中科院金属所李金国研究员：单晶高温合金涡轮叶片常见缺陷及控制
本文来自于《特种铸造及有色合金》2021年第41卷第11期高温合金及单晶叶片专题。
特邀专家简介：
李金国
李金国，中国科学院金属研究所研究员，《特种铸造及有色合金》期刊青年编委，先进高温合金材料研制及工程应用国防科技创新团队带头人，十三五国家重点研发计划项目和国家两机专项基础研究项目负责人。已主持和参与国家自然基金、国家863、国家973、某部委配套等项目30余项。发表论文100余篇，申请和授权专利40余项，编制标准10余项。主要针对我国航空发动机涡轮叶片材料及制备技术中存在的瓶颈问题开展先进高温合金材料设计与工程化应用基础研究与技术开发。
研究方向：先进高温合金材料设计与工程化应用
本课题组主要从事高温合金材料及制品的设计开发工作，在高温合金材料设计、铸造工艺、型壳型芯、激光3D打印及产品应用等方面具有较强的技术优势，牵头负责了多项国家973、863、国家重点研发计划、两机重大专项余项，具有完善的高温合金母合金-型壳/型芯-等轴/定向和单晶铸件生产体系和技术体系，已成功研制先进等轴、定向和单晶高温合金牌号20余种，广泛应用于航空、航天、舰船、机械、电子、冶金及国防等领域。课题组以材料基础研究为主，在工程转化方面具有丰富的经验和技术实力，先后实现了高温合金母合金、单晶叶片、结构件、型壳、型芯、3D打印专用粉末等自主开发产品的市场化。课题组已通过了GB/T 19001、GJB 9001B、AS9100质量体系认证；具有武器装备科研生产单位保密资格审查认证、武器装备科研生产许可证。
导读
系统地介绍了单晶叶片生长过程中常见的凝固缺陷，以及凝固缺陷形成规律和控制方法，为减少单晶叶片缺陷，提高叶片品质和合格率奠定了坚实的理论基础，提供了有力的技术保障。
随着先进航空发动机对推重比和燃气效率的需求不断提高，其关键高温热端部件——涡轮叶片，需要在更严苛的工况条件下长期承受热应力和离心力的交互作用，这就对涡轮叶片的承温能力提出了更高的要求。为了满足航空发动机涡轮叶片对高温性能的需求，其承温能力以每年5～10 ℃的速度稳定提高，近20年来已逐渐超过了1 100 ℃，见图1。因此，消除了高温薄弱结构——晶界的单晶高温合金，特别是新型含Re单晶高温合金，逐渐成为制备先进航空发动机涡轮叶片的首选材料。
图1 先进航空发动机涡轮叶片材料的发展历程
1 单晶高温合金中常见凝固缺陷
图2为航空发动机涡轮叶片的发展历程。单晶高温合金涡轮叶片气冷结构复杂化和尺寸大型化已经成为继续提升航空发动机关键热端部件整体性能的有效手段和必然趋势。但是，先进涡轮叶片的结构复杂化和尺寸大型化，导致单晶生长过程中更加容易出现枝晶扭转、取向偏离、小角度晶界和杂晶等多种凝固缺陷。此外，新型高温合金中难熔元素的增加，特别是Re、Ru等元素的添加，导致单晶叶片固溶处理的温度提高、时间延长，使单晶叶片再结晶等缺陷形成倾向显著提高，这就为单晶叶片的后续热处理增加了难度。
图3为单晶涡轮叶片制备过程中常见凝固缺陷。目前，新型航空发动机涡轮叶片更多地采用晶界强化元素显著减少含Re单晶高温合金，因而单晶叶片对上述缺陷更加敏感，叶片性能更容易受到各种缺陷的影响。
图2 航空发动机涡轮叶片冷却结构的发展历程
图3 单晶高温合金涡轮叶片常见凝固缺陷示意图
单晶涡轮叶片存在的问题主要集中在单晶叶片的生长过程中。这主要与涡轮叶片的结构和单晶叶片生长过程密切相关。首先，涡轮叶片叶身薄，榫头厚大，截面形状多变、曲率变化大，内部冷却结构异常复杂，气模孔、扰流柱等微细结构多（见图2），导致单晶生长路径曲折多变，生长速度变化剧烈，容易引起枝晶取向发生扭转、偏离，诱发凝固缺陷频繁出现。更严重的是，涡轮叶片尺寸增加会延长单晶生长路径，特别是在水冷盘远端处单晶生长后期，温度梯度随距离增加而急剧降低，这就会造成枝晶发散生长，提高凝固缺陷的形成倾向。图4为现阶段国内几种典型单晶涡轮叶片铸造缺陷统计。
