航空技术的不断发展，对航空发动机的性能提出了更高的要求。因此对作为航空发动机材料的高温合金的承温能力和力学性能的要求不断提高[1,2]。提高合金化程度，特别是提高γ′相的质量分数，是提高镍基沉淀强化型高温合金性能的基本途径[3]。目前，国内外对几种常用的涡轮盘用变形高温合金进行了大量的研究。GH4742合金中γ′相形成元素(Al+Ti+Nb)的含量为7.8% (质量分数，下同)，760 ℃下γ′相的平衡含量为37%[3,4]。GH4065合金中γ′相形成元素(Al+Ti+Nb)的含量为6.6%，760 ℃下γ′相的平衡含量为36%[3]，时效态下γ′相的平衡含量约为42%[5]。GH720Li合金中γ′相形成元素(Al+Ti+Nb)含量为7.5%，760 ℃下γ′相的平衡含量为43%[6,7]。GH4975合金是通过持续提高γ′相形成元素含量发展的新型难变形高温合金，具有更高的持久蠕变性能。该合金中(Al+Ti+Nb)的含量为9.2%，其760 ℃下γ′相的平衡含量为63%[8]。γ′相的全溶温度达到1200 ℃以上，可在800~900 ℃范围内长期服役，且在850 ℃以上可长期保持优异的综合性能。该合金的另一个特点就是W含量很高，达到10% (质量分数)，高Cr+Co+W是俄罗斯发展的系列合金普遍采用的一种强化方式[9]。除此之外，需要格外注意的是，该合金中的C含量明显高于普通的变形高温合金。高C含量可在合金中生成碳化物，碳化物在高温合金中可起一定的强化作用，阻止合金中的晶粒长大和晶粒变形[10]，但是C含量过高，形成大块状的一次碳化物或在晶界形成膜状碳化物对合金的性能会产生不利的影响[11,12]。
随着合金化程度的提高，γ′相全溶温度的升高带来的直接缺点就是缩小了热加工的温度窗口，增大了合金的热加工难度。同时，高的合金化程度会导致合金中的析出相复杂多样，而有些析出相在均匀化过程中难以消除并成为变形过程中的裂纹源[13]。作为一种新型难变形高温合金，目前国外关于GH4975合金的组织特征、变形特征的报道非常少，国内对于GH4975合金的均匀化及变形工艺还没有系统的研究，都是处于尝试和实验的阶段。本工作主要探讨了GH4975合金的铸态组织特征、铸态变形特征及均匀化过程中的变化等，为该合金的热变形行为研究提供理论和实验依据。
1 实验方法
GH4975合金经真空感应加真空自耗熔炼成直径170 mm的铸锭。在铸锭中部位置取直径170 mm×20 mm的圆柱试样，再从圆柱边缘、1/2半径及中心位置取样进行铸态组织、均匀化及热模拟压缩分析。合金的主要化学成分(质量分数，%)为：C 0.12，Co 15，Cr 8，W 10，Al 5，Ti 2.5，Nb 1.7，Mo 1，Ni余量。在1/2半径处取样放入电阻炉中在1180 ℃下分别进行5、10、20和50 h均匀化处理并空冷至室温。
采用附带INCA X-ACT能谱(EDS)的Supra 55场发射扫描电镜(FESEM)进行组织分析，试样经砂纸逐级打磨后进行机械抛光。用150 mL H3PO4+10 mL H2SO4+15 g CrO3混合溶液电解侵蚀，电解电压10 V、电解时间10 s。采用DMR光学显微镜(OM)观察合金的枝晶形貌及晶粒形貌。金相试样用0.5 g CuCl2+10 mL HCl+10 mL C2H5OH溶液侵蚀，棉球均匀擦拭5 s。采用Nano Indenter XP纳米硬度仪测定合金中析出相的硬度。
为了分析GH4975合金的熔点、各相的析出温度，采用EC2000差示扫描量热仪(DSC)分析GH4975合金在升温及降温过程中的热容变化。试样取自1/2半径处，为直径6 mm×7 mm的圆柱，一端开直径2.5 mm×3 mm的孔。将试样放入氧化铝坩埚中，在Ar气氛围中加热及降温，升温速率及降温速率均为5 ℃/min。利用JMatPro热力学计算软件得到合金的平衡凝固相图及非平衡凝固相图。
铸态合金中的相鉴定采用萃取相分析的方法，萃取相分析是采用不同的电解液萃取合金中的不同相。萃取获得的析出相粉末经洗涤、干燥后用X'Pert MPD X射线衍射(XRD)进行物相分析。采用10 g/L (NH4)2SO4 +10 g/L C6H8O7水溶液萃取γ′相。采用5%V/V HCl+5%V/V C3H8O3+10 g/L C6H8O7的甲醇溶液电解萃取碳化物相。
热模拟压缩实验在Gleeble-1500热模拟压缩机上进行。铸态和均匀化态热压缩试样尺寸均为直径10 mm×15 mm。铸态试样压缩温度为1160、1180、1200和1220 ℃，压缩量为30%，应变速率为0.1 s-1。均匀化试样的压缩温度为1200 ℃，压缩量为50%，应变速率为0.1 s-1。压缩后的试样利用电子背散射衍射(EBSD)观察其开裂、再结晶等情况。EBSD试样机械抛光后，用20%H2SO4+80%CH3OH溶液进行电解抛光以去除表面残余应力，电解电压为10 V、电解时间为10 s。
