高温合金因其优异的高温强度、抗氧化性和耐腐蚀性能，被广泛应用于航空发动机、燃气轮机等关键热端部件，其中镍基高温合金应用最为广泛[1-3]。K465 合金作为一种典型的镍基铸造高温合金， 因其良好的综合性能成为涡轮叶片等高温部件的重要材料之一[4]。 随着航空发动机推重比和涡轮前温度的不断提升，对K465 合金的承温能力、组织稳定性及力学性能要求愈发苛刻。 长久以来，通过合金化或工艺优化能有效提升K465 合金的高温性能，但通过调整主要添加元素已难以显著改善高温合金的综合性能，针对主元素的成分优化面临瓶颈[5]。
稀土元素在合金中常被用作微合金化添加剂，加入微量的稀土元素就会对高温合金组织及性能产生显著影响，如净化合金、改变析出相的种类及分布状态、提高热塑性、力学性能及抗氧化性能等[6-8]。铈(Ce)和钇(Y)是两种典型的稀土元素，具有较高的化学活性，能与氧、硫等杂质形成高熔点化合物，从而减少有害相在晶界的偏聚。 研究人员对添加Ce和Y 对合金组织与性能的影响进行了持续的调查研究。 谭晓等[9]研究了Ce 微合金化对免热处理Al-Si合金组织与力学性能的影响，研究发现添加0.3%Ce(质量分数，下同)时，合金得到了最优强度，抗拉强度可达到179 MPa， 相比未添加稀土元素的提高了17%，使力学性能得到了较好提高。 Gao 等[10]研究了Ce 和Y 稀土元素的添加对镁合金性能的影响，设计了不同含量的稀土元素， 当Ce 元素含量为0.6%时，合金综合性能最好，屈服强度、抗拉强度和伸长率可达到281 MPa、295 MPa 和27.9%。 Zhu 等[11]研究了稀土Ce 元素对压铸铝合金的微观组织和力学性能的影响， 发现Ce 元素的添加对合金抗拉强度和伸长率有不同程度的增强， 加入0.4%Ce 合金的综合性能最优，与原试样相比抗拉强度和伸长率分别提高了10.9%和8.1%；添加0.4%La 时，抗拉强度和伸长率分别为305 MPa 和2.66%。 徐海峰等[12]对添加Sr 和Ce 对镍基高温合金高温力学及疲劳性能进行了研究，研究发现合金元素Sr 和Ce 的复合添加，改善了材料的内部组织，提高铸态K418 镍基高温合金的高温力学性能和热疲劳性能。 王定刚等[13]研究了不同Ce+Y 元素添加量对K465 合金微观组织与力学性能的影响。 结果表明，Ce+Y 含量为0.03%的合金碳化物变质处理后形态良好， 高温持久性能大幅提高;Ce+Y 含量提升到0.06%时， 枝晶间区大块γ′相的边缘析出富Ce+Y 相， 合金持久性能明显上升。综上所述，添加稀土元素对改善高温合金性能潜力巨大， 稀土元素种类以及添加量至关重要。 铸造镍基高温合金K465 作为典型的高γ′相强化合金， 其高温性能与凝固组织及晶界特征密切相关， 预期可通过添加微量稀土元素改善K465 合金的凝固行为、净化晶界并预期提升高温性能。
前期针对K465 合金添加稀土元素相关研究主要以实验室状态，小批量验证性研究为主。本研究从实际生产角度出发， 以添加Ce 和Y 稀土元素的K465 合金为研究对象，利用工业级熔炼设备进行母合金制备。结合光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)等手段， 分析稀土元素对合金枝晶间距、γ′相分布，并研究固溶处理后的常规拉伸与持久性能， 为稀土改性K465 高温合金的设计与实际工程应用提供理论依据。
1 实验材料与方法
为保证合金母材及实验结果更贴近工业生产，采用企业级真空熔炼炉进行合金熔炼。 使用中航上大高温合金材料股份有限公司1 t 真空熔炼炉，将满足配分比并添加稀土元素的合金粉末放入真空熔炼炉进行熔炼。 鉴于稀土元素添加过量会对合金产生不良影响， 将Ce、Y 两种合金元素添加总量控制在0.03%以下。 熔炼好的合金溶液一次性浇注成φ85 mm×1 100 mm 母合金锭25 支， 浇注温度被精确控制在1 450～1 480 ℃，铸锭冷却后用车床对母合金锭表面进行车光处理， 车光至直径为φ80 mm 作为实验材料，如图1 所示。
图1 K465 铸造合金母合金
Fig.1 Master alloy of the K465 cast alloy