图4 国内几种典型单晶涡轮叶片铸造缺陷统计
2 选晶过程中的典型凝固缺陷及控制方法
制备单晶涡轮叶片的第一步是获得单晶组织。现阶段通常采用选晶器和定向凝固技术结合制备单晶组织。选晶器主要包括起始段和螺旋段两部分。研究表明，选晶器起始段的主要作用是优化晶粒取向，获得接近<001>取向的晶粒。随着起始段高度的增加，晶粒取向会得到持续优化。但是，取向的优化速度逐渐减缓，效率降低。起始段中晶粒取向优化速度逐渐减慢，主要是因为晶粒生长前期，晶粒数量多，尺寸小，取向随机分布，晶粒之间的竞争生长行为占据优势，侧壁的几何阻挡效果较弱，此时取向优化作用很强，见图5a；而晶粒生长后期，晶粒数量减少，尺寸增大，取向接近，晶粒之间的竞争生长行为减弱，这时候侧壁的几何阻挡显现出来，保证取向可以持续优化，但是取向优化速度大幅度减慢，见图5b。同时，起始段过长会严重缩短铸件的有效生长空间，增加生产周期和制备成本。因此，合理的设置起始段的几何结构是获得高质量单晶涡轮叶片和控制叶片制备成本的基础。
(a)前期；(b)后期
图5 起始段选晶方式示意图
相关研究表明，螺旋段的主要作用是高效地选取单晶，对晶粒取向的优化能力较弱。增大螺旋段外径，减小螺矩、起始角、螺旋面直径，会提高选晶效率。螺旋段中晶粒取向的演化与起始段有很大差别。在起始段中，晶粒取向可以得到持续优化；而在螺旋段中，晶粒的取向处于波动状态，优化作用很弱，特别是在小起始角的螺旋段中，晶粒取向几乎不会获得优化，见图6。这是由于螺旋段的转向始终发生变化，因而，定向凝固过程中液相线和温度梯度也在持续变化。温度场的变化，导致螺旋段中晶粒的生长状态不稳定，造成任何一个晶粒都不可能始终处于择优生长状态。因此，螺旋段中晶粒的选择主要依靠晶粒在螺旋段中的几何位置优势，而非晶粒择优取向的生长优势，具有较强的随机性。
(a)起始段 (b) 螺旋段
图6 起始段和螺旋段中晶粒取向的演化过程
选晶器起始段的空间限制和螺旋段选晶的随机性最终引起选晶过程中容易出现取向超差、选晶失败等一系列缺陷。增大螺旋段外径，减小螺矩、螺旋面直径，适当减小起始角，优化定向凝固工艺，可以显著提高选晶效率，更为高效的获得单晶组织。
3 单晶叶片生长过程中的典型凝固缺陷及控制方法
获得单晶组织以后，下一步就是让单晶长满整个型壳，因而在选晶器与铸型之间会有一个过渡段，起到放大单晶尺寸的作用。但是，在选晶器和单晶叶片的过渡段之间经常出现一种条纹状，与选出的单晶有取向偏差的晶粒，通常称为条纹晶。一般认为，这种凝固缺陷最可能的形成原因主要有3种：由枝晶破碎或者断裂形成的杂晶；型壳侧壁或者籽晶回熔区的氧化层形核；糊状区中的枝晶变形造成晶粒产生取向偏差。研究表明，条纹晶的起源与回熔界面的位置无关，这就说明条纹晶的形成不是在型壳侧壁或者籽晶回熔区的氧化层重新形核。同时，条纹晶的一次枝晶取向、二次枝晶取向与选晶器选出的单晶存在明显的空间位向关系，明确了条纹晶是由于糊状区中的枝晶变形造成的，而不是由于枝晶破碎或者断裂形成的杂晶。具体来说，晶粒从选晶器起始段进入螺旋段时，由于合金凝固产生的收缩应力，以及大量晶粒(定向生长的枝晶)从大尺寸起始段进入小尺寸螺旋段，这样会在螺旋段内留下大量残余应力，见图7。而在过渡段的位置，合金从小尺寸的单晶长入大尺寸的空心铸型腔体，又在过渡段产生大量的应力释放。更为重要的是，枝晶生长过程中，固液界面前沿的糊状区内，枝晶干刚从液态转变为固态，强度还比较低，周围还存在大量未凝固合金液，枝晶干塑性变形还比较容易。此时，螺旋段和过渡段中存在较大的残余应力积累和应力释放过程，很容易造成枝晶偏转或扭转，最终形成条纹晶。
图7 条纹晶的形成与生长，热处理后再结晶发生的宏观照片
