铸造镍基高温合金K439B的组织及典型性能

陈晶阳，任晓冬，张明军，张丽辉，汤 鑫，肖程波

(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)

铸造镍基高温合金因其具有优异的中高温强度、耐热耐蚀性能等综合性能而广泛应用于航空发动机和燃气轮机的大型复杂结构热端部件制造等领域[1-3]。随着先进航空发动机和燃气轮机涡轮前进口温度的提高，对大型复杂结构热端部件用镍基高温合金的承温能力需求日益提高，其中先进航空发动机大型复杂结构热端部件(如机匣、扩压器等)的承温能力要求已达到800 ℃以上。此外，大型复杂结构部件由于整体尺寸大、壁厚小、结构复杂，为提高整体性能、实现结构减重和高可靠性，通常采用整体铸造方式成型，浇注系统复杂，不可避免的产生夹杂、疏松等铸造缺陷，需要通过补焊方式进行修复，这就要求大型复杂结构热端部件用高温合金在满足力学性能和铸造性能需求的同时，还要具备优异的焊接性能。然而在提高高温合金强度的同时，通常会伴随着塑性的下降和焊接热裂纹敏感性的提高，合金的力学性能和焊接性能往往难以兼顾，是大型复杂结构热端部件用铸造高温合金成分设计的难点之一。

国外形成了完善的大型复杂结构热端部件用铸造高温合金体系并且应用考核充分，如Inconel 718C、René 220、GTD-222、In 939和CM 939合金等，其中CM 939合金的承温能力达到800 ℃以上，同时具有较好的铸造性能和焊接性能[4-9]。K4169合金(国外牌号Inconel 718C)由于具有优异的中低温性能和焊接性能，是国内大型复杂结构热端部件用的主要铸造高温合金，然而由于其使用温度在650 ℃以下，已经无法满足先进航空发动机和燃气轮机对大型复杂结构热端部件对承温能力的需求。K439合金的承温能力达到800 ℃以上，然而其焊接性能有待改善[10]。近年来，北京航空材料研究院在K439合金基础上通过优化成分，改善焊接性能，研制了新型等轴晶铸造高温合金K439B，在燃烧室机匣、预旋喷嘴和喷嘴环导向器等先进航空发动机和燃气轮机大型复杂结构热端部件上获得了应用，展现出优异的铸造性能。

本文介绍了等轴晶铸造高温合金K439B的典型显微组织、拉伸性能、持久性能、氩弧焊裂纹敏感性以及典型使用温度800 ℃的长期时效组织稳定性、抗氧化性能和抗热腐蚀性能，并与大型复杂结构热端部件用铸造高温合金K4169和CM939进行了比较。

1 试验材料与方法

试验材料为新型等轴晶铸造镍基高温合金K439B。采用IS65V8型真空感应熔炼炉制备母合金锭，采用VPIC型三室真空熔炼炉浇注合金试棒。金相试样采用HNO3∶HF∶甘油=1∶2∶1(体积比)溶液化学腐蚀，并采用LEICA DM600M型光学显微镜(OM)和附带能谱仪(EDS)的ZEISS SUPRA 55型场发射扫描电镜(FE-SEM)进行显微组织表征。二次枝晶臂间距、γ′相平均尺寸和面积分数采用Image-Pro Plus和Photoshop软件统计。为了研究合金在高温下的γ′相粗化行为和组织稳定性，对800 ℃时效50、100、500、1000、2000和3000 h试样分别进行组织观察和γ′相尺寸统计，并用LSW(Lifshitz，Slyozov和Wagner)公式[11-12]对γ′相平均尺寸和时效时间进行拟合：

(1)

