目录图表
对于铸造镍基高温合金，晶粒组织及枝晶形貌对合金力学性能有较大的影响，γ'相形态、 尺寸及分布情况同样是决定合金力学性能的关键因素［1–5］。调整浇注工艺（包括浇注温度、 模壳温度和冷却速率）是调控组织状态的重要手段［6–11］。通常认为：浇注温度越高，合金的粘度越低，充型能力越好；但浇注温度过高也会造成铸件一次结晶组织粗大，也容易产生缩孔、 缩松、 粘砂和裂纹等缺陷；如果降低浇注温度，则容易造成浇不足、 冷隔和缩孔等铸造缺陷［12］。模壳温度降低，铸件的凝固加快，可获得细小的枝晶组织以及细小且均匀分布的析出相，提高合金强韧性和疲劳性能［13］；但是模壳温度过低会造成合金的流动性降低，导致疏松倾向性增大［14］。冷却速率增大能够明显细化枝晶组织、 碳化物、 硼化物及γ-γ'共晶相［10，15–18］。例如在高硼低碳高温合金中，随冷却速率的提高，γ-γ'共晶相由粗大的光板状逐渐转向细密的葵花状。此外，由于多组分和非平衡特性，高温合金在凝固过程中会发生溶质再分配。而不同的浇注工艺必然会导致凝固过程中固相和液相中的溶质分布情况发生变化，从而影响合金的组织和性能。
本文以一种新研的高硼镍基高温合金（JG4247合金）为研究对象，拟从浇注温度、 模壳温度和冷却速率3个方面，研究浇注工艺参数的改变对晶粒尺寸、 枝晶间距、 γ'相和共晶γ-γ'相的形貌及尺寸的影响规律，建立浇注工艺与组织特征的对应关系，并进一步结合不同浇注工艺条件下合金的力学性能表征，分析总结合金显微组织变化对其力学性能的影响行为，为JG4247合金的凝固组织控制提供重要数据支撑。
采用真空感应熔炼（VIM）工艺制备JG4247合金试棒，合金成分见表1，设置浇注温度、 模壳温度和冷却速率3个变量，其中浇注温度分别为1430和1460 ℃，模壳温度分别为850，950和1050 ℃。通过3种模壳造型方式调控试棒的冷却速率，模壳包保温棉缓冷的冷却速率为8 ℃·min−1，填砂冷却的冷却速率为17 ℃·min−1，单壳冷却的冷却速率为27 ℃·min−1，所有冷速均为试棒在凝固过程中的实测降温速率，测温位置如图1所示。
通过线切割在不同状态的试棒上切取试样块，采用光学显微镜（OM，Olympus GX71）观察晶粒形貌，通过JSM-7200F和JSM-7800F型扫描电子显微镜（SEM）观察合金的显微组织。试样均经过机械研磨和抛光，其中OM试样在1.5 g CuCl2+20 ml HCl+20 ml C2H5OH溶液中腐蚀25 s，SEM试样在15 g CrO3+10 ml H2SO4+150 ml H3PO4溶液中进行电解腐蚀5 s。采用SEM附带的能谱仪（EDS）分析合金中各相的化学成分。采用Image-Proplus软件统计各相的体积分数和平均尺寸。对不同浇注工艺下的JG4247合金试棒在800 ℃下的高温拉伸性能和800 ℃/580 MPa下的持久性能进行测试。
JG4247合金主要由共晶γ-γ'相、 硼化物相和枝晶干γ'相组成，其中共晶γ-γ'和硼化物主要位于枝晶间区域，呈不规则扇形。由于合金中Al和Ti元素含量较高，因此容易形成共晶γ-γ'相。在凝固过程中，当温度降低至共晶点附近时，枝晶间仍存在较高体积分数的残余液相［7］。在较高的Al和Ti浓度梯度作用下，Al和Ti元素由共晶向枝晶间区域扩散，促进共晶周围的固态相变，使γ'相发生粗化，从而形成不规则扇形的γ-γ'共晶组织［19］。硼化物通常存在于共晶γ-γ'相周围，主要含有Mo和Cr等元素。在模壳温度为950 ℃，浇注温度分别为1430和1460 ℃时，JG4247合金的显微组织如图2所示。