2 实验结果与讨论
2.1 铸态组织特征
图1
图1
铸态GH4975合金的枝晶形貌、枝晶间析出相形貌及萃取析出相粉末的XRD谱
Fig.1
OM image of dendritic morphology in the as-cast GH4975 alloy (a), OM (b) and SEM (c) images of precipitates in the interdendritic region, and XRD spectrum of precipitates powder acquired from extraction phase analysis (d)
除共晶相与一次碳化物以外，铸态GH4975合金中还有大量的γ′相，其形貌如图2所示。可见，枝晶干γ′相为立方状，尺寸小于1 μm；枝晶间γ′相尺寸大于1 μm，呈不规则块状。一次γ′相间隙中含有少量二次γ′相。
图2
图2
铸态GH4975合金中γ′相形貌的SEM像
Fig.2
SEM images of γ′ phase at dendritic region (a) and interdendritic region (b) in as-cast GH4975 alloy
铸态GH4975合金DSC加热曲线如图3所示。从图中可以看出，γ′相完全回溶的温度约为1220 ℃，合金的初熔点约为1300 ℃，一次MC碳化物的回溶温度约为1352 ℃。碳化物的回溶温度高，甚至超过合金的熔点，而均匀化开坯的温度不可能达到碳化物的回溶温度，所以在后续的加工过程中碳化物不能完全消除。因此需要注意在合金的均匀化及变形过程中的碳化物行为。
图3
结合上述结果，可以认为铸态GH4975合金主要的偏析元素为Nb、Ti和W，同时含有一定量的共晶相、一次碳化物和高含量的γ′相。合金的均匀化过程应主要考虑元素偏析的消除、共晶相的回溶。由于一次碳化物是在较高的温度下形成的，需要关注其在均匀化过程中的变化情况。
2.2 铸态热变形行为
图4
图4
铸态GH4975合金在1160 ℃进行30%变形量热压缩后内部裂纹的OM像和EBSD像
Fig.4
OM image of cracks (a) and EBSD image of intergranular cracks (b) in as-cast GH4975 samples after hot deformation (1160 ℃, 30%, 0.1 s-1)
图 5
图 5
铸态GH4975热压缩试样中的碳化物形貌
Fig.5
The morphologies of MC carbide in the as-cast GH4975 samples after hot deformation (1160 ℃, 30%, 0.1 s-1)
(a) cracks caused by MC carbide (b) cracked MC carbide
图6
图6
铸态GH4975热压缩试样中裂纹沿共晶相和粗大γ′相扩展
Fig.6
Cracks propagated along the eutectic phase and primary coarse γ′ phase (a) and cracks propagated along the primary coarse γ′ phase (b) in as-cast GH4975 samples after hot deformation (1160 ℃, 30%, 0.1 s-1)
因此，在均匀化过程中主要考虑元素偏析的消除、共晶相的消除、碳化物的变化及γ′相析出的均匀性。
2.3 均匀化过程中的组织演变
均匀化过程需要综合考虑消除偏析、低熔点区域的熔化、晶粒长大和氧化等问题[18,19,20]。结合热力学计算和相变点的测试结果，选取了1180 ℃作为均匀化温度，分别保温5、10、20和50 h。工程上一般认为残余偏析系数为0.2时偏析消除[21,22]。经EDS分析，不同时间均匀化后元素的残余偏析系数见表1，枝晶形貌见图7。可见，随着均匀化时间的延长，枝晶偏析程度逐渐降低，枝晶组织逐渐消失。均匀化20 h后，枝晶明显减少，此时Ti、Nb和W的残余偏析系数分别为0.20、0.21和0.53。均匀化50 h后基本观察不到枝晶组织和共晶相，此时Ti、Nb和W的残余偏析系数分别为0.15、0.16和0.27，可以认为铸态合金中的偏析基本完全消除。50 h均匀化后，合金的晶粒尺寸较大，为1~3 mm。
表1 GH4975合金1180 ℃不同时间均匀化后元素残余偏析系数
Table 1
| Element | 5 h | 10 h | 20 h | 50 h |