将经过标准热处理的K439B合金加工成试样，按照HB 5143—1996《金属室温拉伸试验方法》测试室温拉伸性能，按照HB 5195—1996《金属高温拉伸试验方法》测试高温拉伸性能，按照HB 5150—1996《金属高温拉伸持久试验方法》测试持久性能，按照HB 5258—2000《钢及高温合金的抗氧化性测定试验方法》测试抗氧化性能，按照HB 20401—2016《涂盐热腐蚀试验方法》测试涂盐热腐蚀性能，涂盐配比为Na2SO4∶NaCl=19∶1，试样单位面积涂盐沉积量为0.3 g/m2，按照HB 7740—2004《燃气热腐蚀试验方法》测试燃气热腐蚀性能，油气比为1∶45，燃油流量为0.2 L/h，人造海水流量为0.2 L/h，空气流量为9 L/h，人造海水浓度为20×10-6。采用十字搭接法按照Q/6SZ 58—1976《不锈钢和高温合金熔焊裂纹倾向性试验方法》评价K439B合金的氩弧焊裂纹敏感性(k)，当k<15%时焊接裂纹敏感性为1级，当15%≤k≤30%时焊接裂纹敏感性为2级，当k>30%时焊接裂纹敏感性为3级[13]。

2 试验结果与分析

2.1 合金的显微组织

图1 铸态(a～c)和标准热处理态(d,e)K439B合金的典型显微组织(a)光学组织；(b,d)枝晶干γ/γ′组织；(c,e)晶界和枝晶间典型组织Fig.1 Typical microstructure of the as-cast(a-c) and standard heat treated(d,e) K439B alloy(a) microstructure(OM); (b,d) γ/γ′ microstructure in dendrite core; (c,e) typical microstructure at grain boundary and interdendritic region

图1(a)为铸态K439B合金的显微组织，可见合金的铸态组织呈典型的枝晶形貌，枝晶组织较为细小，平均二次枝晶臂间距为50 μm。图1(b)是铸态K439B合金枝晶干处的典型组织，γ基体上较为均匀的分布着球形的γ′相，γ′相平均尺寸为99.1 nm，面积分数为21.9%。合金的晶界和枝晶间分布着羽毛状的γ/γ′共晶组织以及小块状、棒状的MC碳化物，见图1(c)。图1(d)为K439B合金标准热处理态枝晶干典型组织，经过标准热处理后枝晶干弥散分布着平均尺寸为50.7 nm的球形γ′相，其面积分数为24.2%。枝晶间γ′相形貌和尺寸与枝晶干相似，晶界和枝晶间分布着MC碳化物，晶界上颗粒状M23C6碳化物与γ′相交替析出，如图1(e)所示。研究表明，晶界上析出颗粒状M23C6碳化物并与γ′相交替分布能够起到阻止晶界滑动，减少孔洞形核及生长的作用，从而有效提高合金的断裂寿命及韧性[14-16]。

K439B合金800 ℃长期时效γ′相粗化动力学曲线如图2所示。γ′相的粗化按照Ostwald熟化(Ostwald ripening)方式进行，γ′相尺寸与长期时效时间之间的关系遵循LSW理论[11-12]，γ′相粗化速率常数为3.0×10-6μm3/h。图3为K439B合金经800 ℃时效3000 h后的组织。K439B合金在800 ℃经过3000 h长期时效后γ′相发生粗化，枝晶干γ′相的平均尺寸由热处理态的50.7 nm增大到120.3 nm，同时γ′相的形貌趋于立方化，见图3(a)。此外，晶界和枝晶间部位少量MC碳化物分解为M23C6碳化物(见图3(b))，但是未发现TCP相析出。800 ℃长期时效研究结果表明K439B合金具有良好的高温组织稳定性。

高温长期时效过程中γ′相组织形貌演变与界面能和应变能有关，以趋于系统总能量降低的方向进行[17-18]。一方面，随着时效时间的推移，小尺寸γ′相溶解，大尺寸γ′相进一步长大，γ′相的数量减少，γ/γ′相界面的总面积减小，促使整个系统的界面能降低。另一方面，由于球状γ′相的应变能最大，长期时效过程中为了降低γ/γ′两相共格应变能，γ′相逐渐向立方化转变以降低其应变能。

图2 K439B合金800 ℃时效不同时间后γ′相粗化动力学曲线Fig.2 γ′ coarsening kinetics of the K439B alloy aged at 800 ℃ for different time

