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第24 卷 第 1期
2004 年2月 航 空 材 料 学 报
J OUR NAL OF AE RONA U TICAL MA TER IAL S Vol. 24 ,No. 1
February 2004
一种低 Cr 高W型铸造镍基高温合金的
显微组织及其稳定性
郑 亮1,谷臣清1,曾 强2,侯淑娥2
(1. 西安理工大学 材料科学与工程学院 ,陕西 西安 710048 ; 2. 北京航空材料研究院 ,北京 100095)
摘要:研究了一种具有第一代单晶合金高温强度水平 ,其成分为 Ni21. 5Cr210Co216W22Mo26Al21Ti21Nb20. 1C20.
02B20. 1Zr 的普通铸造镍基高温合金的显微组织及其长时组织稳定性。对试验合金铸态及 850 ℃/ 3000h ,
950 ℃/ 1000h ,1100 ℃/ 50～500h 热暴露后的显微组织进行了光学金相、定量金相、扫描电镜和能谱分析。结果
表明 :取样部位的截面尺寸不同直接影响合金铸态组织中相的尺寸及含量 ,其中大截面尺寸部位共晶γ
′的含量
少而尺寸大 ;截面尺寸对 MC 碳化物含量影响不大 ,但其尺寸随着截面尺寸的增大而明显增大。本试验用合金
具有优良的组织稳定性 ,在850～1100 ℃长时热暴露均无有害的 TCP 相析出 ,其碳化物反应是 MC 的缓慢分解
和M6C沿晶界、枝晶间和共晶γ
’周围析出 ,在1100 ℃/ 500h 热暴露以后 ,仍然保留原始铸态组织中约 50 %的
MC 碳化物。
关键词:镍基合金 ;显微组织 ;相变 ;碳化物 ;热暴露 ;显微组织稳定性
中图分类号: TG146. 1 + 5 文献标识码: A 文章编号: 100525053(2004)0120017205
镍基高温合金目前已广泛应用于高温燃气涡
轮的关键部件 ,随着使用条件日趋苛刻 ,提高合金
的承温能力一直是重要的研究目标。低 Cr 高W
是获得高持久强度的一种有效途径 ,已为冶金工
作者所广泛接受[1～3 ] 。本研究所用的高 W合金
在等轴晶铸态下其 1100 ℃/ 118MPa 条件下的持
久寿命达到了 50h ,相当于第一代单晶合金的水
平[ 4 ] 。此类合金由于不含 Re ,Ta ,Hf 等稀贵元素
使其原材料的成本大幅降低[ 5 ] 。然而 ,由于 W等
重元素的添加量较大 ,合金的密度也相应升高 ,最
高可达 8. 95g/ cm3,这一因素严重制约了其在航
空涡轮叶片上的应用。但是 ,由于该合金成本低、
高温强度高 ,是很有前途的高温模具合金材料。
与航空涡轮叶片不同的是 ,高温模具在地面使用
且为非高速旋转部件 ,因此合金对密度指标无特
殊要求。作为模具合金 ,除需高温强度高以外 ,还
要求在 1050～1100 ℃温度范围内具有好的组织
稳定性。目前对低 Cr 高W铸造镍基高温合金组
织稳定性的系统研究报导甚少 ,因此有必要进行
进一步的研究。本研究对一种低 Cr 高W合金的
显微组织及不同温度下的长时组织稳定性进行了
系统的研究 ,为合金的推广应用提供理论依据。
1 试验材料及方法
试验用材料是真空感应熔炼的低 Cr 高W合
金,由于 W量高 ,采用 1650 ℃的高温进行精炼 ,
母合金锭重 5kg ,合金分析成分如表 1所示。
表1 合金的成分(wt %)
Table 1 Composition of alloy (wt %)
Cr Co W Mo Al Ti Nb C B Zr Ni
Mass f raction 1. 31 9. 63 16. 22 2. 13 5. 96 1. 13 0. 95 0. 10 0. 024 0. 097 62. 45
Atomic fraction 1. 5 10. 0 5. 4 1. 4 13. 6 1. 4 0. 6 0. 5 0. 14 0. 08 65. 3
母合金经真空重熔浇注成等轴晶成形试棒 ,
浇注温度为 1500 ℃,填砂壳模温度为 900 ℃。为
收稿日期 : 2003208218 ; 修订日期 : 2003212208
作者简介 :郑亮(19792),男,硕士研究生。
了考察合金的显微组织稳定性 ,对合金分别进行
了850 ℃/ 3000h , 950 ℃/ 1000h , 1100 ℃/ 50h ,
1100 ℃/ 100h ,1100 ℃/ 500h 的热暴露试验。铸态
及热暴露后的试样用光学金相、定量金相、扫描电
镜及能谱分析其显微组织的形貌特征、各相含量、
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成分及尺寸。考虑到铸造合金的显微组织受凝固
条件的影响 ,长期热暴露试样全部取自同一模组
下底盘的厚截面部位。为了比较截面尺寸对显微
组织的影响 ,部分铸态试样取自成形试棒端头部
位和规长工作部分。
2 结果分析与讨论
2.1 合金的铸态组织
合金的铸态组织示于图 1 ,各相成分及合金
显微偏析的能谱分析结果示于表 2。组织中除枝
晶 外 ,还有分布于枝晶间的白色块状共晶
γ
′相 、
图1 合金的铸态显微组织
Fig. 1 Microstructure of as2cast alloy
表2 铸态组织中不同区域的成分(EDS ,wt %)
Table 2 compositions of different regions in as2cast microstructure of alloy (EDS , wt %)
Regions Al Ti Cr Co Ni Zr Nb Mo W
Eutecticγ
′8. 14 1. 78 1. 14 8. 85 66. 98 0. 64 1. 80 1. 61 9. 74
MC30. 04 18. 37 0. 23 0. 49 3. 18 1. 28 32. 29 7 . 79 38. 93
Dendrite 5. 56 0. 73 1. 31 10 . 79 58. 77 0 0. 50 1. 91 19. 05
Interdendrite 6. 61 0. 99 1. 60 10 . 56 61. 72 0. 05 1. 17 2. 58 13. 80
Note : 3Content of carbon in MC is not determined.