为了减少条纹晶的形成，提高单晶叶片质量，通常会优化螺旋选晶器结构，特别是螺旋段的设计结构，采用更为缓和的过渡段，如增大过渡段的起始角，这样就可以减少枝晶在螺旋段和过渡段生长产生的铸造应力。此外，降低定向凝固抽拉速率，从工艺方面控制铸造应力的产生也是一种可以考虑的方法。
4 变截面缘板中的典型凝固缺陷及控制方法
单晶叶片生长过程中，某些特殊的铸造缺陷特别容易在一些具有突变几何结构的位置(如横截面尺寸突然增加的缘板处)集中出现，即通常所说的缘板杂晶。已有研究表明，当缘板尺寸较小时，原始晶粒的高次枝晶长入缘板，无杂晶形成。随着缘板尺寸增加，缘板内侧边角处率先形成了大量细小的杂晶，少数杂晶以枝晶方式长入缘板，并将原始晶粒抑制在缘板中心。随着缘板尺寸继续增加，在缘板内、外侧边角都出现大量细小的杂晶，数量也逐渐增多，占据的空间也在增大。
图8中，小尺寸缘板内侧的原始晶粒分出垂直一次枝晶的二次枝晶，横向长入缘板；在二次枝晶干上，又分出平行一次枝晶的三次枝晶，长满整个缘板。此外，缘板内侧枝晶取向持续向一个方向发生扭转(图8b)，没有形成亚晶界(图8c)。
(a) 枝晶生长；(b) 取向偏转；(c) 取向演化
图8 缘板1内侧枝晶生长及取向变化
图9a中，小尺寸缘板外侧，垂直一次枝晶的二次枝晶横向长入缘板，在靠近中心和边缘位置分枝出平行于一次枝晶的三次枝晶。然后，边缘的三次枝晶干又分出与二次枝晶平行的高次枝晶，向中心长入，并与中心位置的三次枝晶接触，形成了复杂的枝晶回路。此外，缘板外侧的枝晶取向也向一个方向持续发生转动(图9b)，但是在枝晶重新汇合的位置形成了亚晶界(图9c)。
(a) 枝晶生长；(b) 取向偏转；(c) 取向演化
图9 缘板1外侧枝晶生长及取向变化
随着缘板尺寸增加，缘板杂晶在边角处出现。统计杂晶分布规律发现，杂晶在缘板的形核位置具有各向异性，远离发热体的缘板内侧边角处更容易出现杂晶形核。这种形核各向异性主要由于内侧边角处首先凝固，杂晶容易率先形核。由于缘板存在较大的过冷度，杂晶在内侧形成后快速生长，抑制了缘板外侧杂晶的形成，见图10。
图10 大尺寸缘板2中温度场演化
针对缘板杂晶的形成规律，主要通过优化定向凝固工艺、局部包壳处理和增加引晶辅助系统等方式，见图11。
图11 缘板杂晶的控制方法
(a) 定向凝固工艺，(b) 局部包壳处理，(c) 增加引晶辅助系统
5 单晶叶片榫头中的典型凝固缺陷和控制方法
单晶叶片生长后期，特别是在距离水冷盘较远处(如距离水冷盘较远的低涡叶片叶身后部或者榫头部位)，容易出现一些取向随机的等轴晶，即通常所说的雀斑或者雀斑链。这主要与国内常用的高速凝固法(HRS)的工作原理，以及新型涡轮叶片尺寸逐渐增加、结构异常复杂密切相关。
图12 高速凝固法示意图
国内最常用的定向凝固技术——高速凝固法技术借鉴了Bridgman晶体生长技术特点：采用了隔热挡板将加热区与冷却区隔开，保证加热区持续加热，而产生的热辐射不会进入冷却区。此外，增加了一种传动装置，在凝固时铸型与加热器之间依靠这种装置发生相对移动，使铸件由加热区进入冷却区。另外，在铸件底部使用水冷铜盘进行散热，使在隔热挡板附近产生较大的温度梯度，细化组织，控制晶粒尺寸。该方法的主要特点是：铸型以一定速度从炉中移出，或者炉子移离铸型，并采用水冷热传导和辐射传热方式冷却。采用这种方法可以避免炉膛对于已凝固合金的影响，因而所获得了较高的温度梯度和冷却速度，所获得的柱晶较长，组织较细密而且均匀，性能稳定。但是，HRS技术主要通过水冷铜盘进行热传导就会严重受限于固液界面与水冷铜盘的距离。凝固前期，固液界面距离水冷铜盘较近，Z向（抽拉方向）的热传导较快；凝固后期，随着固液界面距离水冷铜盘越来越远，Z向的热传导迅速降低，而侧向的辐射逐渐显现出来，导致散热向四周发散，即Z向的温度梯度迅速下降。除此以外，新型涡轮叶片尺寸明显增加，这就会延长单晶生长路径，特别是在水冷盘远端处单晶生长后期，温度梯度随距离增加而急剧降低，更容易造成枝晶发散生长，提高凝固缺陷的形成倾向。当温度梯度降低到一定程度，无法再维持枝晶的稳定生长，这时就容易在固液界面前沿发生异质形核，形成雀斑或者雀斑链，这与厚大铸件三晶区中的中心等轴晶区的形成过程相似。