图3 K439B合金800 ℃时效3000 h后的典型组织(a)枝晶干γ/γ′组织；(b)晶界和枝晶间典型组织Fig.3 Typical microstructure of the K439B alloy after aging at 800 ℃ for 3000 h(a) γ/γ′ microstructure in dendrite core; (b) typical microstructure at grain boundary and interdendritic region

2.2 合金的典型性能

图4为K439B合金与CM939合金的典型拉伸性能和Larson-Miller曲线，由图4(a)可见，K439B合金的拉伸性能与CM939合金相当，此外K439B合金具有优异的低温拉伸性能。图4(b)的Larson-Miller曲线对比了K439B合金与CM939合金的典型持久性能，可见K439B合金的承温能力与CM939合金相当。

图4 K439B合金与CM939合金[8-9]的典型拉伸性能(a)和Larson-Miller曲线(b)Fig.4 Typical tensile properties(a) and Larson-Miller curves(b) of the K439B and CM939 alloys[8-9]

按照HB 5258—2000对比测试了K439B合金和K4169合金的800 ℃抗氧化性能并评定了合金的抗氧化性能级别，结果如表1所示。可见，两种合金的抗氧化性能级别均为完全抗氧化级。对比两个合金的平均氧化速度和平均氧化皮脱落量，K439B合金800 ℃下的平均氧化速度和平均氧化皮脱落量分别为0.0174 g/(m2·h) 和0.1374 g/m2，而K4169合金800 ℃平均氧化速度和平均氧化皮脱落量分别为0.0226 g/(m2·h)和0.8580 g/m2。从平均氧化速度和平均氧化皮脱落量角度看，K439B合金800 ℃平均氧化速度和平均氧化皮脱落量均小于K4169合金，K439B合金的800 ℃抗氧化性能优于K4169合金。

表1 K439B合金和K4169合金的800 ℃抗氧化性能

K439B合金与K4169合金在800 ℃下的涂盐热腐蚀和燃气热腐蚀动力学曲线见图5。K4169合金的800 ℃平均涂盐热腐蚀速率和平均燃气热腐蚀速率分别为2.937 g/(m2·h)和0.1243 g/(m2·h)，而K439B合金的800 ℃平均涂盐热腐蚀速率和平均燃气热腐蚀速率分别为2.044 g/(m2·h)和0.1258 g/(m2·h)。可见，K439B合金的800 ℃涂盐热腐蚀性能优于K4169合金，而燃气热腐蚀性能与K4169合金相当。

图5 K439B合金与K4169合金800 ℃涂盐热腐蚀(a)和燃气热腐蚀(b)动力学曲线Fig.5 Kinetics curves of salt-coated hot-corrosion(a) and gas hot-corrosion(b) of the K439B and K4169 alloys at 800 ℃

按照十字搭接法评价K439B合金的氩弧焊裂纹敏感性，采用Inconel 625和Nimonic 263作为焊丝时K439B合金的平均氩弧焊裂纹敏感性k分别为2.26%和3.25%，远小于Q/6SZ 58—1976规定的1级(15%)，说明K439B合金具有较低的焊接热裂纹敏感性。图6为采用Inconel 625焊丝的K439B合金氩弧焊接头。

图6 采用Inconel 625焊丝的K439B合金氩弧焊接头Fig.6 Tungsten insert gas (TIG) welding joint of the K439B alloy (using Inconel 625 alloy welding wire)

3 结论

1) K439B合金经过热处理后枝晶干弥散分布着平均尺寸为50.7 nm的球形γ′相，晶界和枝晶间分布着MC碳化物，晶界上颗粒状M23C6碳化物与γ′相交替析出。

2) K439B合金800 ℃长期时效过程中γ′相的粗化按照Ostwald熟化方式进行，粗化速率常数为3.0×10-6μm3/h。经过3000 h长期时效后γ′相平均尺寸增大到120.3 nm，同时γ′相形貌趋于立方化，合金中未析出TCP相，表明合金具有良好的高温组织稳定性。

3) K439B合金具有优良的综合性能，其拉伸性能和承温能力达到了CM939合金的水平，800 ℃抗氧化性能和涂盐热腐蚀性能均优于K4169合金，800 ℃燃气热腐蚀性能与K4169合金相当，并且具有较低的焊接热裂纹敏感性。