籽晶成分对单晶高温合金定向凝固起始界面形态和取向的影响

谢信亮 余建波 玄伟东 任兴孚 王 江 任忠鸣

（省部共建高品质特殊钢冶金与制备国家重点实验室、上海市钢铁冶金新技术开发应用重点实验室和上海大学材料科学与工程学院，上海200072）

籽晶成分对单晶高温合金定向凝固起始界面形态和取向的影响

谢信亮 余建波 玄伟东 任兴孚 王 江 任忠鸣

（省部共建高品质特殊钢冶金与制备国家重点实验室、上海市钢铁冶金新技术开发应用重点实验室和上海大学材料科学与工程学院，上海200072）

研究了纯Ni、Ni-12%Cr和DD483合金分别作为籽晶定向生长镍基单晶高温合金的凝固过程。结果表明，纯Ni和Ni-12%Cr籽晶的凝固界面历经平界面—胞状界面—枝晶界面的转变过程，采用树枝晶的DD483籽晶时，凝固界面直接由籽晶重熔区进入枝晶生长阶段。单晶高温合金的晶体取向延续了籽晶的晶体取向，但纯Ni籽晶／高温合金界面处的晶体取向发生小角度偏转。分析认为，这是由于成分突变引起γ相的晶格常数发生变化所造成的。

镍基单晶高温合金 定向凝固 籽晶法 晶体取向

定向凝固镍基单晶高温合金因其优异的综合力学性能和高温蠕变性能被广泛应用于制造航空发动机和燃气轮机叶片［1］。目前，工业上制备单晶叶片通常采用籽晶法和选晶法。籽晶法是指将预先测定取向的籽晶与模壳一起预热，加热熔体浇铸至模壳内，籽晶顶端部分发生重熔，在启动抽拉后，熔体中的原子按照籽晶原子的堆垛方式外延定向生长。籽晶法相对于选晶法制备单晶的优势在于前者能精确控制晶体的三维取向。然而籽晶重熔过程往往因各种因素导致出现杂晶［2-4］。已有研究表明籽晶重熔区枝晶熔断碎片是导致杂晶形成的重要因素之一［2］。杂晶的出现引入了新的晶界，破坏了单晶完整性，严重影响单晶的使用性能，进而使籽晶法在单晶制备中的应用受到限制。采用平面晶的籽晶可以避免籽晶重熔过程由于熔断的枝晶碎片而产生杂晶。但目前关于籽晶形态和籽晶成分对单晶高温合金定向凝固过程的影响的研究还鲜有报道［5］。因此，本文采用平面晶的纯Ni、Ni-12%Cr合金以及树枝晶的DD483合金分别作为籽晶，研究籽晶成分和形态对定向凝固界面演变、成分以及晶体取向变化的影响，以进一步丰富籽晶定向凝固的理论基础。

1 试验材料及方法

试验使用的母合金材料为DD483合金，其名义成分（质量分数，%）为：Ni-12.26Cr-3.48Al-4.0Ti-1.99Mo-9.19Co-3.76W-4.86Ta。三种籽晶材料分别为纯Ni（99.9%）、Ni-12%Cr和DD483合金。分别从纯Ni、Ni-12%Cr和DD483单晶试棒中截取不同取向偏离角的籽晶，籽晶尺寸为φ6 mm×30 mm。将籽晶置于母合金底部一起封装在刚玉管中，再将封装好的试样在定向凝固炉内加热至1 600℃并保温30 min，待籽晶与母合金完全熔合后，启动抽拉系统，试样以50μm／s的恒定速度下拉。经测定，固-液界面处的温度梯度约135℃／cm。

将定向凝固获得的试棒进行宏观腐蚀，以确定籽晶重熔的界面。在试棒的重熔界面附近截取纵截面和横截面，用FeCl3（8 g）＋HCl（14 ml）＋H2O（21 ml）腐蚀液进行腐蚀，并用Leica光学显微镜观察微观组织。试样再经电解抛光后在扫描电镜（SEM）下进行电子背散射衍射（EBSD）取向分析，并用EDS进行成分分析。