骨架状 MC 碳化物和弥散分布于γ基体中的次生
γ
′相 。
γ
′相是镍基高温合金中的主要强化相 ,它包
括初生共晶γ
′和从γ固溶体脱溶出的次生γ
′。
平衡凝固过程中本应无(γ+γ
′
)共晶析出 ,但合金
成分的显微偏析使凝固时枝晶间残余液相达到(γ
+γ
′
)共晶成分而形成共晶。与大多数铸造合金
不同的是本合金铸态组织中的共晶呈“光板”状 ,
内部不存在γ相,这是由于高温下(γ+γ
′
)共晶中
的γ含量较少 ,在随后较慢的冷却过程中回溶到
共晶γ
′内 。
Al , Ti ,Nb 是最重要的稳定γ
′元素 ,合金组织
中这三种元素的含量最高的是共晶γ
′,其次是枝
晶间 ,最后是枝晶干(表2)。由于显微偏析 ,枝晶
间Al ,Ti ,Nb 等γ
′形成元素的含量高 ,促使共晶
γ
′形成 ,同时使枝晶间γ相处于过饱和状态 ,加速
了γ
′相的形核与长大 ,因此枝晶间的次生γ
′尺寸
一般大于枝晶干处。
从表 2数据还可知 ,合金中 MC 碳化物的主
要形成元素是 Nb , Ti , W ,Mo ,其中 Nb , Ti 在MC
中的溶解度极高。仔细对比发现 ,Nb 在合金中的
平均成分远远低于 Ti ,而碳化物中 Nb 的含量反
而比 Ti 高,这就说明了 Nb 是一种比 Ti 更强的
MC 碳化物形成元素 ,一般来说 ,N bC 也比 TiC 稳
定[ 6 ] 。
需要特别指出的是 ,在合金组织中 ,相的尺寸
和含量不仅与合金成分有关 ,还与凝固冷却速度
有关。因此 ,凡谈及相的尺寸或含量 ,严格说来都
要说明试样的取样部位 ,只有冷却速度相当的部
位其相尺寸和含量才有可比性。在高温合金组织
中,枝晶间距是冷却速度的直接体现。表 3示出
了合金铸态显微组织中不同枝晶间距与相的尺寸
和含量的关系。
由表 3可知 ,虽然合金成分相同且同为铸态
组织 ,但由于取样部位的不同导致组织中各相的
含量和尺寸存在明显差异。从截面尺寸较大的浇
注底盘到尺寸稍小的持久试样夹头再到尺寸最小
的试样规长部分 ,由于凝固时冷却速度依次增大 ,
因此枝晶间距顺次减小 。其中 ,共晶γ
′在截面尺
寸较大时体积分数相对较小 ,但相的尺寸较大。
快冷对 MC 碳化物尺寸的影响比较敏感 ,冷速大
的时候 MC 明显细化 ,但对 MC 的含量影响很小。
本研究中试样工作部位的 MC 碳化物极小且比较
分散 ,在定量金相测量时明显的界面效应使测量
的体积百分含量偏高。
2.2 合金在长时热暴露后的显微组织稳定性
合金的显微组织稳定性最重要的标志之一是
有无 TCP 相(通常是指σ,
μ和Laves 相)的析出。
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表3 合金铸态显微组织中各相的尺寸及含量
Table 3 Sizes and volume fraction of phases in microstructure of as2cast alloy
Cutting position
of specimen
Section
size/ mm
Dendrite
spacing/μm
Eutecticγ
′MC carbide
Volume
fraction/ %
Average
size/μm
Volume
fraction/ %
Average
size/μm
Bottom disk 15 ×95 105. 2 10. 7 38. 2 1. 1 3. 6
Grip part <14 74. 2 11 . 9 35. 9 - -
Gage length part <7 58. 9 14. 7 26. 7 1. 6 2. 7
根据合金成分可计算出合金的电子空位数 ,从而
预测合金是否析出 TCP 相。根据本合金分析成
分计算出合金的平均电子空位数(Nv)为1. 76 ,此
值远远低于高温合金中析出有害 TCP 相的临界
电子空位数 2. 45[ 7 ] ,即相分计算结果预测本试验
合金不会出现 TCP 相。实验结果也表明 ,合金的
铸态组织中无 TCP 相析出。另外 ,由表 1数据可
知,本合金 Cr %(原子分数)/(Cr + Mo + 0. 7W)%
(原子分数)= 0. 22 ,此值远远小于出现 M23 C6的
0. 72 这一临界值[8 ] ,因此本合金复杂碳化物中应
无M23C6,而仅含有 M6C。为了验证上述预测结
果,对本合金在不同温度下作长时热暴露试验。
2. 2. 1 合金 850 ℃/ 3000h 热暴露后的显微组织
850 ℃时合金组织很稳定 ,短时内热暴露组织
与铸态组织接近。合金在经过 850 ℃/ 3000h 热暴
露后 ,合金基体中过饱和的碳和部分骨架状、块状
MC 碳化物缓慢分解生成次生碳化物 ,这种碳化
物多呈粒状和块状沿枝晶间和晶界分布 ,此碳化
物经 X射线衍射确定为 M6C碳化物。此外 ,M6C
周围还生成γ
′包覆层 (图2),符合 MC +γ→M6C
+γ
′反应 。通过扫描电镜背散射图像可以很好地
将MC(灰色)和M6C(白色)区别开来。850 ℃是
M23C6和σ相的析出敏感温度[ 9 ] ,热暴露后未发
现M23C6和σ相析出 ,证明这种低 Cr 含量的合金
在该温度下组织十分稳定 ,这一结果也与理论推
