肖東平， 周 揚， 付建輝， 楊浩笛

(1. 成都先進金屬材料產(chǎn)業(yè)技術(shù)研究院股份有限公司， 四川 成都 610000；2. 海洋裝備用金屬材料及其應(yīng)用國家重點實驗室， 遼寧 鞍山 114009)

GH141合金為Ni-Cr-Co基沉淀硬化型變形高溫合金，以γ′相和M6C碳化物為主要強化相[1]。在650～900 ℃范圍內(nèi)，GH141合金具有高的拉伸、持久、蠕變強度和良好的抗氧化性能，被廣泛應(yīng)用于制造870 ℃以下要求有高強度和980 ℃以下要求抗氧化的航空、航天發(fā)動機高溫承力零部件[2-3]。

GH141合金的合金化程度高，在凝固過程中，主要合金元素Al、Ti、Mo等存在嚴(yán)重的枝晶偏析現(xiàn)象，嚴(yán)重影響合金的熱塑性[4-5]。高溫均勻化熱處理可以促進溶質(zhì)元素原子的擴散遷移，減輕和消除枝晶偏析，并使可能存在的有害相溶解，從而提高合金的熱塑性[6-8]。趙炳堃等[5]對GH141合金進行高溫均勻化處理時發(fā)現(xiàn)，在1140 ℃保溫時間≥8 h或者在1170 ℃保溫時間≥4 h可消除原鑄態(tài)枝晶組織和元素偏析。梁艷等[9]研究表明，GH141合金鑄態(tài)試樣經(jīng)1180 ℃保溫5 h處理后，Mo、Ti成分偏析均有所改善，保溫10 h之后，Mo偏析基本消除，但Ti偏析并未完全消除。由于均勻化處理和開坯在整個變形高溫合金生產(chǎn)流程中起著承上啟下的作用，均勻化處理不僅需要考慮元素偏析、枝晶組織消除和析出相回溶，還需要考慮微觀組織的變化、晶粒的長大、合金表層的氧化等對開坯熱變形的影響[7]。然而，GH141合金的均勻化處理制度，及其在均勻化過程中的元素再分配規(guī)律、微觀組織演變和晶粒度變化、析出相的回溶等，還需要進行深入研究。本文對GH141合金鑄錠均勻化處理前后的元素偏析、組織演變、析出相回溶等進行了系統(tǒng)研究，為GH141合金的均勻化工藝制定奠定了理論基礎(chǔ)。

1 試驗材料及方法

試驗用GH141合金為經(jīng)真空感應(yīng)+真空自耗冶煉的φ250 mm自耗錠，其化學(xué)成分見表1。

表1 GH141合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

在自耗錠1/2半徑處取樣，進行鑄態(tài)組織分析和均勻化處理工藝研究。采用硅碳棒高溫馬弗爐進行不同溫度和保溫時間的均勻化處理，均勻化溫度分別為1150、1170、1190及1210 ℃，保溫時間分別為5、10、24、48及72 h，保溫結(jié)束后空冷。對均勻化前后的試樣研磨拋光和腐蝕后，利用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡觀察試樣的組織和析出相，并使用能譜分析儀分析不同區(qū)域以及析出相的化學(xué)成分。腐蝕液配比為20 mL鹽酸+20 mL無水乙醇+1.5 g硫酸銅。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 GH141合金的鑄態(tài)組織分析與凝固偏析特性

GH141合金的鑄態(tài)組織見圖1。圖1(a)中白色區(qū)域為枝晶干，灰色區(qū)域為枝晶間，二次枝晶間距約為95 μm。圖1(b)為掃描電鏡下觀察到的合金鑄態(tài)組織的二次電子像(SEM)，白色區(qū)域為枝晶間，灰色區(qū)域為枝晶干，二次枝晶臂粗大，枝晶間分布有大量析出相。圖1(c)為背散射電子像(BSE)，可見枝晶間的析出相存在白色和灰色兩種相。