使用热电ICP 电感耦合等离子光谱发生仪对母合金锭的化学成分进行检测， 成分检测结果如统计于表1，随后，对合金进行了固溶处理：将合金置于科晶GSL-1700X 管式炉中加热至1 210 ℃，并在此温度下保温4 h，以促进合金内部结构均匀化，随后空冷至室温，固溶处理工艺如图2 所示。固溶处理后合金分别进行室温拉伸与持久实验。 持久实验温度为975 ℃，试验力为225 MPa，以评估其在高温和高压环境下的性能表现。
表1 K465母合金化学成分
Tab.1 Chemical composition of the K465 master alloy(mass fraction/%)
CCrCoWMoNbAlTiBZrCeYNi 0.1479.0810.009.901.701.135.422.310.0170.0300.020.005Bal.
图2 固溶处理工艺
Fig.2 Solution treatment process diagram
金相试样制备时首先用线切割机在母合金锭上切取5 mm×5 mm×5 mm 小方块试样， 然后依次采用180～2000 目砂纸依次打磨， 并在抛光机上采用2.5 mm 金刚石抛光膏进行抛光至表面无划痕。用于组织观察的试样采用王水(盐酸与硝酸按照3∶1比例配制)进行腐蚀，腐蚀时间为10～12 s，然后用酒精冲洗并迅速吹风机吹干。 用未腐蚀状态金相试样进行金相观察，对比固溶处理前后碳化物状态。 采用金相显微镜观察微观组织和碳化物状态。 采用SU-5000 型扫描电子显微镜对腐蚀后的K465 合金试样进行更高倍数下组织观察， 并配合能谱仪(EDS)分析元素分布特征，SEM 拍摄过程加速电压设置为15.00 kV。 将固溶处理后的合金高温持久试样，高温持久试样严格按照GB/T 228.1-2010 标准进行，试样尺寸(图3)所示。高温持久性能测试采用长春科新RD-50 型电子式高温持久试验机。 为保证实验数据的准确性与重复性，每种测试条件下均进行3 次重复实验，最终取其平均值作为测试结果。
图3 固溶处理K465 合金性能试样示意图：(a)室温拉伸试样；(b)持久性能试样
Fig.3 Schematic diagram of a solution-treated K465 alloy test sample:(a)room-temperature tensile sample;(b)rupture sample
2 实验结果及讨论
2.1 金相组织表征
图4a 和b 分别展示了K465 合金在铸态下的宏观金相组织照片。从图4a 的低倍拍摄中可以观察到组织分布较为均匀， 其中分布有灰白色块状和长条状碳化物，以及类似共晶体的组织。 在图4b 的较高倍数下， 可以更清晰地观察到碳化物呈链状分布于晶界和枝晶间，而(γ+γ′)共晶体主要呈花瓣状和平板状分布，基体通道为γ 相和被分割的γ′相。 图5a 和b 分别展示了K465 合金在固溶处理后的宏观金相组织照片。 从图中可观察到添加稀土元素后K465 母合金锭中碳化物呈近似球形，而常见的未添加稀土元素K465 合金中碳化物呈汉字型[13-14]，二者有明显差异。而固溶处理前后，碳化物的形貌和尺寸差别不明显。
图4 K465 合金铸态金相组织：(a)低倍；(b)高倍
Fig.4 OM images of the as-cast structure of the K465 alloy:(a)low magnification;(b)high magnification
图5 K465 合金固溶处理前后未腐蚀态试样金相：(a)固溶处理前；(b)固溶处理后
Fig.5 OM images of unetched state samples of the K465 alloy before and after solution treatment:(a)before;(b)after
2.2 SEM 微观组织表征