测的合金中不析出 M23 C6和σ相的结果相吻合。
此外 ,组织中还可以看出次生γ
′尺寸稍有长大 ,
共晶γ
′的含量和尺寸也都无明显变化。
2. 2. 2 合金 950 ℃/ 1000h 热暴露后的显微组织
图 3示出了合金经 950 ℃/ 1000h 热暴露后的
显微组织 ,沿晶界析出的 M6C清晰可见(粒状白
块),其周围被γ
′相包覆 (图3(a) ) 。在共晶γ
′周
围是 M6C碳化物最常析出的位置 ,其尺寸也较晶
界M6C大。图 3(b)示出了未转变的 MC(灰色)
和次生 M6C(白色)共存的情况 ,其中 MC 保持完
好。950 ℃通常是μ相析出的敏感温度 ,但该合金
图2 合金经 850 ℃/ 3000h 热暴露后的
显微组织(背散射图像)
Fig. 2 SEM microstructure of alloy after 850 ℃/ 3000h
thermal exposure (BEI)
在950 ℃/ 1000h 热暴露后仍没有μ相析出。此时
γ
′有轻微粗化 ,共晶γ
′没有明显变化 。
2. 2. 3 合金经 1100 ℃不同时间热暴露后的显微
组织
合金经 1100 ℃不同时间热暴露后的组织示
于图 4。
合金在 1100 ℃/ 50h 热暴露后 ,很少观察到有
MC 分解。1100 ℃/ 100h 后,有少量 MC 碳化物
开始分解生成 M6C ,粒状的 M6C沿晶界析出 ,在
周围形成了较 850 ℃/ 3000h 和950 ℃/ 1000h 更厚
的γ
′包覆层 (图4(a) ) 。
合金经 1100 ℃/ 500h 热暴露后晶界、枝晶间
和共晶γ
′周围析出了大量的粗粒状 M6C碳化物 ,
更多的 MC 碳化物转变为 M6C ,M6C周围的γ
′包
覆层较 1100 ℃/ 100h 更厚 ,由热暴露形成的γ
′包
覆层和铸态时生成的共晶γ
′连成一片,形成网
状,如图 4(b)所示。由图 4(b)还可以看到 ,合金
组织中还出现微量片状的 M6C碳化物 ,经能谱分
析其成分为 60W29Mo220Ni28Co22Cr21Nb(质量分
数, %),与粒状 M6C成分非常接近 ,在高 W合金
中存在片状 M6C碳化物已有报导[ 9 ] 。此外 ,合金
在1100 ℃/ 500h 都未出现 TCP 相,但γ
′粗化明
显。
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第1期 一种低 Cr 高W型铸造镍基高温合金的显微组织及其稳定性
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图3 合金经 950 ℃/ 1000h 热暴露后的显微组织(背散射图像)
Fig. 3 SEM microstructure of alloy after 950 ℃/ 1000h thermal exposure (B EI)
(a)M6C carbides precipita ted along grai n boundary ;
(b)M6C carbides precipitated at t he periphery of eutecticγ
′
图4 合金经 1100 ℃不同时间热暴露后的显微组织
Fig. 4 Microstructures of alloy at 1100 ℃for different thermal exposure time
(a)100 h ; (b)500h
合金在 1100 ℃经不同时间热暴露后碳化物
含量和尺寸的变化如图 5 ,6 所示 ,为了便于比较 ,
所有试样均取自底盘部分 ,其枝晶间距在 105～
110
μm范围 。由图 5 ,6 可知 ,随着热暴露时间的
增加 ,M6C碳化物的体积分数和平均尺寸都有明
显增加。MC 碳化物在 100h 后体积分数明显减
图5 合金在 1100 ℃热暴露不同时间后碳化物的
体积分数变化
Fig. 5 Volume f raction of carbides in alloy at 1100 ℃
for different thermal exposure time
图6 合金在 1100 ℃热暴露不同时间后
碳化物的平均尺寸
Fig. 6 Average sizes of carbides in alloy at 1100 ℃for
different thermal exposure time
少,但平均尺寸直到 500h 变化也不显著 ,这可能
是因为较小尺寸的 MC 在热暴露过程中完全分
解,导致 MC 碳化物数目的减少 ,使得平均尺寸的
数值变化不大。本试验合金的 MC 碳化物比较稳
定,这与 MC 中Nb 的含量高有关 ,Nb 稳定 MC
的能力远远高于 Ti[ 6 ] 。
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综上所述 ,本试验合金热暴露后无 TCP 相和
M23C6析出 ,试验结果与理论预测一致 ,证明本试
验合金具有很好的组织稳定性。
3 结 论
(1)铸态组织中相的含量及大小与取样部位
的截面尺寸有关。其中大截面中共晶γ
′的含量
少而尺寸大 ;截面尺寸对铸态组织中 MC 碳化物