圖1 GH141合金的鑄態(tài)組織(a)金相照片；(b)二次電子像；(c)背散射電子像Fig.1 Microstructure of the as-cast GH141 alloy(a) OM image; (b) SEM; (c) BSE

GH141合金中析出相的形貌及能譜分析結(jié)果見圖2。從圖2可以看出，大部分析出相尺寸較大，且棱角分明，在大塊析出相周圍及晶界上還存在少量尺寸較小的析出相。根據(jù)能譜分析結(jié)果可知，背散射電子像中呈白色的大塊狀析出相為主要含Mo、Ni及少量Cr、Co的碳化物，呈灰色的析出相主要為含Ti和Mo的碳化物。而在枝晶間大塊碳化物周圍及晶界的一些尺寸較小的析出相，經(jīng)能譜分析為主要含有Ni、Cr、Mo、Co的碳化物，根據(jù)文獻[4-5,10-11]可以推測，呈白色的析出相應(yīng)為M6C或者M23C6碳化物，而呈灰色的析出相應(yīng)為MC碳化物。

圖2 鑄態(tài)GH141合金析出相形貌(a,d)及能譜分析(b,c,e,f)Fig.2 Morphologies(a,d) and EDS analysis(b,c,e,f) of precipitates in the as-cast GH141 alloy

為了表征GH141合金的微觀偏析特性，利用能譜分析儀測定各元素在枝晶干和枝晶間的分布，并用元素偏析系數(shù)K(即枝晶間與枝晶干元素含量的比值)來表征各元素偏析的程度[12]，其結(jié)果見表2。結(jié)果表明，Ti、Mo的偏析系數(shù)大于1，偏聚于枝晶間，為正偏析元素；Al、Co、Cr的偏析系數(shù)小于1，偏聚于枝晶干，為負(fù)偏析元素。從偏析程度來看，Ti>Mo>Al>Co>Cr；Al、Co、Cr的偏析程度較小，Ti、Mo的偏析程度較大。正是由于Ti、Mo元素的嚴(yán)重偏析，導(dǎo)致大量的碳化物在枝晶間析出。

表2 鑄態(tài)GH141合金中主要元素在枝晶間和枝晶干的質(zhì)量分?jǐn)?shù)(%)及其偏析系數(shù)

2.2 均勻化處理后的組織演變與碳化物回溶規(guī)律

圖3為GH141合金在不同溫度和時間均勻化處理后的顯微組織。從圖3可以看出，在均勻化處理后，枝晶組織隨著均勻化時間的延長而逐漸消失。在不同溫度下均勻化處理10 h時，均僅能見到模糊的枝晶組織(見圖3(a～c))，當(dāng)均勻化處理時間為24 h時，枝晶組織均已消除(見圖3(d))，同時可見，在晶界上和相當(dāng)于原始枝晶間的位置，仍有大量的碳化物分布。當(dāng)均勻化溫度≥1170 ℃，保溫時間≥48 h時，組織中出現(xiàn)了較多孔洞(見圖3(f～h))。

圖3 GH141合金在不同溫度和時間下均勻化后的顯微組織Fig.3 Microstructure of the GH141 alloy after homogenization at different temperatures for different time(a) 1150 ℃×10 h; (b) 1170 ℃×10 h; (c) 1190 ℃×10 h; (d) 1210 ℃×24 h; (e) 1150 ℃×72 h; (f) 1170 ℃×48 h; (g) 1190 ℃×48 h; (h) 1210 ℃×48 h

