含鋸鎳基高溫合金CH4133B是我國自主研制開發(fā)的一種新型√沉淀硬化高溫合金，是在GH4133(即GH33A)合金基礎上添加微量合金元素鎂、錯并改變了冶煉和模鍛工藝而產生的;主要用于制造發(fā)動機中的渦輪盤、承力環(huán)和葉片,長期使用溫度可達750 ℃"。目前我國主要殲擊機機的噴氣發(fā)動機渦輪盤都使用了該合金2。

隨著發(fā)動機性能的提高以及工作應力和溫度等條件的不斷惡化,GH4133B合金在使用過程中的組織穩(wěn)定性成為了關注的熱點問題。而目前還缺乏對該合金長期時效后組織和性能的研究;筆者通過熱力學計算和微觀組織觀察分析了合金長期時效過程中的組織演化規(guī)律及其本質原因,研究結果可為評價和改進合金的服役性能提供試驗和理論依據(jù)。

本試驗所用合金經真空冶煉后澆鑄成5kg 的鑄錠,然后鍛制成c5 mm的棒材,化學成分(質量分數(shù),%)為: C o 062、Cr 20 75、A l 0. 84、Ti 2.69、Nb1. 48.Fe Q 6、Si 0. 62、B 0 008、Mg o o1、Zr 0. 03、Ni余量。

合金棒材試樣經標準熱處理后( 1 080 ℃x 8 h,空冷＋750 ℃ × 16h,空冷)，分別在600、700和800℃三個溫度下進行100.500和 1 000h 的長期時效。利用Thermo Calc熱力學計算分析了GH 4133B合金平衡狀態(tài)下可能存在的析出相,隨后通過金相、SEM 和 EDS等方法,得出了不同時效時間和時效溫度下的組織狀態(tài)及各種典型析出相的特征。

標準成分的熱力學計算分析

利用Therm o Calc計算軟件與相應的鎳基高溫合金數(shù)據(jù)庫對GH4133B合金進行熱力學模擬計算,結果如圖1和表1所示。通過圖1中的結果和表Ⅰ數(shù)據(jù)可知,GH 4133B合金的主要平衡相有x相、√相、MC和l M 23 Co碳化物及П相。圖1表明,該合金所對應的初熔和終熔溫度分別為1357和 1301 ℃,凝固溫度區(qū)間為56℃。相的初始析出溫度為946 ℃; M2s Co在低于891 ℃時就開始析出。√為合金的主要強化相,碳化物MC和 M3 C。所占的比例較小。從圖1中還可以看到,在796℃時可能會有П相析出。

合金的顯微組織分析

對CH4133B合金不同時效時間和時效溫度下的試樣在光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡下進行了組織觀察。光學顯微鏡組織觀察的試樣采用化學侵蝕方法( 1 5g的 CuSO4+ 40 mL HCl+ 20mL酒精為侵蝕劑, 時間l min),掃描電鏡強化相和碳化物觀察的試樣采用電解拋光和電解侵蝕方法(電解拋光液的成分為20% H2sO4+甲醇,拋光時電壓為30V,時間20s;電解侵蝕的腐蝕劑為CrzO3 15 g+ 150mLH:PO4+ 10 mL. H2SO4,電壓5V,時間2~ 5 s)。22 1CH4133B合金的基本組織狀態(tài)

圖2( a)是GH4133B合金在600℃下時效500 h后的光學金相組織。可以看出晶粒尺寸較為均勻。圖2( b)是合金在700℃下時效100h后的SEM 照片,從圖中可以看出:試樣中存在著大量孿晶,有的是貫穿整個晶粒,有的則是開始于晶界,終止在晶內,這些孿晶都是退火孿晶。

GH 4133B中奧氏體基體跟主要強化相√均屬于面心立方結構,鋸的加入使得合金的層錯能較低!3',空位及原子的運動使得晶體內局部原子堆垛次序發(fā)生錯排,形成層錯。因共格孿晶界的界面能小于大角度晶界的界面能,層錯得以穩(wěn)定存在構成孿晶核心。堆垛層錯的強化效果不隨溫度的升高而減弱,因此在高溫合金的強化機制中占有很重要的地位。退火孿晶的出現(xiàn)可以改變合金中裂紋擴展的方向,提高塑性變形功,延緩斷裂過程,進而使合金低溫下塑性和韌性得到提高。表2給出了CH4133B合金在不同溫度下時效不同時間后的平均晶粒尺寸。可見,不同溫度和時間下時效后,平均晶粒尺寸沒有明顯改變。

熱力學軟件得出GH 4133B在使用溫度卜的平衡析出相為v相、y相、M C 與 M 2sC。碳化物、相。

隨著時效時間的增加和時效溫度的升高,品粒尺寸無變化, 80O℃以下長期時效時,強化相y比較穩(wěn)定,尺寸略有增加,形狀沒有發(fā)生變化;在800 ℃長期時效時,隨著時效時間的增加,√相逐漸變?yōu)榱⒎襟w形,顆粒尺寸急劇增大,顆粒間距也相應增大,并出現(xiàn)一定的取向性。

時效時間和時效溫度對初生碳化物基本上沒有影響。GH4133B合金在800℃時效500h和1000h后在晶界附近均有少量針狀П相析出。П相的析出會使合金的塑性下降,應控制合金中的Ti含量以及元素偏析行為來降低或消除П相在合金中的析出。