K418镍基铸造高温合金因其具有良好的抗氧化性、抗腐蚀性和抗疲劳性能被广泛应用于航空航天、船舶、汽车等领域，如涡轮机叶片、导向叶片和整体涡轮等多种零部件^{[1, 2, 3]}。但是随着航空航天业的不断发展，对材料提出了更高要求。对于K418镍基铸造高温合金，其内部存在大量气孔、夹杂物及偏析等缺陷，气孔的产生易使合金局部造成应力集中或成为零件断裂的裂纹源；夹杂物的存在则会降低合金的塑性、韧性和疲劳性能；偏析使得合金晶界区的Nb，B等偏析元素的局部浓度过高，导致晶界严重弱化。因此，为了改善合金 组织、提高材料的利用率，要尽可能减少或消除此类现象。

针对镍基高温合金易出现气孔、成分偏析等缺陷，许多学者尝试了不同的方法。如热等静压法^[4]和热挤压法^[5]可提高合金的致密性和均匀性，但热等静压法对冷却速率要求严格，会因冷却速率慢，影响合金的综 合力学性能；热挤压法则在挤压工程中常伴有较严重的氧化和脱碳等加热缺陷。鉴于这些不利因素，改善镍基合金高温性能的研究工作更多地集中在合金化成分设计板块，尤其是添加不同合金元素对于镍基高温合金组织和性能的影响方面，牛建平等^[6]研究了镍基高温合金中加 C，Al对脱氧脱氮的影响；谷怀鹏等^[7]对含Ru镍基单晶高温合金的显微组织和拉伸性能进行了研究; 杨海青等^[8]研究了Re对耐腐蚀镍基定向合金组织和持久寿命的影响；郭建亭等^{[9, 10, 11]}研究了Y，Ce，B等一些微量元素在镍基高温合金中的作用及对合金力学性能的影响；周鹏杰等^{[12, 13]}研究了微量元素Y 及Zr对于镍基高温合金共晶数量的影响。

本工作主要研究了添加稀土元素Y，Ce后K418合金微观组织的变化，为以后改善该合金组织、提高力学性能提供重要的理论依据。

实验选用高真空电弧熔炼炉，在高纯度氩气保护条件下进行熔炼。合金成分配比按K418镍基高温合金进行，采用3种实验方案，实验材料分别是K418镍基合金，加入适量Y，及同时加入Y，Ce的镍基合金，具体化学成分见表 1。而熔炼过程为：用酒精擦拭坩埚，待坩埚预热到暗红色时，加入炉料，之后充入高纯度氩气，升温到1500℃，当炉料全部熔化后，搅拌3～5min,使合金成分均匀化，静置10～12min，待冷却后取出试样并擦拭坩埚，将试样反方向放置再次熔炼，如此反复熔炼3次后得到试样，之后沿直径方向截取试样。将其细磨抛光处理后，制成金相试样，并用V(HNO₃):V(HF):V(甘油)=1:2:1的腐蚀液进行腐蚀。利用型号为JSM-6700F的扫描电镜(SEM)观察合金微观组织。同时利用能谱仪(EDS)观察第二相中各元素的含量。

铸造合金由于凝固过程中发生的化学成分不均匀而易产生偏析，而气体元素也因在金属中可以以固溶体、化合物及气态等不同形式存在而易产生气孔缺陷。图 1(a)，(b)，(c)分别为未添加、添加Y和同时添加Y，Ce的枝晶组织。可以看出：未添加稀土元素的合金试样中存在大小不一的气孔和疏松，且它们大多分布在晶界及其附近处，这些气孔或疏松是铸造过程中产生的显微气孔或显微疏松(见图 1(a))，而添加稀土元素后，合金中气孔和疏松几近消失，合金致密度明显提高；且合金的枝晶组织明显细化(见图 1(b)和1(c))。可见少量稀土元素的添加有利于减少合金在铸造方面产生的孔洞等缺陷，改善合金组织的致密性，同时细化枝晶组织。

	图 1 合金微观形貌 (a)未添加稀土的合金；(b)加Y合金；(a)加Y和Ce的合金 Fig. 1 The micro-morphology of alloy (a)without Y and Ce doping;(b)Y doping;(c)Y and Ce doping
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K418铸态高温合金的相组成包括：奥氏体基体γ相，弥散分布的γ′相，碳化物，(γ+γ′)共晶相和共晶相周围的M₃B₂硼化物。图 2(a)为背散射下K418合金局部枝晶放大图，经EDS能谱分析知，白色不规则大块状为碳化物。图 2(b)和2(c)分别为单独添加稀土Y及同时添加Y和Ce的合金组织，与未添加稀土元素的合金组织相比(如图 2(a))，加入稀土元素后合金中碳化物(图 2中箭头所示)的形态发生很大的变化，由原来的大块状变为链状和小块状，并且碳化物的边缘也较为圆润。

	图 2 合金中碳化物的形态和分布 (a)未添加稀土的合金；(b)加Y合金；(c)加Y和Ce的合金 Fig. 2 Morphology and distribution of carbides (a)without Y and Ce doping;(b)Y doping;(c)Y and Ce doping
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稀土为表面活性元素^[14]，加入合金中的稀土元素偏聚于晶界,因降低了晶界能，会抑制碳化物从晶界析出；加入合金中的稀土元素溶于晶粒内，因稀土元素原子半径较大，引起晶内晶格畸变，增加了碳化物在晶内的形核位置，降低了晶界大块状碳化物的析出。因此，适量地加入稀土元素后不但能提高晶界强度，而且会改善晶界塑性^[15]，使合金具有较好的强度和塑性的配合。