圖4為GH141合金在不同溫度和時間下均勻化處理后的二次電子像。從圖4可以看出，GH141合金在不同溫度下均勻化后，隨著均勻化時間的延長，碳化物數(shù)量減少，原鑄態(tài)組織中聚集的大塊碳化物逐漸演變成分散的小顆粒碳化物。并且，碳化物的棱角逐漸圓滑，這種圓弧狀形貌顯然可減少應(yīng)力集中。但碳化物無法完全消除，在1210 ℃均勻化處理72 h后，組織中仍存在一定量的碳化物(見圖4(h))。同時可見在高溫長時間均勻化后組織產(chǎn)生的孔洞。利用能譜分析儀檢測孔洞內(nèi)析出相的成分，主要為含有Ti、Mo、Cr、Ni的碳化物，由此可知，孔洞應(yīng)是部分碳化物回溶導(dǎo)致。另外，當(dāng)均勻化處理溫度≥1190 ℃，時間≥48 h后，在孔洞內(nèi)殘留碳化物上還檢測出有氧存在，表明在高溫長時間均勻化處理后，碳化物周圍基體發(fā)生了氧化反應(yīng)。隨著碳化物回溶和氧化物脫落，導(dǎo)致高溫長時間均勻化處理后的試樣組織中產(chǎn)生了孔洞。

圖4 GH141合金在不同溫度和時間下均勻化后的SEM照片F(xiàn)ig.4 SEM images of the GH141 alloy after homogenization at different temperatures for different time(a) 1150 ℃×5 h; (b) 1170 ℃×24 h; (c) 1190 ℃×24 h; (d) 1210 ℃×24 h; (e) 1150 ℃×72 h; (f) 1170 ℃×72 h; (g) 1190 ℃×72 h; (h) 1210 ℃×72 h

圖5為GH141合金在不同溫度和時間下均勻化處理后的背散射電子像。從圖5可以看出，GH141合金在不同溫度下均勻化后，與原始鑄態(tài)組織一樣，組織中存在呈白色和灰色的兩種碳化物。根據(jù)文獻[2]可知，M23C6碳化物的相變溫度范圍為760～982 ℃，當(dāng)溫度大于982 ℃，M23C6碳化物逐漸回溶。M6C碳化物是富Mo的脆性相，在晶界析出會嚴(yán)重影響合金的熱加工塑性，溫度大于1150 ℃開始回溶[9, 13-14]。然而，MC碳化物的回溶溫度高，甚至超過合金的初熔點，而均勻化和鍛造開坯的溫度不可能超過合金的初熔溫度，所以均勻化處理不能完全消除MC碳化物，但能改善其尺寸和分布[15]。對均勻化處理后組織中兩種碳化物進行能譜分析，結(jié)果表明組織中呈白色的碳化物主要含Mo及少量Ni、Cr、Co，應(yīng)為M6C，呈灰色的碳化物主要含Ti和Mo，應(yīng)為MC。同時從圖5也可看出，在不同溫度下均勻化處理，當(dāng)保溫時間≤24 h時，組織中的M6C碳化物仍大量存在；在1150 ℃均勻化處理長達72 h時，組織中仍有M6C碳化物存在(見圖5(e))；在1170 ℃均勻化處理48 h后，大部分M6C碳化物已經(jīng)回溶，但局部晶界上還有少量殘留(見圖5(f))；在1190 ℃和1210 ℃均勻化處理48 h后，組織中M6C碳化物已經(jīng)全部回溶(見圖5(g, h))。

圖5 GH141合金在不同溫度和時間下均勻化后的BSE圖片F(xiàn)ig.5 BSE images of the GH141 alloy after homogenization at different temperatures for different time(a) 1150 ℃×10 h; (b) 1170 ℃×24 h; (c) 1190 ℃×24 h; (d) 1210 ℃×24 h; (e) 1150 ℃×72 h; (f) 1170 ℃×48 h; (g) 1190 ℃×48 h; (h) 1210 ℃×48 h