含量影响不大 ,但其尺寸随着截面尺寸的增大而
增大。
(2)本试验用低 Cr 高W铸造镍基高温合金
具有优良的组织稳定性 ,在850 ℃～1100 ℃长时
热暴露均不析出有害的 TCP 相。该合金的 MC
碳化物比较稳定 ,1100 ℃/ 500h 后其含量仍有铸
态组织中的 50 %左右。
(3)在长时热暴露中 ,碳化物反应是 MC 的缓
慢分解和 M6C沿晶界、枝晶间和共晶γ
′周围析
出,1100 ℃/ 500h 后M6C的量可达 1 . 4 %(体积分
数)。
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Microstructure and stability of a cast Ni2base superalloy
containing low level of Cr and high level of W
ZHEN G Liang1, GU Chen2qing1, ZEN G Qia ng2, HOU Shu2e2
(1. School of Materials Science and Engineering , Xi′an University of Technology , Xi′an 710048 , China ; 2. Beijing Institute of
Aeronautical Materials , Beijing 100095 , China)
Abstract : The microstructure and stability of a conventional cast equiaxed nickel base superalloy , Ni21. 5Cr210Co216W22Mo26Al2
1Ti21Nb20. 1C20. 02B20. 1Zr , which possesses a high temperature st rength corresponding to that of t he first generation single crys2
tal superalloy , were described i n t his paper . Microstructures of as2cast and 850 ℃/ 3000h , 950 ℃/ 1000h and 1100 ℃/ 50h～500h
thermal exposure specimens were investigated by optical metallography , quantitive metallography , SEM and EDS. Results show
that t he size of specimen directly affects the volume fraction and sizes of phases in microstructure. The eutecticγ
′in heavy section
of specimen appears to be lower volume fraction and larger size. Section size has no significant effects on t he volume fraction of MC
carbides , but t he increase of MC size will accompany with the enlargement of the section size. This superalloy exhibits a surprising2
ly good microstructural stability , due to no harmful TCP phase precipitates after long term thermal exposure in the 850 ℃to
1100 ℃range. Furthermore , in this temperature range , t he carbide reactions are the slow decomposition of MC and precipitation
of M6C carbides along t he grain boundary , interdendrite zone andperiphery of eutecticγ
′. In addition , after 1100 ℃/ 500h t hermal
exposure there are still about 50vol. % MC carbides which reserved from original as2cast microstructure.
Key words : nickel alloy ; microst ructure ; p hase tra nsformation ; carbides ; thermal exposure ; microstructural stability
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