细晶铸造

HEATS

    国外近二十年来集中力量发展了高温合金定向铸造和单晶铸造技术，主要是为了提高航空发动机高压涡轮叶片的高温工作能力，从而增大发动机的推力，并延长其工作寿命。与此同时，航空发动机的恶劣工况对在中低温条件下工作的低压涡轮叶片、整体叶盘和涡轮机匣等高温合金铸件的低周疲劳寿命提出了更高要求。但是这类铸件在普通熔模精铸工艺生产条件下，一般为粗大的树枝晶或柱状晶，晶粒平均尺寸大于4mm，较典型的为4~9mm。由于晶粒粗大及组织、性能上的各向异性，很容易导致铸件在使用过程中疲劳裂纹的产生和发展，这对于铸件的疲劳性能尤其是低周疲劳性能极为不利，并且造成铸件力学性能数据过于分散，降低了设计容限。随着对发动机的整体寿命和性能要求的进一步提高，改善铸件的中低温疲劳性能及其他力学性能显得十分重要。这便导致了细晶铸造技术的产生和发展。 1 v( G! C- Y- v4 q

    工业发达国家，尤其是美国和德国，早在20世纪70年代末就开展了高温合金细晶铸造技术的研究和应用，在20世纪80年代中后期该项技术发展趋于成熟，目前正在航空、航天工业领域中扩大其应用范围，如美国Howmet公司利用细晶铸造技术成功地制造了Mod5A、Mar-M247、IN713C、1N718等高温合金整体涡轮，使涡轮的低周疲劳寿命提高了2~3倍。德国、法国在新型号航空发动机上也采用了细晶整体涡轮铸件。国内对高温合金细晶铸造技术的研究从20世纪80年代末开始起步，经过“八五”和“九五”期间的研究和应用，我国航空制造业建立了专门的细晶铸造设备，对高温合金细晶铸造工艺进行了较系统的试验，研制了一批镍基高温合金细晶铸件，并已应用于航空发动机中，在细晶铸造研究领域内取得了重要的进展。

; v3 s. d0 @6 I# x% t5 F5 `

 1 细晶铸造的特点和工艺方法

    1.1 细晶铸造的特点 
    细晶铸造技术或工艺（FGCP）的原理是通过控制普通熔模铸造工艺，强化合金的形核机制，在铸造过程中使合金形成大量结晶核心，并阻止晶粒长大，从而获得平均晶粒尺寸小于1.6mm的均匀、细小、各向同性的等轴晶铸件，较典型的细晶铸件晶粒度为美国标准ASTM0~2级。细晶铸造在使铸件晶粒细化的同时，还使高温合金中的初生碳化物和强化相γ＇尺寸减小，形态改善。因此，细晶铸造的突出优点是大幅度地提高铸件在中低温（≤760℃）条件下的低周疲劳寿命，并显著减小铸件力学性能数据的分散度，从而提高铸造零件的设计容限。同时该技术还在一定程度上改善铸件抗拉性能和持久性能，并使铸件具有良好的热处理性能。
    细晶铸造技术还可改善高温合金铸件的机加工性能，减小螺孔和刀刃形锐利边缘等处产生加工裂纹的潜在危险。因此该技术可使熔模铸件的应用范围扩大到原先使用锻件、厚板机加工零件和锻铸组合件等领域。在航空发动机零件的精铸生产中，使用细晶铸件代替某些锻件或用细晶铸造的锭料来做锻坯已很常见。
 

|||

    1.2 细晶铸造的工艺方法 
    细晶铸造晶核的增殖来源于合金液中已存在的或外加的固体形核基底成形核心作用，因此，细化晶粒的关键是增加合金液中的形核基底的数量。目前增加形核基底的数量的基本方法大致可分为三大类：热控法或改变铸造参数法（VCP法）、动力学法（或机械法）和化学法。这也是细晶铸造的三类基本工艺方法，如表1所示。

表1  细晶铸造的工艺方法

( D9 g; H; R0 o; V, m- w+ B7 X8 w4 ?7 [9 \6 \# \$ f) _6 t: c7 Q' J# K2 _- {, ` A \, z5 ` E3 K' n+ w/ r5 ~+ ~/ I+ i9 v! ^$ \. a" V- l# z: |( d( C0 k( c# i _! d4 }% _: s9 A+ r! H$ l+ O4 y( J! e) A, ^) K5 k. I! p, r& C- |' n: {% E# s! a6 |0 N+ B, D! _& G& A& D$ @" i9 k. |9 Q5 u# z. x, _5 |* V& T' A6 H) A2 G+ ?- m! Z6 q* V0 P8 G3 R) k% F9 o- h2 {; w7 b* B8 j9 C3 P4 o& ]1 O" U) C4 J3 n, K) E3 Z9 G. d& v8 V$ I) P) V4 l