2.3 均勻化處理后的元素再分配規(guī)律

采用能譜分析儀測量均勻化處理后GH141合金中主要元素在相當(dāng)于原鑄態(tài)枝晶干和枝晶間的含量，并計算偏析系數(shù)K，如圖6所示。為減小誤差，采用多區(qū)域測量取平均值。結(jié)果表明，在不同均勻化溫度下，隨著均勻化時間的增加，正偏析元素Ti和Mo的偏析系數(shù)呈明顯下降趨勢，負(fù)偏析元素Al、Co、Cr的偏析系數(shù)則逐漸上升并趨近1。在1150 ℃和1170 ℃均勻化處理48 h后，各元素的偏析系數(shù)基本接近1；而在1190 ℃和1210 ℃均勻化處理24 h后，其偏析系數(shù)已接近1。同時可以看到，偏析系數(shù)在均勻化初期下降或上升較明顯，而在到達一定時間后逐漸接近1，表明合金的均勻化基本完成，元素偏析程度很小。

圖6 GH141合金在不同溫度和時間下均勻化后的偏析系數(shù)KFig.6 Segregation coefficient K of the GH141 alloy after homogenization at different temperatures for different time(a) 1150 ℃; (b) 1170 ℃; (c) 1190 ℃; (d) 1210 ℃

較多文獻[7-8, 16-19]提出在高溫合金均勻化過程中常用殘余偏析指數(shù)δ來表征均勻化過程中元素的偏析程度，如式(1)所示：

(1)

式中：Cmax和Cmin為均勻化處理后，組織中元素的最大與最小濃度；C0max和C0min為原鑄態(tài)組織中元素的最大與最小濃度；L為枝晶間距；t為均勻化時間；D為合金元素在基體中的擴散系數(shù)。但是，此方法無法確定合金達到均勻化時殘余偏析指數(shù)的具體值，只能事先認(rèn)定一個可接受的值[18]。理論上，當(dāng)殘余偏析指數(shù)δ=0時，元素分布達到完全均勻。但工程上一般認(rèn)為殘余偏析指數(shù)δ≤0.2時偏析消除，均勻化基本完成[7,18]。

圖7 GH141合金在不同溫度及時間下均勻化后各元素的殘余偏析指數(shù)δFig.7 Residual segregation index δ of the GH141 alloy after homogenization at different temperatures for different time(a) Ti; (b) Mo

由于GH141合金凝固組織中Ti、Mo元素的枝晶偏析最嚴(yán)重，所以根據(jù)能譜分析結(jié)果計算Ti、Mo元素殘余偏析指數(shù)δ，見圖7。在不同溫度下均勻化處理后，Ti、Mo元素的殘余偏析指數(shù)顯著降低，在1150 ℃均勻化處理24 h，其殘余偏析指數(shù)δ降低到0.2；均勻化溫度≥1170 ℃，時間≥10 h，殘余偏析指數(shù)δ已經(jīng)降低到0.2。而且，殘余偏析指數(shù)在均勻化初期顯著下降，在均勻化后期則基本保持穩(wěn)定。這是因為在均勻化處理初期，元素偏析比較嚴(yán)重，合金不同部位的濃度梯度較大，擴散比較容易，偏析的消除也比較快；而到了均勻化后期，元素偏析減輕，濃度梯度逐漸變小，擴散變得越來越困難，所以殘余偏析指數(shù)逐漸穩(wěn)定在一定數(shù)值，表明合金已完成均勻化。

3 結(jié)論

1) GH141合金鑄錠存在明顯枝晶組織，枝晶間主要析出相為MC和M6C+M23C6碳化物。Ti、Mo偏聚于枝晶間，Al、Co、Cr偏聚于枝晶干，并且Ti、Mo的偏析程度較大，Al、Co、Cr的偏析程度較小。

2) GH141合金經(jīng)1190 ℃×48 h均勻化處理后，合金的枝晶組織完全消除，M23C6、M6C碳化物完全回溶，MC碳化物部分回溶，但尺寸變小、棱角變鈍、呈彌散分布；Ti、Mo、Al、Co、Cr等元素的偏析系數(shù)基本接近1，嚴(yán)重偏析元素Ti、Mo的殘余偏析指數(shù)≤0.2，合金成分基本均勻，有利于鑄錠開坯熱變形。