2 试验结果与分析

2.1 凝固界面演变及成分变化

图1、图2和图3分别是以纯Ni、Ni-12%Cr和DD483为籽晶，定向生长DD483合金的凝固组织照片。当采用平面晶籽晶（纯Ni和Ni-12%Cr合金）时，籽晶与DD483合金之间界面明显（图1（a）和图2（a）），启动抽拉后，凝固组织逐步地由平面晶（图1（b）、图2（b））向胞状晶或胞状树枝晶（图1（c）、图2（c））再向树枝晶转变（图1（d）、图2（d））。枝晶的生长方向稍有偏离热流方向（图2（a）），可能受籽晶取向的影响。当采用树枝晶的DD483合金作籽晶时，籽晶顶端部分发生重熔，形成明显的微熔区（图3（a）和图3（c）），籽晶微熔区内二次枝晶消失，一次枝晶粗化，相邻枝晶之间的界线变得模糊。启动抽拉后，凝固界面直接由籽晶重熔区进入枝晶生长界面，枝晶主干沿籽晶的一次枝晶方向生长。

图1 纯Ni籽晶定向生长DD483高温合金的纵截面及横截面组织Fig.1 Opticalmicrographs of the specimen solidified from pure Ni seed

为了进一步了解定向凝固过程中籽晶形态、成分对单晶生长的影响，采用能谱EDS分别对纯Ni、Ni-12%Cr和DD483三种籽晶在起始凝固阶段的成分分布进行线扫描分析，结果如图4所示。由图可知，纯Ni和Ni-12%Cr籽晶的成分与DD483合金融合区之间存在明显的分界线。对于纯Ni籽晶，融合区内Ni的质量分数为82%左右，低于籽晶原始成分（99.9%）高于DD483合金；对于Ni-12%Cr籽晶，融合区内Ni的质量分数降低至78%左右，12%Cr籽晶原始成分基本保持不变，其他元素（Co、Al、W、Ti、Mo、Ta）含量均低于DD483合金的含量。与纯Ni和Ni-12%Cr籽晶不同，DD483籽晶定向生长单晶高温合金时，由于籽晶原始成分与母合金成分一致，籽晶重熔界面成分基本保持不变（成分分布曲线的小幅波动是由于EDS成分分析存在误差和高温合金存在微观偏析引起的）。

以上分析结果表明，融合区的成分取决于籽晶原始成分和所生长单晶高温合金的成分。对于纯Ni和Ni-12%Cr籽晶，籽晶重熔界面前沿的成分混合区内由于原子扩散不充分，Ni含量较高，其他合金元素含量较低，在较高的温度梯度下（135℃／cm），凝固界面以平界面或胞状界面推进［6］，随着凝固的进行，液相中合金成分逐渐过渡至母合金（DD483）成分，凝固界面由胞状界面向枝晶界面转变。对于树枝晶DD483籽晶，融合区内的成分与母合金一致，凝固界面直接向枝晶生长界面转变。

图2 Ni-12%Cr籽晶定向生长DD483合金的纵截面和横截面组织Fig.2 Opticalmicrographs of the specimen solidified from Ni-12%Cr seed

图3 树枝晶的籽晶定向生长DD483合金的纵截面和横截面组织Fig.3 Opticalmicrographs of the specimen solidified from DD483 dendrite seed

2.2 晶体取向变化

表1统计了不同晶体取向的纯Ni、Ni-12%Cr和DD483合金籽晶定向生长高温合金的取向变化情况。从表中可以看出，稳定生长后的高温合金的晶体取向与籽晶的取向基本一致（＜001＞取向差小于2°，在EBSD取向测定误差范围内），表明纯Ni和Ni-12%Cr合金籽晶同样也可以实现单晶的外延生长，籽晶成分和形态对稳定生长的单晶晶体取向没有影响。

对纯Ni籽晶起始凝固阶段的纵截面进行EBSD取向分析，结果如图5所示。由图5（b）可知，单晶的晶体取向在籽晶与合金界面处发生突变（颜色发生变化）。为了进一步了解晶体取向的变化，在籽晶与合金界面附近进行了取向线分析，结果如图5（c）所示，可见界面处晶体的＜001＞方向相对籽晶的晶体取向发生4°左右的突变，随后随着凝固的进行又逐渐恢复到＜001＞方向。

