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GH4710合金為鎳基鑄鍛兩用 的高 Al 、 Ti 含量的沉淀硬化型合金， 具有良好的拉伸強度、高溫持久性能和疲勞性能， 是渦軸航空發(fā)動機輪盤類鍛件的主要材料 。 該合金在 Udimet710 合金的基礎上提高了 Cr 、 Ti 含量， 降低了 Co 、 Mo 、 Al 含量， 并加入W ， 從而改進了高溫長期穩(wěn)定性和抗腐蝕性能， 同時具 有 Udimet500 的 抗 氧 化 性 、 抗 硫 化 腐 蝕 性 和Udimet710 的高溫強度。 該合金的主要強化相為γ'-Ni 3 （ Al ， Ti ）， 其形成元素 Al 和 Ti 的質量分數(shù)之和達 7.5% ， 使得 γ' 相 的 數(shù)量（ 體積分數(shù)） 可達 40%～45% ， 比傳統(tǒng)鎳基變形高溫合金強化相總量高了近一倍。由于該合金的合金化程度非常高， 使得該合金的高溫強度大大提高， 塑性降低， 為典型的難變形高溫合金。
GH4710 合金的 冶煉方 法為 真空 感應（ VIM ） +真空自 耗（ VAR ）雙聯(lián)工藝。 由于 GH4710 合金的合金化程度很高， 因此在鑄錠中不可避免地會出現(xiàn)成分偏析和枝晶間共晶析出相， 這對合金鑄錠在開坯過程中的熱塑性及棒材乃至鍛件的組織均勻性都有不利影響。為此， 需要研究合金鑄錠的偏析規(guī)律及特點， 再結合元素在合金中的擴散規(guī)律， 制定出合理的高溫均勻化工藝以消除鑄錠偏析， 最終得到均勻、細晶的盤鍛件。本文通過凝固重熔實驗， 系統(tǒng)研究了冷卻速率對 GH4710 合金偏析規(guī)律的影響， 研究結果對進一步的均勻化工藝制定具有重要意義。
實驗材料及研究方法
切取 準17mm×17mm 的 GH4710 合金圓柱試樣進行凝固重熔實驗， 實驗合金的主要化學成分 ( 質量分 數(shù) ， %) 如 下 ： 0.076C ， 1.52W ， 19.00 Cr ， 14.60Co ，3.4Mo ， 5.0Ti ， 2.5Al ， Fe≤1.00 ， 余量 Ni 。 凝固重熔實驗方案如圖 1 所示。
合金的凝固重熔實驗在真空管式爐上進行，設備最高使用 溫度為 1500℃ 左右，加熱元件為 碳硅棒，在氬氣氛圍中進行加熱，使合金鑄錠試樣熔化，以 避 免 合 金 被 氧 化。根 據(jù) Thermo-Calc 計 算 ，GH4710 合金的凝固范圍為 1297～1336℃ ，考慮合金 凝 固 時 的 過 冷 度，合 金 凝 固 控 溫 區(qū) 間 設 定 為1420～1100℃ 。即先將樣品加熱到1420℃ 保溫，再經過相對應的時間冷卻到1100℃ ，從而達到控制不同冷速的凝固過程的要求。為了模擬工業(yè)合金鑄錠不同部位在冷卻過程中的凝固情況，設計了 5 個冷速，分別為 10 、6 、3 、1 、0.5℃/min 。
凝固重熔實驗完成后， 對 GH4710 合金的凝固重熔錠進行切割及打磨， 采用金相顯微鏡觀察枝晶組織狀態(tài)。 通過電解拋光（ 20%HCl+80% 甲 醇， 電壓15～25V ， 時間 1～2s ）和電解腐蝕（ 15gCr 2 O 3 +10mLH 2 SO 4 +150mLH 3 PO 4 ， 電壓 3～5 V ， 時間 1～2 s ）， 進行組織偏析及組織特征的觀察分析。其中， 組織形貌分析在 JEOLJSM-7800F 場 發(fā) 射掃 描電鏡上進行，成分分析在 JXA-8350F 電子探針設備上進行。 最后， 利用 Photoshop 以及 Origin 軟件對枝晶間距進行測量及分析。
不同冷速下 GH4710 合金的鑄態(tài)組織特征
圖 2 為不同冷速下重熔錠的金相組織。從圖 2中可以看出，不同冷速下 GH4710 合金重熔鑄錠組織顯示出典型的枝晶形貌。 這種結構是由于合金的合金化程度高，在鑄錠凝固過程中各種不同合金元素經過選區(qū)凝固形成的。從圖 2（ a ） ～ （ e ）可以看出，冷卻速度越大，枝晶的尺寸就越小。這是由于冷速越大， 形核驅動力越大，形核位置及形核數(shù)越多， 多處位置枝晶競爭長大， 造成枝晶間距減小， 枝晶數(shù)量明顯增加。 圖中枝晶間是黑色區(qū)域， 枝晶干是白色區(qū)域。 在枝晶間區(qū)域， 可以看出有大量的析出相的存在。
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圖3為不同冷速下凝固重熔錠的SEM組織。從圖 3 中可以看出，在各個冷速下， 重熔鑄錠枝晶間都有大量的共晶相以及碳化物存在。在高冷速下，可以看出析出的共晶相多而小，在低冷速下，共晶相比較少，但是尺寸要更大。在高冷速下， 枝晶比較細小，有大量的枝晶間區(qū)域，可供共晶相形核析出的位置要多，故析出的共晶相數(shù)量要多，但是由于冷速較快，析出的共晶相還來不及長得很大，故尺寸都比較細小。而在低冷速下，枝晶尺寸比較粗大，枝晶間區(qū)域面積也小， 共晶相析出 位置少，同時由 于冷速低，析出來的共晶相有充分的時間長大， 故共晶相的尺寸都比較大。