图2（a1，a2）中可以看出，随着浇注温度的升高，合金的晶粒尺寸明显增大，这是因为提高浇注温度使得熔体蓄热量增大，促进了晶粒长大。浇注温度的升高使共晶γ-γ'相的体积分数和平均尺寸均有所增加。共晶温度对浇注温度的变化具有较强的敏感性。浇注温度的升高为共晶团的生长提供了良好的条件，浇注温度越高，固液界面处的温度梯度越大，导致元素在枝晶间的偏析程度增加［20］，从而更有利于共晶组织的形成；同时，浇注温度的升高有利于元素扩散。因此，当浇注温度由1430 ℃提高到1460 ℃时，JG4247合金中共晶γ-γ'相的尺寸和数量都进一步增加，共晶γ-γ'相的尺寸从37.2 μm增大至40.7 μm，体积分数从10.6%增加至12.0%，统计结果见表2所示。高温合金中的B元素通常偏聚在晶界处，因此在凝固过程中硼化物主要在枝晶间区域和晶界上析出，并分布在共晶γ-γ'相附近。随着浇注温度的升高，硼化物的体积分数也有所增加，从1430 ℃浇注温度条件下的0.67%增加至1460 ℃条件下的0.96%，统计结果见表2所示。从图2（d1，d2）中可以看出，浇注温度对枝晶干γ'相形状的影响不大，枝晶干γ'相均为不规则花瓣状。但在1460 ℃温度下浇注时枝晶干γ'相的尺寸略有增加，体积分数也有小幅度增加，这是因为浇注温度越低，合金液相的过冷度越大，促进了γ'相的形核，γ'相的数量较多、 尺寸较小［21］；因此浇注温度的升高有利于γ'相的粗化。
图3对比了浇注温度为1460 ℃，模壳温度分别为850，950和1050 ℃时合金的晶粒尺寸和显微组织，随模壳温度升高，晶粒尺寸以及共晶γ-γ'相、 硼化物和枝晶干γ'相的尺寸都进一步增加，这是因为铸件与模壳之间的温度梯度减小，凝固过程中散热减缓、 冷速降低，凝固过程中析出相有充分的长大时间。另外，枝晶间距随着模壳温度的升高呈现先升高后降低的变化趋势，在枝晶间距的影响下，枝晶间共晶γ-γ'相、 硼化物的体积分数随模壳温度的升高也呈现相同的变化规律。由于模壳温度为950 ℃时枝晶间距最大，对应的枝晶间共晶γ-γ'相、 硼化物的体积分数也最高，共晶γ-γ'相、 硼化物的体积分数及尺寸统计结果如表3所示。
为了分析冷却速率对JG4247合金凝固组织的影响，选定浇注温度为1460 ℃，模壳温度950 ℃，比较8，17和27 ℃·min−1的冷却速率下合金的晶粒形貌和显微组织，结果如图4所示。从图4（a1~a3）中可以明显观察到合金的晶粒尺寸随着冷却速率的提高而显著减小，冷却速率为8和17 ℃·min−1时，晶粒形貌以等轴晶为主，在冷却速度增加到27 ℃·min−1时，晶粒由等轴晶转变为柱状晶；从图4（b1~b3）中可以看出，凝固过程中的冷却速率越大，枝晶的尺寸就越小。这是因为随着冷速的加快，形核驱动力增大，形核位置及形核数增加，多个位置的枝晶竞争长大，使枝晶间距减小、 枝晶数量明显增加。随着枝晶间距的变化，共晶γ-γ'相尺寸随着冷却速率的变化非常明显，冷却速率为8，17和27 ℃·min−1对应的共晶γ-γ'相的平均尺寸分别为51.0，40.7和26.7 μm，冷速越快，共晶γ-γ'相的尺寸越细小，但共晶γ-γ'相的体积分数随冷却速率的增加略有增加，统计结果见表4。分析其原因为：在低冷速下，枝晶尺寸比较粗大，枝晶间区域面积也小，共晶相析出位置少，同时由于冷速低，析出来的共晶相有充分的时间长大。而在高冷速下，枝晶比较细小，有大量的枝晶间区域，可供共晶相形核析出的位置要多，故析出的共晶相数量要多，但是由于冷速较快，析出的共晶相来不及长大，故尺寸都比较细小。此外，冷却速率对合金共晶组织的影响与凝固过程中溶质元素的分配情况有关。在Ni基体高温合金中，Al和Ti属于正偏析元素，在凝固过程中倾向于富集在液相中；而Co和Cr为负偏析元素，在凝固过程中倾向存在于固相中。在这4种主要元素中，Al，Co和Cr的偏析程度比较轻，而Ti的偏析程度最严重，且对冷却速率的变化最敏感［22］。冷速较低时，合金凝固处于近似平衡凝固的状态，各元素在固相以及液相中都扩散比较充分，此时Ti元素的偏析较轻，共晶γ-γ'相的体积分数较少；随着冷速的增大，凝固过程越来越倾向于非平衡凝固，液相和枝晶间区域的元素偏析变得更加严重，为共晶组织的形成提供所需的化学成分条件。但随着冷却速率的进一步提高，元素原子在固相中的扩散速率较慢，共晶相没有充分时间长大以消耗液相中偏析的元素，元素偏析进一步加重，从而使得共晶γ-γ'相的体积分数增加，但尺寸变得更加细小。
硼化物含量随冷却速率的升高而明显下降，枝晶干γ'相的体积分数和平均尺寸随冷却速率的升高而呈现先增大后减小的趋势。冷却速率为8和17 ℃·min−1时，枝晶干γ'相的形状介于立方状和花瓣状之间，其中，冷却速率为8 ℃·min−1时枝晶干γ'相的形状更接近于立方状，但当冷区速率升高到17 ℃·min−1时，枝晶干γ'相的形状更接近于花瓣状。而当冷却速率进一步增大到27 ℃·min−1时，枝晶干γ'相的形状发生转变，为立方状方块，且平均尺寸明显减小，能够达到纳米级。