Bezencon C等［7］和Vilar R等［8］采用激光熔覆的方法研究在镍基高温合金基体上制备MCrAlY高温涂层时发现，当涂层成分与基体（镍基高温合金）不同但相组成一致时可以实现晶体的外延生长，但晶体取向会发生10°以内的偏离而形成小角度晶界，作者认为这是由于成分的变化导致晶格常数的变化引起的。纯Ni籽晶与凝固初始界面处合金的γ相的错配度可表示为：

图4 纯Ni、Ni-12%Cr和DD483籽晶定向生长高温合金籽晶重熔界面附近成分分析Fig.4 Metallographic features and EDS results for the longitudinal sections at the different seed／alloy interfaces

表1 不同位向的籽晶定向生长高温合金晶体取向变化Table 1 Variation of the crystal orientation during the directional solidification of DD483 superalloy by single crystal seed in different orientations

式中，αγ为成分熔合区内γ相的晶格常数，αNi为Ni原子的晶格常数（αNi＝3.524）。Caron P［9］提出了计算高温合金γ相的晶格常数的经验公式：

式中，CM表示M元素在γ相中的原子分数，熔合区内靠近界面处各元素的质量分数及原子分数如表2所示。根据相分配系数Kγ／γ＇可以计算出各元素在γ相中的原子分数［10］，并代入式（2）得出籽晶与合金界面处γ相的晶格常数αγ＝3.548。将αγ和αNi代入式（1），求得纯Ni籽晶与合金界面处γ相的错配度为0.006 82。Vilar R等［11］认为错配度在10－3～10－4范围内就能够导致晶体取向发生偏离。因此，可以认为籽晶与合金界面处成分的突变引起晶格常数的变化是造成纯Ni籽晶初始凝固界面单晶的晶体取向发生小角度偏离的主要原因。

3 结论

（1）平面晶籽晶（纯Ni和Ni-12%Cr）的凝固界面历经平界面—胞状界面—枝晶界面的转变过程，而树枝晶籽晶（DD483合金）的凝固界面由籽晶重熔区直接进入枝晶生长界面。

（2）纯Ni、Ni-12%Cr和DD483合金的籽晶都能够实现单晶高温合金的外延生长，籽晶成分和形态对稳定生长单晶的晶体取向没有影响。

（3）纯Ni籽晶初始凝固界面单晶的晶体取向发生小角度偏离，计算分析认为，这主要是由于籽晶与合金界面处成分的突变引起晶格常数的变化所造成的。

图5 纯Ni籽晶定向生长高温合金籽晶重熔界面处纵截面组织及EBSD取向分析Fig.5 Longitudinal morphology development and EBSDmap of the crystal orientation variation near pure Ni seed／alloy interface

表2 纯Ni籽晶定向生长DD483合金籽晶界面附近γ相成分估算Table 2 Calculation of composition ofγphase in the fusion zone near the pure Ni seed interface

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收修改稿日期：2016-03-21

Effect of Seed Compositions on the Morphology of Initial Interface and Crystal Orientation during the Directional Solidification of Single Crystal Superalloy

Xie Xinliang Yu Jianbo Xuan Weidong Ren Xingfu Wang Jiang Ren Zhongming
（State Key Laboratory of Advanced Special Steel＆Shanghai Key Laboratory of Advanced Ferrometallurgy＆School of Materials Science and Engineering，Shanghai University，Shanghai200072，China）

Directional solidification of single crystal superalloy by using seeds of pure Ni，Ni-12%Cr and DD483 alloys were investigated，respectively.The experimental results showed that the solid／liquid interface changed from planar to cellular，and then to dendrite during the directional solidification process by using the pure Ni and Ni-12%Cr seeds，separately.When the DD483 alloy seed was used，the solidification interface transformed from seed melt-back zone into dendrite directly.The single crystal castings kept the orientation of bottom seeds in the dendrite growth stage.There was a small angle deviation from the seed orientation near pure Ni seed／DD483 superalloy interface.This may be due to the change of lattice constant ofγphase caused by compositions variation.

Ni-based single crystal superalloy，directional solidification，seeding technology，crystal orientation

国家自然科学基金（No.51404148），上海市科委项目（No.13521101102、No.14521102900）

谢信亮，男，主要从事高温合金定向凝固研究，Email：xiexinliang＠shu.edu.cn

任忠鸣，男，教授，主要从事电磁冶金和高温合金制备研究，Email：zmren＠staff.shu.edu.cn