|---|---|---|---|---|
| Ti | 0.38 | 0.25 | 0.20 | 0.15 |
| Nb | 0.32 | 0.23 | 0.21 | 0.16 |
| W | 0.83 | 0.68 | 0.53 | 0.27 |
图7
图7
GH4975合金1180 ℃均匀化过程中的枝晶形貌演化
Fig.7
Evolutions of dendritic morphology of GH4975 alloy during homogenization at 1180 ℃ for 5 h (a), 10 h (b), 20 h (c) and 50 h (d)
均匀化过程中析出相的变化如图8所示。可见，随着均匀化时间的延长，共晶相逐渐回溶，尺寸减小，数量减少，直至50 h基本全部回溶。图8a和b中，在共晶相周围还可观察到尺寸较小衬度为白色的相，为未完全回溶的一次γ′相(图8a和b中方框所示)。均匀化20 h的样品中没有观察到一次γ′相(图8c)，即经过20 h的均匀化后枝晶间的一次γ′相全部发生了变化。已有研究[23]表明，枝晶干、枝晶间的γ′相及共晶相的回溶顺序与相的尺寸、形貌及γ′相形成元素的偏析有关。共晶相的尺寸最大，为大块状，具有较小的比表面积，而比表面积越小的相回溶越慢；另一方面，共晶相中γ′相形成元素含量较高，也会导致共晶相的回溶需要更长的时间[24]。值得注意的是，一次碳化物在均匀化过程中也发生了一定程度的变化，尖角状逐渐退化，趋于椭球状。
图8
图8
GH4975合金1180 ℃均匀化过程中的析出相演化
Fig.8
Evolutions of precipitates of GH4975 alloy during homogenization at 1180 ℃ for 5 h (a), 10 h (b), 20 h (c) and 50 h (d)
图9
图9
GH4975合金1180 ℃均匀化后γ′相的SEM像
Fig.9
SEM images of γ′ phase of GH4975 alloy sample homogenized at 1180 ℃ for 5 h (a) and 50 h (b)
从图8可明显看出，均匀化过程中一次碳化物数量和形貌也发生了明显变化。为了进一步对一次碳化物在均匀化过程中的变化进行观察分析，对碳化物与基体界面处进行高倍SEM观察，图10所示为1180 ℃、10 h均匀化后的碳化物形貌。可见，原应为尖锐的部位(图5a)演变成弧度形状(图10a)，这种弧状形貌显然可减少应力集中。从图10b可以看到，在此类碳化物的周围有一层细小的γ′相层，宽度约为400 nm。而该层γ′相外仍为较大的立方状γ′相。这从侧面证明了该一次碳化物的部分回溶演变，因为在均匀化过程中，一次碳化物局部回溶，在其与γ基体界面处释放出Ti元素，而Ti元素是γ′相的形成元素，因此在碳化物周围有γ′相的形核驱动力，从而形成了一层细小的球状γ′相。
图10
图10
GH4975合金1180 ℃、10 h均匀化后碳化物形貌
Fig.10
Low (a) and locally high (b) magnification SEM images of MC carbide in the GH4975 samples after homogenized at 1180 ℃ for 10 h (1—fine γ′ phase region, 2—cubic shape γ′ phase in the interdendritic region, 3—spherical shape γ′ phase in the dendritic core region)
2.4 均匀化态热变形行为
图11为不同均匀化程度的GH4975合金在1200 ℃、压缩量50%、应变速率0.1 s-1热变形的真应力-真应变曲线及铸态和均匀化态试样的宏观形貌。从样品的宏观形貌可知，均匀化态的试样表面均未观察到开裂现象。从应力-应变曲线可知，在热变形过程中，不同均匀化程度的GH4975合金均在压缩过程中同时发生了加工硬化和再结晶软化作用。其中铸态的变形抗力最大，随着再结晶的进行，发生软化作用，变形抗力逐渐降低，且相比均匀化后的样品其变形抗力下降幅度最大。均匀化5 h后的样品的变形抗力仅低于铸态，是由于均匀化时间较短，合金中还存在大量的枝晶组织和较为严重的元素偏析。均匀化10和20 h的样品具有最低的变形抗力，因为这2个样品为部分均匀化样品，合金中残留了一部分的枝晶组织，而这些残留的枝晶可以成为再结晶形核点，使再结晶软化作用更容易发生。而均匀化50 h的样品为完全均匀化的样品，合金中的原始晶粒尺寸较大，在变形过程中可供再结晶的形核位置较少，其变形抗力相对较高。
图11
图11