为了抑制取向随机的雀斑或者雀斑链形成，通常采用提高温度梯度的方法，具体来说，在隔热挡板下部增加气冷喷嘴、降低水冷铜盘的水温、提高水冷铜盘的循环水冷却强度等方式；或者是在定向凝固后期，降低抽拉速率，使得定向凝固工艺与温度梯度相匹配，这样就能减少雀斑或者雀斑链的形成。
6 凝固缺陷控制与定向凝固技术的发展
凝固缺陷的形成与控制和定向凝固技术的发展密切相关。每次定向凝固技术的革命都显著减少了凝固缺陷的形成，提高了涡轮叶片的质量和合格率，为先进航空发动机的发展奠定了坚实的基础。定向凝固技术的起源可以追溯到20世纪40、50年代，从最初的的发热剂法(EP)、功率降低法(PD)，到70、80年代的高速凝固法(HRS)和液态金属冷却法(LMC)，以及近些年正在研究的区域熔化(ZM)工艺，都是通过改变定向凝固过程中的加热和冷却方式，以提高和稳定固液界面前沿的温度梯度，更好地实现定向凝固过程。具体来说，初期的发热剂法(EP)和功率降低法(PD)都是采用单室加热，主要利用底部的水冷铜盘进行散热，在金属熔体和已凝固金属中建立起一个自下而上的温度梯度，实现定向凝固。这两种方法难以稳定、精确控制温度梯度G和凝固速度R，并且随着离开激冷板的距离增加，G与R会迅速下降，单向热流条件不能保持稳定，因而获得温度梯度很小，仅在10 oC/cm左右，柱晶会发散生长，由轴向平面转向扇面，难以生产高质量的发动机高温合金叶片。为了提高定向凝固过程中的温度梯度和凝固速率，Erickson等和Giamei等于20世纪70～80年代分别提出了高速凝固法和液态金属冷却法。这两种方法借鉴了Bridgman晶体生长技术特点而发展起来的，其特点是：增加了传动装置，在凝固时铸型与加热器之间依靠这种装置发生相对移动，而且铸型加热器始终加热。另外，在加热区底部使用隔热挡板，彻底将加热区和冷却区分开，并在铸型底部采用水冷铜盘或者利用液态金属进行散热，这样就可以在挡板附近获得较大的温度梯度，显著细化了组织，实现晶粒尺寸的控制。但是，这两种方式也有各自的缺陷，比如，在高速凝固法的晶粒生长后期，随着固液界面距离水冷铜盘越来越远，Z向（抽拉方向）的热传导迅速降低，而侧向的辐射逐渐显现出来，导致散热向四周发散，即Z向（抽拉方向）的温度梯度迅速下降，这样就会造成枝晶发散生长，严重影响单晶质量。而液态金属冷却法则存在冷却介质污染合金表面，冷却速度难以控制等一系列问题。区域熔化法是近年来发展起来的一种定向凝固技术。这种方法利用发热体使试样局部区域发生熔化，同时对已凝固部分采用较强的冷却方式，缩短固液界面的距离，进一步提高固液界面前沿温度梯度。由于加热和冷却的方式不同，区域熔化法主要分为光学悬浮区熔炼法(OPZM)、电子束浮区熔炼法(EBFZM)、区熔液态金属冷却法(ZMLMC)等。
综上所述，定向凝固技术与凝固缺陷控制技术本质上都是在不断提高和稳定固液界面前沿的温度梯度，定向凝固技术主要是通过整体上改变加热、冷却以及隔热等方式，达到提高固液界面前沿的温度梯度的目的，属于技术革命的范畴。而凝固缺陷控制技术则是通过优化定向凝固工艺、局部包壳处理和增加引晶辅助系统等方式局部改变固液界面形态、等温线形状，以及凝固顺序等，来获得更稳定地温度梯度，达到减少凝固缺陷的目的，属于技术改进的范畴。今后，随着对定向凝固过程和缺陷形成、生长规律的不断深入研究和进一步认识，还会有更先进的定向凝固工艺和缺陷控制技术出现。
文献引用：李金国，孟祥斌，刘纪德，等.单晶高温合金涡轮叶片的常见凝固缺陷及控制方法[J].特种铸造及有色合金，2021,41（11）：1 321-1 327.