类  别	热控法 （Thermal Control Method)	. m ~7 D! ^+ [3 Q3 X* X* h 动力学法 （Dynamic Method）	% j7 w* [& `, L: @2 M* y* |4 p 化学法 （Chemical Approach）
$ \% i; q- Q% j8 Q 工艺原理	3 z! a( R6 `8 `* A( I2 G( [ 在静态铸型条件下，通过控制铸型温度，降低合金精炼温度和时间，使分散于熔液中作为形核基底的碳化物保留下来，并较大幅度地降低浇注过热度，增大铸件冷却速度，以达到限制晶粒长大和细化晶粒的目的	在浇注和凝固过程中施加外力迫使合金液产生振动、搅动等运动，已凝固的枝晶被破碎并使之遍布于整个熔液中，从而形成更多的有效晶核，并限制了晶粒的长大。常见的方法有：（1）一般方法：旋转铸型法、机械振动法、超声波振动法、电磁搅动法等；（2）Grainex法、Mould-Agitation法；（3）Microcast-X法	5 w I! j# W% U* s 通过向熔液中加入有效形核剂，形成大量的非均匀质核心而使晶粒细化。典型的如添加元素B、稀土元素、Ni-Al中间化合物等
工艺参数	铸型温度(t型)、浇注温度)t浇)及精炼温度(t精)等	浇注温度(t铸)和铸型旋转振动参数(速度、频率)以及铸型冷却速率等	精炼温度(t精)、形核剂加入量及其加入制度等
晶粒细化典型尺寸范围	7 Y/ N+ j% Q! B+ b m0 t) {' u 1.60～0.18mm	0.36～0.07mm	8 c* G+ i' p' c: b8 ?: I7 R 1.25～0.12mm
' L0 B$ p; x/ z- Y& _ Z' p% a 优缺点	: U5 V1 C2 w- v 工艺简单，但铸件容易欠铸、晶粒度不均匀	晶粒度均匀、合金纯净度高、成形能力好，但需要建立专用的细晶铸造设备	工艺简单，但容易引进杂质、改变合金成分
适用范围	0 X G, Q+ m1 G8 M# Q3 h7 ? 形状简单的小尺寸铸件	' ?- a* q. A+ g) G3 K$ a 回转体和厚大截面铸件	形状简单的小尺寸铸件

    近年来美国Howmet公司研制和发展的Grainex（简称GX法）和Ｍicrocast-X(简称ＭＸ法)细晶工艺代表着国际先进水平的细晶铸造工艺方法，目前已投入生产应用。图1为GX、MX法的晶粒细化典型尺寸范围。

图1  MX、GX法的晶粒细化尺寸范围

) P! z& J5 _. O5 `6 x8 B6 o1 B

    其中GX法以动力学法为基础，是高温合金细晶铸造第一代动力学法工艺，它采用较高的过热温度，在合金凝固过程中打碎已凝固的枝晶骨架成为结晶核心，从而细化铸件晶粒。与热控法相比，GX法浇注过热度较大，因而使铸件薄壁部分容易成形，所获得的铸件纯净度高，晶粒度细小而均匀，通常能达到ASTM0～２级。但晶粒形态仍保留着轻微的树枝状，其缺点是不能全面改善铸件的晶粒形态，仅使厚截面部位晶粒细化。这种方法适用于铸造叶盘和其他一些回转体铸件以及截面厚大的细晶铸件。MX法是Howmet公司开发的第二代动力学法细晶铸造工艺，其特点是将机械扰动与快速凝固相结合以获得晶粒更加细小的晶胞组织，用此法铸造的铸件晶粒度能达ASTM3~5级或更细，可与变形高温合金零件的晶粒度相媲美，因而能以比GX法更大的幅度提高铸件的力学性能。直到目前为止，该工艺仍属不公开的专利。但从有关资料分析，其工艺要点主要包括：①合金精炼后静止降温，使浇注过热度保持在20℃以内。②浇注时对合金液进行机械或电磁感应扰动，使合金液成细小的液滴流注入预热铸型的型腔。③在铸型内扰动合金液并提高铸型对合金液的冷却强度，使铸件在整个截面上都能生成均匀、细小、非枝晶的晶胞组织。MX法现主要用于生产镍基高温合金的熔模铸件、铸锭和可锻坯件。