镍基铸造高温合金都是以γ′相强化的时效硬化型合金，γ′相为主要的沉淀强化相，合金化程度比变形合金高，高温强度也比变形合金高，主要存在于枝晶干和枝晶间^[16]。图 3(a)为未添加稀土元素的合金组织枝晶干中的γ′相形貌，弥散分布在γ基体相中，主要呈粗大的立方形颗粒,数量较多、尺寸不均。在加Y的合金组织中(图 3(b))，γ′相呈立方形和球形颗粒，与未添加稀土的合金中的γ′相相比，粒径尺寸明显变小且数目增多，均匀化程度也明显提高。在同时加Y和Ce的合金组织中(图 3(c))，γ′相呈细小均匀的球形颗粒。尺寸进一步变小，数目增多。均匀化程度更加明显。而统计后，三种方案下合金中的γ′相的尺寸和形态如表 2所示。

	图 3 添加不同元素的合金中的γ′相 (a)未添加稀土的合金；(b)加Y合金；(c)加Y和Ce的合金 Fig. 3 γ′ phase in alloys with different element (a)without Y and Ce doping;(b)Y doping;(c)Y and Ce doping
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如上所述，加入稀土元素熔炼后的合金中，γ′相的形态、尺寸和分布发生了明显的变化。加入的稀土元素不同，使得γ′相的形态也不一样。一般认为错配度影响γ′相的形态，方形γ′与γ基体的相界面为位错型或部分位错型，球形γ′与γ基体的相界面为共格型，共格应力随错配度增大而增高^{[17, 18]}，所以当错配度小时可为球形，当错配度大时就呈方形。稀土元素Y，Ce具有较大的原子半径，加入后主要溶入γ基体中，使合金中γ基体相的晶格常数增加，同时，Y，Ce的加入也改变了其他元素在γ和γ′两相中的分配系数，即减少了Nb，Zr等其他半径较大原子在γ基体中的含量，其排斥的原子及部分Y，Ce原子溶入γ′相，使γ′相晶格常数增加，从而导致γ与γ′两相的晶格错配度减小。而γ′相的数量直接影响合金性能，加入稀土元素后γ′相数量增加，有利于提高合金强度。

合金中的(γ+γ′)共晶存在于最后凝固的枝晶间，共晶组织的数量影响合金性能。图 4(a)为未添加稀土元素的合金组织图，图 4(b)为4(a)中A区域的放大，图中花朵状组织为(γ+γ′)共晶相，它主要分布在枝晶间区域。其花朵的心部γ′片较薄而共晶外沿γ′的量多且厚(如4(b)所示)。图 4(c)为添加Y的合金组织图，4(d)为4(c)中B区域的放大,其(γ+γ′)共晶相为雀屏状，且数量较多。图 4(e)为同时添加Y和Ce的合金组织图，4(f)为4(e)中C区域的放大,其(γ+γ′)共晶相为雀屏状和蜂窝状，且数量很多。由图 4(c)和 4(e)可以看出在加入稀土元素的合金中的(γ+γ′)共晶相数目有增多的趋势，但是共晶相心部的网络明显缩小，同时加入Y和Ce元素的合金中的共晶相数量比单独加入Y的合金中的多。这与实验时加入 合金中的元素原子半径有关^[11]，由于Y，Ce原子半径较大，很难存在于合金的晶体点阵中，故它在合金中的固溶度极低，随凝固过程的进行，Y，Ce原子被排斥到凝固前沿液相中，使固液前沿出现成分过冷，导致凝固温度下降、固液两相区变宽，进而促使γ′相的形成元素Ti，Al，Nb等在剩余液相中的含量提高。当剩余液相达到共晶成分时，液相中的Ti，Al等原子来不及扩散，容易达到形成(γ+γ′)共晶形核和长大所需要的含量，促进(γ+γ′)共晶数量的增加。另外，添加稀土元素Y，Ce等进行精密熔炼时，这些元素的加入影响促进共晶合金形成元素的溶质再分配系数，它的有效溶质分配系数与平衡分配系数之间的关系可以表示为

	图 4 添加不同元素的合金中的共晶组织 (a)，(b)未添加稀土的合金；(c)，(d)加Y合金；(e)，(f)加Y和Ce的合金 Fig. 4 Eutectic structures in alloys with different element (a)，(b)without Y and Ce doping;(c)，(d) Y doping;(e)，(f)Y and Ce doping
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(1)K418镍基铸造高温合金内部可以看到有明显的气孔缺陷，而稀土元素的添加减少了合金内部的气孔缺陷并细化了枝晶组织，使合金组织的致密性得到了很大的改善。

(2)与未添加稀土元素的合金相比，添加稀土元素的合金组织中的γ′相数量增多，且γ′相从方形逐渐转变为球形，尺寸变小，表明在合金中加入适量稀土元素有益于改善合金组织。

(3) 加入稀土元素后的合金中由于加入的稀土元素原子的半径较大，使得固液前沿的扩散受阻，(γ+γ′)共晶相的数目增多，而且同时加入两种元素的合金中的共晶数目增加更为显著。