表5，表6和表7分别为不同浇注温度、 模壳温度和冷却速率下JG4247合金在800 ℃拉伸性能和800 ℃/580 MPa下的高温持久性能测试结果。随着浇注温度的升高，JG4247合金在800 ℃的抗拉强度（Rm）由869 MPa提高到900 MPa，塑性（A）也有一定程度的改善；同时，浇注温度由1430 ℃提高到1460 ℃使得合金的持久寿命比原来提高约3倍。在1430 ℃温度浇注时虽然冷速较大，晶粒尺寸和析出相尺寸较小，但析出相含量小，导致该条件下800 ℃力学性能与在1460 ℃温度浇注时相比，抗拉强度明显降低，但合金的屈服强度（Rp0.2）反而升高，分析其原因为，由于在1430 ℃条件下，合金的晶粒组织较细，在Hall-Petch的作用下，屈服强度较高；但是抗拉强度降低，主要原因为在1430 ℃条件下，合金中二次析出强化相γ-γ'共晶相、 硼化物相体积分数少，尺寸小，由此导致二次析出相的沉淀强化作用减弱，因此，在1430 ℃条件下，虽然屈服强度较高，但合金抗拉强度低。
在1460 ℃的浇注温度下，当模壳温度为950 ℃时，JG4247合金具有最好的高温力学性能：800 ℃下的抗拉强度为900 MPa，与模壳温度为850 ℃相比提高了25 MPa，与模壳温度为1050 ℃相比提了79 MPa；持久寿命达到144.5 h，与模壳温度为850 ℃时相比延长了16.5 h，与模壳温度为1050 ℃时相比延长了86.1 h。
图3的显微组织统计结果显示，模壳温度为950 ℃时JG4247合金力学性能的改善与枝晶干γ'相体积分数和形态的变化有关。γ'相析出强化为Ni3Al基合金中的重要强化机制，γ'相的强化作用主要是面心立方（fcc）结构产生的有序相强化和由γ/γ'晶格错配造成的。模壳温度为850 ℃时枝晶干γ'相主要为立方形，而模壳温度为950和1050 ℃时，枝晶干γ'相主要为不规则花瓣状。γ'相的形状与晶格错配度有关，随着晶格错配度的增大，γ'相逐渐由球形转变为立方形，并进一步转变为不规则花瓣状。模壳温度为850 ℃时合金力学性能略低的原因可能在于枝晶干γ'相体积分数较低，且γ/γ'相的晶格错配度也比较低。模壳温度为950和1050 ℃时，合金中枝晶干γ'相体积分数比较接近，且形状均为不规则花瓣状，但力学性能却有较大差异。根据显微组织观察所得出的结论，3种不同模壳温度下，合金组织的最大差异在于共晶γ-γ'相和硼化物的数量和尺寸。共晶γ-γ'相和硼化物的体积分数随着模壳温度的升高呈现先升高后降低的变化趋势，模壳温度为950 ℃时合金中共晶γ-γ'相和硼化物的体积分数最大。这说明共晶γ-γ'相和硼化物的数量和分布情况对JG4247合金的力学性能有较大影响。此前有研究表明，枝晶间区域的共晶γ-γ'和硼化物在能够有效阻止晶界迁移，有利于提高合金的变形抗力［7］。因此，共晶相γ-γ'和硼化物的析出有利于提高合金的力学性能。当模壳温度为950 ℃时，JG4247合金的抗拉强度和持久性能是3种条件下最高的，这种组织状态能很好地发挥出合金的力学性能。
当浇注温度为1460 ℃，模壳温度为950 ℃时，不同冷却速率下JG4247合金的高温力学性能测试结果如表7所示。随着冷却速率的增加，合金在800 ℃的高温拉伸性能也逐渐提高，其中冷却速率为27 ℃·min−1时，合金的抗拉强度最高，拉伸塑性也最好。但合金在800 ℃/580 MPa的持久寿命随着冷却速率的增加先升高后降低，冷却速率为17 ℃·min−1时合金的持久寿命最长，且合金的持久寿命对冷却速率的敏感程度比高温拉伸性能更明显。冷却速率对合金显微组织的影响主要体现在共晶γ-γ'相体积分数和枝晶干γ'相体积分数上。当冷却速率为17 ℃·min−1时，共晶γ-γ'相体积分数和枝晶干γ'相体积分数最高，枝晶干γ'相主要呈不规则花瓣状。冷却速率27 ℃·min−1时，枝晶干γ'相呈立方状，且体积分数要明显小于前两种低冷却速率。随着冷却速率的增加，合金的晶粒尺寸明显减小，与此对应，晶界的数量增加，枝晶间距也逐渐减小。然而，在过快的冷却速率下，共晶γ-γ'相的体积分数也减小。在高温持久应力下，晶界数量的增加使得晶界迁移倾向也增加，同时，共晶相的减少使晶界迁移所受的阻力减小，因此，当冷却速率增加至27 ℃·min−1时，合金的持久性能降低。而当冷却速率为17 ℃·min−1时，合金具有合适的晶粒尺寸和共晶相数量，同时枝晶干γ'相的体积分数和形态特征也更加合理，因此具有最长的持久寿命。