    在20世纪90年代中期国内研究和开发了属于动力学法范畴的细晶铸造工艺——铸型搅动法（Mould-Agitation法），简称MA法，并建立了ZGX-25型细晶铸造真空感应炉。利用该设备可铸造出外形尺寸达300mm、重量达50kg的细晶铸件。在该设备上不但能用化学法和热控法铸造细晶叶片、细晶整体结构件，而且还可用铸型搅动法生产出纯净度较高的细晶整体叶盘、涡轮等回转体铸件。其工艺原理与GX法相近，如图2所示。

" l9 Q# f, I% Q- f8 M- {: v4 j: U

图2  MA法工艺原理示意图

    ZGX-25型细晶铸造炉具有预热铸型的加热器，并有能使铸型单向/双向旋转功能的机构。铸型搅动法（MA法）细化铸件晶粒基于在凝固过程中对枝晶破碎、增殖形核质点的原理。具体工艺步骤为：将模壳装卡在专用的铸型系统中，并预热至规定的型壳温度。在对合金熔液精炼干净后，调整好浇注温度，然后浇入型壳中，静止一段时间后，铸型双向搅动，直到凝固完毕。
    

|||

    在金属液凝固过程中，通过铸型搅动使铸型壁上最初形成的枝晶被破碎，破碎的枝晶分布于整个合金液中，因而创造了有效的形核核心，导致铸件产生细小、均匀和等轴的晶粒。此外，铸型中心到铸型壁的热梯度得到降低，因此不管铸件截面厚度如何变化，都能获得较均匀的等轴晶。
    铸型搅动法主要控制的搅动参数为：浇注后合金液在铸型内的静止时间τ_静；正转/反转的时间τ_正反；正转反转之间换向时间τ_换；正转/反转的转速v_正反；双向转动的总时间为τ_总。实验中通过变化合金的浇注过热温度Δt_浇及搅动参数来得到不同的晶粒度。
    铸型搅动工艺的优点在于采用比热控法细晶工艺高得多的浇注温度，因而铸件纯净度高，薄壁部位容易成形。相比之下，传统的热控法细晶铸造工艺和硼化物沉淀工艺主要依赖于很低的浇注温度，因而导致了非金属夹杂物的诱入。
    2 细晶铸造举例
    采用铸型搅动法细晶铸造生产了某航空发动机上在中温条件（470~750℃）下使用的整体涡轮。该整体涡轮直径为147mm，铸件毛重10.5kg，用K418B镍基高温合金铸造，其主要化学成分见表2。
    熔模型壳用硅酸乙酯-刚玉砂制壳工艺制成。合金的熔炼和浇注在自制的ZGX-25型细晶铸造真空感应炉内进行。铸型在炉内可双向旋转，对注入型腔内的合金液体施加双向搅动作用。细晶铸造的工艺参数见表3。

- W6 D K0 h$ \8 N& r3 ]; G

表2  K418B合金主要化学成分（质量分数，%）
- @. A: w9 c& q9 s4 z5 V9 _

' p* K# T; f; Q2 q7 o5 L- a0 N- ~- @; l' B4 c5 N$ X+ |: i& W& I7 ~3 w. v8 F# b ^& M+ b5 l0 N# h# d' r" N5 Q; T* u4 N. |7 L( {" F: n3 ?. V# j( M, g f+ }+ ]" N4 {* C9 ]- c9 F" ~2 H- d, d+ l7 g* o5 Q) R8 H3 c( ?5 @3 j! r7 E8 P c% {8 s( e$ P' J0 f6 J+ K# Q" Y% W6 G) _" {

/ P$ }! Y* v+ s1 p C	Cr	Mo	Ti	Al	9 ?) ~3 `! I" L: g, G; F Zr	B	Ni
0.045	12.34	4.37	0 c ]6 d# c. q8 z 0.79	5.83	& c; E1 S* \' V |9 B( x: c" d' l 0.060	, X! N, ~# o( D7 |) |9 m 0.011	6 q7 ^" e6 Q4 e4 I4 g- F& I+ Y 余量

表3  K418B合金整体涡轮的细晶铸造工艺参数

2 E2 H$ q8 p2 i2 I' ]2 U" P" w. V7 N% a5 K* m, Q4 G) n% F2 t2 r: C& j3 `8 n8 l+ e; R9 @6 ~: K0 J* Z4 J9 a) Y: k1 X+ x4 c6 Y/ O$ J- V: \: t6 B3 K z* t; |/ Y4 s. v- |( e" H( H) q. R* K6 K" y6 }) Q c3 p0 N f7 f9 Y# O) O* U5 B$ f: _" Y! i n' D* f" f) n7 @, g. ^/ \$ r: ~( b+ ~% {

