含锯镍基高温合金CH4133B是我国自主研制开发的一种新型√沉淀硬化高温合金，是在GH4133(即GH33A)合金基础上添加微量合金元素镁、错并改变了冶炼和模锻工艺而产生的;主要用于制造发动机中的涡轮盘、承力环和叶片,长期使用温度可达750 ℃"。目前我国主要歼击机机的喷气发动机涡轮盘都使用了该合金2。

随着发动机性能的提高以及工作应力和温度等条件的不断恶化,GH4133B合金在使用过程中的组织稳定性成为了关注的热点问题。而目前还缺乏对该合金长期时效后组织和性能的研究;笔者通过热力学计算和微观组织观察分析了合金长期时效过程中的组织演化规律及其本质原因,研究结果可为评价和改进合金的服役性能提供试验和理论依据。

本试验所用合金经真空冶炼后浇铸成5kg 的铸锭,然后锻制成c5 mm的棒材,化学成分(质量分数,%)为: 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。

合金棒材试样经标准热处理后( 1 080 ℃x 8 h,空冷＋750 ℃ × 16h,空冷)，分别在600、700和800℃三个温度下进行100.500和 1 000h 的长期时效。利用Thermo Calc热力学计算分析了GH 4133B合金平衡状态下可能存在的析出相,随后通过金相、SEM 和 EDS等方法,得出了不同时效时间和时效温度下的组织状态及各种典型析出相的特征。

标准成分的热力学计算分析

利用Therm o Calc计算软件与相应的镍基高温合金数据库对GH4133B合金进行热力学模拟计算,结果如图1和表1所示。通过图1中的结果和表Ⅰ数据可知,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。图1表明,该合金所对应的初熔和终熔温度分别为1357和 1301 ℃,凝固温度区间为56℃。相的初始析出温度为946 ℃; M2s Co在低于891 ℃时就开始析出。√为合金的主要强化相,碳化物MC和 M3 C。所占的比例较小。从图1中还可以看到,在796℃时可能会有П相析出。

合金的显微组织分析

对CH4133B合金不同时效时间和时效温度下的试样在光学显微镜和扫描电子显微镜下进行了组织观察。光学显微镜组织观察的试样采用化学侵蚀方法( 1 5g的 CuSO4+ 40 mL HCl+ 20mL酒精为侵蚀剂, 时间l min),扫描电镜强化相和碳化物观察的试样采用电解抛光和电解侵蚀方法(电解抛光液的成分为20% H2sO4+甲醇,抛光时电压为30V,时间20s;电解侵蚀的腐蚀剂为CrzO3 15 g+ 150mLH:PO4+ 10 mL. H2SO4,电压5V,时间2~ 5 s)。22 1CH4133B合金的基本组织状态

图2( a)是GH4133B合金在600℃下时效500 h后的光学金相组织。可以看出晶粒尺寸较为均匀。图2( b)是合金在700℃下时效100h后的SEM 照片,从图中可以看出:试样中存在着大量孪晶,有的是贯穿整个晶粒,有的则是开始于晶界,终止在晶内,这些孪晶都是退火孪晶。

GH 4133B中奥氏体基体跟主要强化相√均属于面心立方结构,锯的加入使得合金的层错能较低!3',空位及原子的运动使得晶体内局部原子堆垛次序发生错排,形成层错。因共格孪晶界的界面能小于大角度晶界的界面能,层错得以稳定存在构成孪晶核心。堆垛层错的强化效果不随温度的升高而减弱,因此在高温合金的强化机制中占有很重要的地位。退火孪晶的出现可以改变合金中裂纹扩展的方向,提高塑性变形功,延缓断裂过程,进而使合金低温下塑性和韧性得到提高。表2给出了CH4133B合金在不同温度下时效不同时间后的平均晶粒尺寸。可见,不同温度和时间下时效后,平均晶粒尺寸没有明显改变。

热力学软件得出GH 4133B在使用温度卜的平衡析出相为v相、y相、M C 与 M 2sC。碳化物、相。

随着时效时间的增加和时效温度的升高,品粒尺寸无变化, 80O℃以下长期时效时,强化相y比较稳定,尺寸略有增加,形状没有发生变化;在800 ℃长期时效时,随着时效时间的增加,√相逐渐变为立方体形,颗粒尺寸急剧增大,颗粒间距也相应增大,并出现一定的取向性。

时效时间和时效温度对初生碳化物基本上没有影响。GH4133B合金在800℃时效500h和1000h后在晶界附近均有少量针状П相析出。П相的析出会使合金的塑性下降,应控制合金中的Ti含量以及元素偏析行为来降低或消除П相在合金中的析出。