GH1035高温合金材料性能和延伸率分析
GH1035高温合金简介GH1035是一种镍基高温合金，主要用于航空发动机和燃气轮机等高温环境下的关键部件制造。该合金具有优异的抗氧化性、耐腐蚀性和高温强度，是航空航天领域的重要材料选择。GH1035合金的化学成分包括镍、铬、钴、钼等元素，这些元素的比例和相互作用决定了其高温性能和延伸率等关键参数。
GH1035的材料性能1. 高温强度
GH1035合金的高温强度主要体现在其在800°C到1000°C温度范围内的抗拉强度和屈服强度。根据测试数据，GH1035在900°C时的抗拉强度为600MPa左右，而屈服强度约为450MPa。这一性能使其在极端高温条件下仍能保持较高的机械强度，适合制造燃气轮机叶片等承受高应力的部件。
2. 抗氧化性能
GH1035合金在高温环境中表现出优异的抗氧化性能。通过在1000°C条件下的长期氧化实验，GH1035合金在100小时后的氧化增重率仅为0.05mg/cm2。镍和铬元素在高温下能够形成致密的氧化膜，有效阻止氧气和其他腐蚀性气体的渗入，延长材料使用寿命。
3. 耐腐蚀性能
GH1035合金在高温下不仅具有良好的抗氧化性，同时还表现出卓越的耐腐蚀性能。尤其是在含硫气氛和氯化物环境中，GH1035合金表现出显著的抗蚀能力。这种耐腐蚀性能得益于合金中的铬、钼等元素的协同作用，它们在高温下能够形成稳定的腐蚀产物层，进一步保护基体材料。
GH1035的延伸率分析1. 延伸率的定义和重要性
延伸率是衡量材料塑性的重要指标，指的是材料在拉伸试验中断裂前的最大变形能力。对于高温合金材料而言，延伸率的高低直接影响其在复杂应力状态下的服役能力。GH1035合金在不同温度下的延伸率表现出一定的差异。
2. GH1035在室温下的延伸率
根据实验数据，GH1035在室温（25°C）下的延伸率约为35%。这一数值表明，GH1035合金在常温条件下具有较高的塑性，能够承受一定程度的塑性变形而不发生断裂。这使得它在制造和加工过程中能够承受较大的形变，便于复杂形状零件的加工成型。
3. GH1035在高温下的延伸率
随着温度的升高，GH1035合金的延伸率逐渐降低。在700°C时，其延伸率下降至20%左右，而在1000°C时，延伸率进一步下降至10%以下。这种趋势主要是由于高温下材料内部的晶粒长大和位错滑移增加，使得材料的塑性降低。合金在高温下的晶界弱化也是延伸率下降的原因之一。
4. 热处理对延伸率的影响
热处理工艺对GH1035的延伸率具有显著影响。适当的热处理能够细化晶粒、改善晶界结构，从而提高材料的延伸率。例如，通过900°C下的固溶处理和700°C下的时效处理，GH1035的延伸率可以提高约5%至10%。这种热处理工艺通过优化合金的微观组织，提升其在高温下的综合性能。
GH1035高温合金的应用实例GH1035高温合金在航空发动机涡轮叶片、燃气轮机转子叶片等高温、高应力环境中的应用得到了广泛验证。其优异的高温强度和良好的延伸率使其成为高温结构部件的理想材料选择。例如，在某型航空发动机涡轮叶片应用中，GH1035合金在1100°C的工作环境下，表现出良好的长期稳定性和抗疲劳性，延长了部件的服役寿命。
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