本文系统研究了浇铸工艺参数，包括浇注温度（1430和1460 ℃）、 模壳温度（850，950和1050 ℃）和冷却速率（8，17和27 ℃·min−1）对高硼镍基高温合金JG4247凝固组织和高温力学性能的影响，主要得到以下结论：
1）晶粒和共晶γ-γ'相平均尺寸随浇注温度和模壳温度的升高而增大，随冷却速率的增大而减小；共晶γ-γ'相的体积分数随浇注温度和冷却速率的升高而增加，随模壳温度的升高呈现先升高后减小的趋势，模壳温度为950 ℃时，共晶γ-γ'相的体积分数最高；硼化物和枝晶干γ'相的体积分数随浇注温度的升高而增加，随模壳温度的升高呈现先升高后减小的趋势，随冷却速率的增加而减小。
2）浇铸工艺参数通过影响JG4247合金的凝固组织进一步影响合金的力学性能，合金在800 ℃的高温拉伸性能随浇注温度的升高而提高，随模壳温度的升高而先升高后降低，随冷却速率的增加而提高；合金在800 ℃/580 MPa的持久性能随浇注温度的升高而提高，随模壳温度和冷却速率的升高而先升高后降低。
3）当浇注温度为1460 ℃，模壳温度为950 ℃，冷却速率为17 ℃·min−1时，JG4247合金具有最高的抗拉强度及持久寿命，这是因为在这种浇铸工艺下，合金具有适当的晶粒尺寸和共晶相体积分数，同时枝晶干γ'相具有合理的数量和形态。
Long F，Yoo Y S，Jo C Y，S M Seo，Song Y S，Jin T，Hu Z Q. Formation of η and σ phase in three polycrystalline superalloys and their impact on tensile properties ［J］. Materials Science and Engineering：A，2009，527（1-2）：361.
Sajjadi S A，Zebarjad S M，Guthrie R I L，Isac M. Microstructure evolution of high-performance Ni-base superalloy GTD-111 with heat treatment parameters ［J］. Journal of Materials Processing Technology，2006，175（1-3）：376.
Czeppe T，Wierzbicka-Miernik A，Sypien A，Garzel G，Goral A，Litynska-Dobrzynska L，Kopyto M，Przybyło W. Effects of Ti and high cooling rate on the phase equilibria and properties of Ni3（Al，V）alloys ［J］. Journal of Materials Engineering and Performance，2020，29：1502.
Pan X L，Yu H Y，Tu G F，Sun W R，Hu Z Q. Effect of rare earth metals on solidification behaviour in nickel based superalloy ［J］. Materials Science and Technology，2012，28（5）：560.
Shi X，Duan S C，Yang W S，Guo H J，Guo J. Effect of cooling rate on microsegregation during solidification of superalloy INCONEL 718 under slow-cooled conditions ［J］. Metallurgical and Materials Transactions B，2018，49：1883.
顶部
