金的显微组织。

表1 试验合金的化学成分 (质量分数 /%)Table 1 Nominal chemical composition of the experimental alloy (mass fraction /%)

2 结果与分析

2.1 合金组织

不同C含量合金中的共晶和碳化物组织见图1。可以看出，随着C含量升高，合金共晶组织的尺寸和含量降低，碳化物的尺寸和含量升高，碳化物的形态从块状转变为骨架状、发达骨架状。合金凝固的相析出顺序如下：L→γ，L→γ+MC，L→(γ+γ′)共晶，γ→γ′，由此可见，共晶组织在形成碳化物后析出。随着C含量增加，合金中的碳化物含量增加，消耗了大量的共晶形成元素，造成形成共晶组织的元素相对减少，导致凝固完成时共晶组织含量减少。图2为共晶、碳化物含量随合金C含量的变化趋势，该趋势与上述分析一致。

图2 合金共晶、碳化物含量随C含量的变化关系

熔炼过程中，部分C与O反应，其余C进入合金熔液。合金凝固后，较低含量的C不形成碳化物，以固溶形式存在于γ相的八面体间隙内。当C含量超过合金的固溶能力时形成碳化物。初生碳化物在合金液中以块状和骨架状的形态析出。碳化物含量较小时形成块状碳化物，碳化物含量较大时，为保持体系具有较小的单位界面能和应变能，与基体存在取向关系进行析出，形成骨架状的碳化物[20]。

2.2 再结晶组织

合金试样经1 250、1 300 ℃热处理后的再结晶组织分别如图3、图4所示。由图可见，2种热处理温度下试样表面都形成了再结晶层。经过对比可以看出：1 250 ℃热处理试样再结晶与基体界面不平整，再结晶晶粒较小，再结晶层深度较小；1 300 ℃热处理试样再结晶与基体界面较平滑，再结晶晶粒较大，再结晶层深度较大。

C含量与合金再结晶层深度的关系如图5所示，由图可见，在相同热处理情况下，不同C含量试样的再结晶层随合金C含量增加无明显变化，这说明碳化物对合金再结晶无明显的抑制作用。随着热处理温度升高，再结晶层深度明显增加。

图5 C含量与合金再结晶层深度的关系

3 分析和讨论

单晶高温合金试样经吹砂后，表面形成了塑性变形层，储存了大量的变形能，成为热处理时合金再结晶的驱动力。再结晶晶界迁移不受到合金中第二相的阻碍作用。在1 250 ℃热处理时，合金中细小的γ′相回溶，枝晶间粗大的γ′相和大部分共晶没有完全回溶，能够阻碍再结晶晶界的迁移(图6)，使再结晶和基体的界面呈现波浪形。在1 300 ℃热处理时，合金中所有γ′相和共晶全部回溶，不再阻碍再结晶晶界的迁移，因而晶界较平滑。单晶高温合金再结晶的形核和长大机制起主要作用的是扩散过程，与热处理温度有重要关系。它们与温度的关系满足Arrhenius方程[21]：

D=D0exp (-Q/RT)

(1)

式中：D为形核率或生长速率，D0为常数，R为气体常数，Q为激活能，T为绝对温度。由式(1)可以看出，随着热处理温度的升高，再结晶晶粒形核和长大的速率增加。因此，合金在1 300 ℃热处理的再结晶层厚度比在1 250 ℃热处理的再结晶层厚度明显增大。

由于碳化物可以在γ′相溶解温度以上稳定存在，所以碳化物对单晶高温合金再结晶抑制作用得到大量关注[10-13,17-18]。图7为不同条件下合金的再结晶组织，可以看出：图7a和图7b再结晶晶粒中包含大量的碳化物，这表明再结晶晶界可以绕过碳化物继续迁移，碳化物对再结晶没有明显的抑制作用；图7c中链状碳化物位于再结晶与基体的界面上，而且此处再结晶深度比周围晶粒稍小，这表明与晶界接近平行较密的链状碳化物对再结晶晶界迁移有抑制作用。刘丽荣等[17]在单晶高温合金中分别加入0.015%、0.050%C后，对合金的再结晶行为进行了比较，发现含碳合金与不含碳合金在固溶处理后都发生了程度相当的再结晶，研究表明，碳化物虽然对再结晶晶界的迁移有一定的抑制作用，但在驱动力足够大时，再结晶晶界仍可绕过碳化物继续迁移。Bürgel[18]在研究中发现，含C 0.08%的单晶合金CMSX-1lB中形成了大尺寸的块状和骨架状碳化物，与不含C合金表现出类似的再结晶行为，碳化物对再结晶无抑制作用。而文献[10-13]研究发现碳化物对再结晶晶界的迁移起阻碍作用。由此可以看出，碳化物对合金再结晶的不同作用可能与形成碳化物的形态和密度有关。利用C来抑制单晶高温合金再结晶，必须在合金表层形成高密度的碳化物，从而对再结晶晶界形成钉扎作用，阻碍再结晶晶界的迁移。因此，采用渗碳方法在合金表层形成高密度的碳化物可以抑制单晶高温合金再结晶[13]。

4 结论

1)随着合金中C含量升高，碳化物含量增多，其形态由块状转变为骨架状、发达骨架状。

2)随着C含量增加，合金再结晶层深度无明显变化，碳化物对合金再结晶无明显的抑制作用。随着热处理温度升高，再结晶厚层深度明显增加。

3)C对单晶高温合金再结晶抑制作用与形成碳化物的形态和密度有关。在合金表层形成高密度的碳化物，可以对再结晶晶界形成钉扎作用，阻碍晶界的迁移，抑制再结晶。