GH4710合金元素偏析規(guī)律
表 1 和表 2 分別為使用電子探針測量的不同冷速下 GH4710 合金重熔鑄錠枝晶間與枝晶干主要偏析元素的含量及偏析系數(shù)。 圖 4 為主要偏析元素的偏析系數(shù)直觀圖。從表 1 和表 2 及圖 4 中可以看出，GH4710 合金中 Al 、 Ti 為 典型的正偏析元素，Al 、Ti原子在固相中貧乏， 在液相中富集。 合金中 Cr 、 Co元素為典型的負偏析元素，元素原子在液相中貧乏，在固相中富集。而且，四種主要元素中， Ti 的偏析程度最嚴重，Al 、Co 、Cr 的偏析程度相對要輕很多 在低冷速時， Ti 、 Al 、 Co 、 Cr 四 種主要的偏析元素受冷速影響比較大。 當 冷速超過 3℃/min 時， Al 、 Co 、 Cr的偏析系數(shù)受冷速變化的影響就不明顯了。 而 Ti 元素的偏析受冷速影響比較大， 這是由于冷速低時， 合金凝固處于一個近似平衡凝固的狀態(tài)， 各元素在固相以及液相中都擴散比較充分， 此時 Ti 元素的偏析較輕， 隨著冷速的增加， 凝固過程越來越傾向于非平衡凝固的過程， 元素原子在固相中擴散受抑制， 在液相中依然有著比較充分的擴散， 因而 Ti 元素的偏析程度要加重。 隨著冷速的加大， 在 1～3℃/min 的冷速區(qū)間內， 共晶相等析出相大量析出， 大量消耗了液相中的 Al 、 Ti 元素， 使得 Ti 、 Al 的偏析程度大大下降。隨著冷速繼續(xù)增加， 共晶相沒有充分時間長大以消 耗液相中 的 Ti 原子， Ti 元素的偏析程度繼續(xù)加重。當冷速超過 6℃/min 時，固相和液相中的元素擴散都受到 抑制，Ti 元素的偏析程度要稍 微減輕，偏析系數(shù)下降。
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根據(jù)材料科學基礎理論，利用熱力學軟件Thermo-Calc 的平衡凝固模型對 GH4710合金的凝固過程進行模擬，得到GH4710合金的熱力學平衡相圖，如圖5所示。 由圖 5 可知，在熱力學平衡條件下， H4710 合金中 在凝固完畢后主要存在基體 γ相、析出相 γ' 相、碳化物 MC 、M 23 C 6 以及少量 μ 相和 σ 相。 從相圖中可以看出， GH4710 合金的初熔溫度是 1297℃ ，終熔溫度為 1336℃ 。隨著凝固過程的進行， 在不同的溫度會有不同的析出相析出。 γ析出溫度最高，為 1317℃ ， 此溫度比合金初熔溫度高， 導致其直接從液相中析出， 故其也更易長大。 當溫度下降到 1153℃ 時，γ' 相開始析出，隨著溫度的下降，其析出 量也在增多，平衡態(tài)時最高含量可以達到45%以上。溫度繼續(xù)下降時，會有σ相和μ相析出，但在實際的凝固過程中，不會出現(xiàn)σ相和μ相。由于σ相的典型成分是 FeCr ，而 Fe 、 Cr 元素為負偏析元素， 在凝固過程中這兩種元素會在枝晶干富集， 固溶于基體，所以在實際凝固時不會作為析出相出現(xiàn)，只是在平衡相圖中有出現(xiàn)的可能性。
結合上述凝固重熔錠的偏析規(guī)律及GH4710合金的相變規(guī)律可知，在實際非平衡凝固條件下，沉淀強化元素 Al 、 Ti 主要為正偏析元素，主要在枝晶間形成 γ' 相或 γ/γ' 共晶相，如圖 6 所示，而合金中固溶強化元素Cr 、Co元素，在固相中富集，在液相中貧乏具有典型的負偏析特征。 GH4710合金元素的偏析規(guī)律主要取決于凝固過程的冷卻速率及非平衡相變的綜合作用。
結論
（ 1 ）不同冷卻速率下，GH4710合金的主要合金元素中，Ti元素的偏析程度最嚴重，Al 、Co 、Cr的偏析程度相對要輕。在低冷速時，Ti 、Al 、Co 、Cr 四種主要的偏析元素受冷速影響比較大，當冷速超過3℃/min 時，Al 、Co 、Cr 的偏析系數(shù)受冷速變化的影響不明顯。（ 2 ） GH4710 合金鑄態(tài)組織主 要由 γ 基體、 γ'相、 γ+γ' 共晶相、碳化物 MC 以及 M 23 C 6 組成。 在實際非平衡凝固條件下， 沉淀強化元素 Al 、 Ti 主要為正偏析元素， 主要在枝晶間 形成 γ' 相或 γ/γ' 共晶相， 而合金中 固溶強化元素 Cr 、 Co 元素， 在固 相中富 集， 在 液相 中 貧乏， 具有 典型的 負 偏 析 特 征。GH4710 合金元素的偏析規(guī)律主要取決于凝固過程的冷卻速率及非平衡相變的綜合作用。
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