. N9 _- V0 V7 G0 z 铸型温度t型  /℃	浇注过热度Δt浇 /℃	! _8 O; F) _" i x; q! i 搅动参数
		τ静 / s	/ G$ k* k! x& w! X) ^; L τ正反 / s	τ换 / s	v正反 / r﹒min-1	$ g# j* a/ m5 v' {$ b τ总 / min
900~1000	60~80	7 S. r% l9 K) B: G) h 45	" e8 k" h) Z$ w 3~5	2	+ \4 i. r2 N3 f* } 100	" l) i6 e) V+ k* I1 G' O 5

' d5 j i+ z O7 l9 U& r

    细晶涡轮经过热等静压（HIP）和热处理。热等静压工艺为：1200℃/150MPa/4h；热处理工艺为:1180℃，2h，空冷+930℃，16h，空冷。在热处理后涡轮的轮毂部位沿轴向切取性能试棒，测定室温和高温抗拉性能、高温持久性能和低周疲劳性能。低周疲劳试验在美国MTS-809电液伺服闭环回路疲劳试验机上进行。为了便于比较，从K418B合金普通铸造涡轮上切取试棒，其处理工艺、测试条件与细晶涡轮相同。

    1．细晶铸造对铸件晶粒度形态及显微组织的改善  在上述细晶铸造工艺条件下，所获得的K418B合金细晶涡轮各部位晶粒度列于表4。它与普通铸造条件下的涡轮晶粒度对比示于图3。

: ^. o2 y- w1 x; d9 W( b% B

表4  细晶涡轮各部位的晶粒度等级

( C8 q. s Q v& ^6 o1 h& Z2 M& S6 ~/ z B, T; g: F$ i: N& J3 f! B; k7 V+ T# q' e, K! w+ |: W' L3 m' U3 `! s: d$ R' r* ]' n. v# e6 j8 w* N# b) o8 n' s% F$ u- F7 n( w: r! j D! _0 p0 s& H3 j9 q& ^# Y/ J' @% `0 @7 }& I1 x7 J7 S3 M* `8 P9 x

部位	轮毂	0 U* M9 }6 z1 T% }; C! e 轮辐	轮叶
( m5 P: N* ?' @" ~! l ASTM晶粒度级别	* ?$ [: j6 t* |: v% x/ b2 n+ C/ h6 q ASTM0~3	ASTM2~ASTM M9	4 [8 ]9 p x4 u1 D ASTM2~4
晶粒平均直径/mm	$ {- u! ^' `' [+ r. X 0.125~0.36	0.18~1.6	- R$ n& p# X. T7 @; \9 @ 0.09~0.18

6 \; x5 q/ e+ R% D9 K- o

图3  K418B合金细晶涡轮与普通铸造涡轮剖面晶粒度的比较

a) 细晶铸造  b) 普通铸造

    

0 L1 L5 o& F1 r' B

|||

* x) R4 y5 a7 {: R+ h

    图4为轮毂部位微观晶粒比较，由图可见，细晶铸造使涡轮的轮毂部位晶粒形态得到很大改善。由普通铸造的粗大树枝晶变成为较均匀的等轴晶，晶粒平均尺寸也由普通铸造的3~15mm减小至0.125~0.36mm。

- H4 p; Y5 x/ O7 W1 `

- [$ ^1 k) g- U- R

图4  轮毂部位微观晶粒比较 ×100

a) 细晶铸造  b) 普通铸造

    细晶铸造和普通铸造涡轮的初生MC型碳化物及γ＇相的大小、形貌比较分别如图5和图6所示。

3 n2 U" ~, q' N2 p8 v! S h: \

图5  K418B合金整体涡轮铸态初生MC型碳化物  ×100

' E* g. k) B& `8 {0 y4 ^7 g8 z; }* X

a) 细晶铸造  b) 普通铸造

图6  K418B合金整体涡轮铸态γ＇相 ×2000

a) 细晶铸造  b) 普通铸造

    观察结果表明，普通铸造涡轮的初生碳化物（MC）呈现块状、条状分布，尺寸较大；而细晶铸造的初生碳化物（MC）呈颗粒状弥散分布，尺寸小。这说明该细晶铸造工艺对初生碳化物（MC）有一定的破碎和细化作用。
    细晶涡轮γ＇相分布均匀，形态规则，主要呈方块状，尺寸很小。而普通铸造涡轮的γ＇相则较粗大，形状也不规则。因此细晶铸造的凝固条件改善了γ＇相的分布形态。
    