不同均匀化程度的GH4975合金在1200 ℃、压缩量50%、应变速率0.1 s-1热变形的真应力-真应变曲线及铸态和均匀化态试样的宏观形貌
Fig.11
True stress-true strain curves of hot-deformed (1200 ℃, 50%, 0.1 s-1) GH4975 alloy under different homogenizations (Insets show the macro-morphologies of as-cast and homogenized samples)
图12为不同均匀化程度GH4975试样压缩后再结晶EBSD像。可以看出，除了均匀化5 h后的样品外，其余均匀化时间样品的中心大变形区域均发生了完全再结晶。由此可见，对于GH4975合金，进行合适的均匀化处理可以有效提高合金的热塑性，降低变形抗力，减少在热变形中的开裂。
图12
图12
不同均匀化程度GH4975合金样品热变形后再结晶EBSD像
Fig.12
EBSD images showing recrystallization of hot-deformed (1200 ℃, 50%, 0.1 s-1) GH4975 samples under different homogenizations at 1180 ℃ for 5 h (a), 10 h (b), 20 h (c) and 50 h (d)
综上所述，铸态GH4975合金热变形时主要由于元素偏析、共晶相、一次粗大γ′相及大块一次碳化物导致的热变形不协调而产生严重开裂。均匀化后共晶相回溶且消除了铸态合金中一次粗大γ′相的不均匀分布，减弱了变形的不协调性。值得提出的是，虽然该合金由于高C含量析出较多的一次碳化物，但是在均匀化过程中这些一次碳化物的形貌和数量均发生较为明显的变化，使得均匀化后合金的热变形能力显著提高。为此，对于这类高C、极高γ′含量的难变形高温合金，只要在均匀化过程中协同优化处理元素偏析、共晶、强化相和一次碳化物，提高合金的热成型性是可以实现的。
3 结论
(1) 铸态GH4975合金中主要的析出相为γ′相、一次MC碳化物相及(γ＋γ′)共晶相。Ti、Nb、W为合金中的主要偏析元素，Ti和Nb偏析到枝晶间区域，W偏析到枝晶干区域。
(2) 铸态GH4975合金热压缩极易开裂，开裂主要由一次碳化物、共晶相及一次粗大γ′相的不协调变形导致，总体呈沿晶开裂方式。
(3) GH4975合金在1180 ℃均匀化过程中除共晶相回溶外，一次碳化物的数量和形貌也发生了明显的变化。经1180 ℃、50 h均匀化后，由于合金中元素偏析、共晶、强化相和一次碳化物发生了综合互协调作用，使得均匀化后合金的热变形能力显著提高。
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Wrought superalloy development in China was reviewed in recent ten years. The achievement of basic research and development of industrial manufacture technologies were systematically described from the aspects of new alloys, new technologies of hot deformation. New alloys include: new disc materials 718Plus, GH4720Li and GH4065 alloy, combustion chamber alloy GH3230, and GH4706 alloy for gas turbine engines. New technologies include: ERS-CDS new technology of easy segregation materials, multi upsetting-drawing for improving the microstructure uniformity of bars, slow cooling and multi-cycle thermomechanical treatment for increasing hot plasticity of hard-to-work alloys. Finally, the further development of wrought superalloys was prospected.
中国变形高温合金研制进展
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