K465 合金中的析出相γ′相对其力学性能起着至关重要的作用[15]，因此对析出相的控制和立方度的完整性有严格的要求， 观察和表征合金的组织尤为重要。 本研究采用SEM 扫描电镜技术对K465 铸造高温合金的微观组织特征进行了表征， 如图6 所示。 图6a 揭示了铸态合金的微观结构，其包含γ 相基体、冷却过程中析出的γ′相、(γ+γ′)共晶相，以及呈暗灰色方块状和长条状分布的碳化物， 大部分碳化物与析出相尺寸较小，分散均匀。 根据文献[13]报道，对于析出相和碳化物，以细小且均匀状态分布于基体组织中，对改善合金的力学性能具有积极意义。 不同位置γ′相的形貌有明显区别，在枝晶干区域，其形貌更为规则，呈方形；而在枝晶间区域，则表现为尺寸较大且形貌不规则形貌。图6b 与c 分别呈现了(γ+γ′)共晶相及MC 型碳化物的高倍放大形貌。 研究表明，碳化物对合金具有强化效应，会对合金的力学性能产生相应影响[16]。 通过对暗灰色碳化物的元素分析(图7)，确认其主要元素为C、Ti、Nb、W，从而鉴定其为MC 型碳化物，此结果与Yang 等[17]和Zhang 等[18]的研究一致。 然而，与郭小童等[19]研究的未添加稀土的样品相比， 本研究中添加稀土元素后析出相的立方度更高。
图6 K465 合金铸态组织SEM 像：(a)铸态组织；(b)(γ+γ′)共晶相；(c)MC 型碳化物；(d)γ 相和γ′相
Fig.6 SEM images of the as-cast structure of the K465 alloy:(a)as-cast structure;(b)(γ+γ′)eutectic phase;(c)MC-type carbide;(d)γ phase and γ′phase
图7 铸态K465 合金中碳化物EDS 分析
Fig.7 EDS analysis of carbides in the as-cast K465 alloy
2.3 高温持久和室温拉伸性能测试
针对经过固溶处理的铸造等轴晶镍基K465 高温合金， 测试了其室温拉伸性能以及975 ℃/225 MPa下的高温持久性能， 性能统计结果见表2。 数据表明，室温下的抗拉强度和伸长率分别为887 MPa 和4.0%，明显优于技术条件要求[13]。 在975 ℃的持久寿命88.5 h，远超技术标准规定的40 h[13]，并且与前期研究未加稀土元素的母合金相比提升40%以上。 稀土元素的添加使得析出相细小均匀，并且具有完整的方形结构，有助于提高合金的持久性能[20]。根据文献[21]，添加稀土元素会促使碳化物轮廓趋向于圆滑，能有效减少应力集中， 进而降低微裂纹萌生的风险。 这些微观组织的优化共同作用，可有效提升合金的持久寿命。 余乾等[22]未添加稀土元素的K465合金，相同测试条件下持久寿命低于65 h；与之相比， 本研究中添加稀土元素K465 合金持久寿命有明显提升， 表明了稀土元素的添加对于提升K465合金高温持久性能具有明显作用。
表2 K465合金固溶处理后室温拉伸性能
Table 2 Room-temperature tensile properties of the K465 alloy after solution treatment
PropertieRm/MPaA/%Measurement8733.8 8914.2 Average8874.0 Specification≥8303.0
表3 K465合金固溶处理后高温持久寿命
Tab.3 High-temperature endurance life of the K465 alloy after solution treatment
Test conditionTime/h MeasurementAverage 975 ℃/225 MPa 8587.5 92 Specification≥40
3 结论
(1)添加Ce 和Y 稀土元素K465 母合金组织主要由γ 相、γ′相、(γ+γ′) 共晶相以及MC 碳化物构成，晶粒组织细小，γ′析出相具有较高的立方度。
(2)添加Ce 和Y 稀土元素K465 母合金固溶处理后室温抗拉强度达到887 MPa， 明显高于标准值(830 MPa)，伸长率为4.0%，可满足实际应用需求。
(3)稀土元素的添加使K465 高温合金的具备良好的高温持久性能，再975 ℃/225 MPa 条件下持久寿命达88.5 h。
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