9 b8 D4 U5 G9 Q$ }5 y

|||

    2．细晶铸造对铸件力学性能的影响

3 h( U# t( A: [8 P: l% t

    （1）室温和高温抗拉性能：K418B合金细晶铸造和普通铸造涡轮两者抗拉性能之间的差距见图7。
o% B) p" X( ^% J; k" C; B# g

+ a# @$ @! L- f3 B2 Z

图7  细晶铸造和普通铸造涡轮抗拉性能的比较

9 @7 {; ~5 m/ o

————K418B合金细晶铸造    －－－－K418B合金普通铸造

% N4 b: I1 C+ A6 |$ e

    从图7可知，在不同试验温度下，细晶铸造（FG）的抗拉性能均优于普通铸造（CC）。在20~750℃范围内，前者的抗拉强度σ_b比后者平均提高了20%；屈服强度σ_0.2前者比后者平均提高了12.5%。

6 k3 s3 E0 u. s9 X) \

    当试验温度再提高时，两者差距缩小。在整个温度范围内的伸长率，除20℃和650℃时，细晶铸造比普通铸造平均提高约20%外，其他温度下提高均超过30%。至于在不同温度下的弹性模量E，细晶铸造与普通铸造基本相同。

    （2）持久性能：K418B合金细晶铸造涡轮不同温度的持久试验数据及设计指标见表10-5。可见，细晶铸造涡轮的持久性能远高于设计指标，从而使铸件工作性能更可靠。

8 e1 G) r4 g8 X* S

表5  细晶涡轮持久性能及设计指标

/ F- C% y3 O( H4 ]! R' L+ u. o( o) X: f1 k& |$ q4 k' w5 B e# J+ ~/ A3 w& \( d7 |' o# E1 J5 p6 C. b& V$ {0 c, l6 i% _: L3 p* t* s/ v$ F) K5 H& `+ E, r4 N) C1 g* J% [# ]& b. D7 }( \# H: }1 l- k& s0 P1 w

试验温度/℃	760	980
; B$ V8 `; D& [8 R8 } 试验应力/Mpa	# x' F T0 R5 P( v; Y 530	150
试验值寿命/h	. G( c/ ` V3 G8 a" | 162.8	71.5
/ u M) N$ p$ U) k* A% I 设计值寿命/h	/ h+ H3 h2 |4 V5 l/ v& [ ≥50	- g/ C* d8 l7 q9 C& Q1 h ≥30

& v5 `, t. P% y! c8 S

    （3）低周疲劳性能：450℃和650℃的低周疲劳试验结果见图10-8（图中的R为应力比）。试验温度为450℃和650℃时，在整个应变范围内，细晶铸造（FG）较普通铸造（CC）的低周疲劳寿命改善的幅度较为稳定。其中细晶铸造涡轮在450℃的低周疲劳寿命，当应变幅Δε/2=3×10^-3和6×10^-3时，分别为普通铸造的7.41的7.76倍。而在650℃时的细晶铸造涡轮的低周疲劳寿命，当应变幅Δε/2=3×10^-3和6×10^-3时，分别为普通铸造的12.12倍和4.44倍。

' L+ [+ Y7 Z( n- r9 x% g

4 J2 M" s- n# ~

3 I4 {" b2 ?# O2 e6 Z; l& e

图8  细晶铸造和普通涡轮低周疲劳性能的比较

a) 450℃  b) 650℃

    

6 Y9 U! ]1 U1 X# V/ c

|||

    因此，细晶铸造使K418B合金整体涡轮的低周疲劳寿命得到大幅度提高，在450~650℃范围内至少为普通铸造的4倍。
    细晶铸造改善材料低周疲劳的原因在于，当循环外力作用时，滑移在细小、均匀、各向同性的等轴晶粒组织中得以均匀地进行，这便缓和了应力集中，从而使疲劳裂纹形成期延长。
    在相同的循环外力作用下，普通铸造的疲劳波纹间距较宽，即裂纹扩展速率da/dN较大，而细晶铸造的疲劳波纹间距细小而均匀。断口的观察结果也证实了这一点，如图9所示。

$ C8 z( K, ?- H$ D

图9  疲劳波纹间距 ×2000

a) 细晶铸造  b) 普通铸造

    裂纹在晶内向前推进时，一方面受到阻力，另一方面被迫采用不同方向并使疲劳波纹间距减小。所以晶界是疲劳裂纹扩展的一种障碍，晶粒越细小，这种障碍作用越强烈。

+ C* X% c6 h: j. ]$ J

    总之，细晶粒通过控制滑移的均匀性，约束形变带，降低疲劳裂纹的扩展速率来改善材料的低周疲劳性能。

    细晶铸造使合金的初生MC型碳化物和γ＇相尺寸减小，形态改善，这同样有利于低周疲劳性能的提高。