王法, 江河,, 董建新

社會需求的不斷提升促進航空事業(yè)的迅速發(fā)展[1]。高性能航空發(fā)動機的推重比可達12~15，此時渦輪盤的最高工作溫度達800℃[2]。現(xiàn)有渦輪盤用鎳基變形高溫合金已難以滿足日益增長的需求，因此急需發(fā)展可在800℃服役的高性能鎳基變形高溫合金。

提高合金化程度是提升鎳基高溫合金承溫能力的主要途徑[3]。根據(jù)俄羅斯ЭК151合金的設(shè)計經(jīng)驗，我國正在研發(fā)GH4151鎳基變形高溫合金[2]。該合金中γ′相形成元素Al + Ti + Nb的含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)高達10%，γ'相含量在800℃熱力學(xué)平衡態(tài)下體積分?jǐn)?shù)為55%[4]。此外，難熔金屬元素Nb + Mo + W的含量高達10.9%，提供了較好的固溶強化效果[2,5]。因此，GH4151合金的服役溫度可達800℃，是高性能航空發(fā)動機渦輪盤的候選材料之一。然而高合金化也意味著該合金的組織演變行為更為復(fù)雜。

Li等[6]和Tan等[7]發(fā)現(xiàn)，鑄態(tài)GH4151合金的組織復(fù)雜，包括γ/γ′共晶、η相、Laves相等低熔點脆性相，并對凝固行為及均勻化制度進行了初步探究。高γ′相含量導(dǎo)致GH4151合金γ'相形態(tài)和分布同樣復(fù)雜[2]，包含分布在晶界的一次γ′相、晶內(nèi)的二次γ′相及三次γ′相。目前，GH4151合金的研究尚處于初期階段，主要集中在凝固偏析行為及均勻化制度優(yōu)化[6~9]、熱加工行為及變形機制[2,4,8]等方面，但針對GH4151合金自身的高度合金化特點與熱處理過程中組織演變行為之間的關(guān)聯(lián)性的系統(tǒng)研究，尚未見到報道。高溫?zé)崽幚砉に囍械臏囟燃袄鋮s速率，均會對組織產(chǎn)生重要影響。高合金化高溫合金的組織對熱處理條件非常敏感，工藝參數(shù)的波動易導(dǎo)致組織和性能差異。因此深入研究高度合金化特點-組織-熱處理條件之間的關(guān)聯(lián)性可為合金制備工藝提供理論指導(dǎo)。本工作主要研究高合金化GH4151鎳基變形高溫合金在熱處理過程中的組織演變行為，闡述高合金化合金的特點與組織演變之間的關(guān)系。

1 實驗方法

GH4151合金經(jīng)真空感應(yīng)加真空自耗熔煉制備，質(zhì)量為500 kg，其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：C 0.04，Cr 11.6，Co 15.1，W 2.7，Mo 4.6，Al 3.8，Nb 3.7，Ti 3.0，V 0.6，Ni余量。從鑄錠邊緣、1/2半徑、中心處取樣進行觀察，樣品尺寸為直徑10 mm、高15 mm。取1/2半徑位置樣品進行高溫淬火、高溫擴散和過固溶處理+不同冷卻速率冷卻實驗，具體實驗過程如下。

(1) 高溫淬火實驗：分別在1150、1160、1170、1180和1190℃保溫10 min后水冷，觀察組織演變特征。

(2) 高溫擴散實驗：分別進行1140℃、10 h；1140℃、20 h；1140℃、20 h + 1170℃、10 h；1140℃、20 h + 1170℃、10 h + 1200℃、20 h熱處理后水冷，觀察組織演變特征。

(3) 過固溶處理+不同冷卻速率冷卻實驗：選取高溫擴散實驗1140℃、20 h + 1170℃、10 h + 1200℃、20 h條件下得到的過固溶態(tài)樣品，分別以水冷(WQ，7888℃/min)、油冷(OQ，2663℃/min)、空冷(AC，220℃/min)、爐冷(FC，15℃/min)、緩冷(SC，10℃/min)、極緩冷(SSC，1℃/min)的冷卻速率冷卻到室溫，其中WQ、OQ和AC的冷卻速率基于Newton冷卻定律計算得到[10]，F(xiàn)C、SC和SSC的冷卻速率通過設(shè)置加熱爐降溫速率控制。將均勻化后的GH4720Li及GH4738合金，在1200℃、2 h固溶處理后以SC速率冷卻到室溫進行組織對比分析。

金相試樣采用0.5 g CuCl2 + 10 mL HCl + 10 mL C2H5OH溶液進行侵蝕，利用DMR光學(xué)顯微鏡(OM)觀察枝晶形貌。通過150 mL H3PO4 + 10 mL H2SO4 + 15 g CrO3溶液進行電解侵蝕，利用附帶INCA X-ACT能譜(EDS)的Supra 55場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察和分析微觀組織及元素分布。采用JMatPro熱力學(xué)計算軟件及該軟件內(nèi)置的Nickel Based Superalloy數(shù)據(jù)庫計算GH4151合金的熱力學(xué)平衡態(tài)、凝固行為及具有不同γ'相形成元素含量的典型鎳基高溫合金中γ'相析出行為，包括GH4151、GH4720Li、FGH4096、GH4738、GH4282等合金。利用Photoshop軟件計算γ'相的尺寸。

2 實驗結(jié)果

2.1 鑄態(tài)合金的析出相

基于JMatPro的Sheil-Gulliver模型可計算GH4151合金的凝固行為。圖1a是合金凝固過程元素分配情況。隨著固相含量的增加，Nb、Mo、Ti、V在殘余液相中的含量呈上升趨勢，殘余液相最終凝固為枝晶間組織，即Nb、Mo、Ti、V偏聚于枝晶間，同理Co、Cr、W、Al偏聚于枝晶干。偏析系數(shù)(k)可對合金中的元素偏析程度進行定量描述，k為枝晶間元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)與枝晶干元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)的比值。計算可得Nb、Mo、Ti和W的偏析系數(shù)依次為5.41、2.21、1.55和0.18，其中Nb、Mo和W屬于難熔元素，Nb、Ti屬于γ'相形成元素。熱力學(xué)計算結(jié)果表明GH4151合金偏析嚴(yán)重。圖1b為GH4151合金的凝固路徑，可得到物相的析出順序如下：γ基體(1325℃)，MC碳化物(1295℃)，γ'相(1175℃)，η相(1160℃)，σ相(1135℃)和Laves相(1095℃)。熱力學(xué)計算結(jié)果表明GH4151合金的鑄態(tài)組織比較復(fù)雜。

圖1

圖1   GH4151合金凝固過程的元素分布及凝固路徑的熱力學(xué)計算結(jié)果

Fig.1   Thermodynamic calculation results of element distribution behavior during solidification (a) and solidification process (b) of GH4151 superalloy

GH4151合金鑄態(tài)組織OM像如圖2a所示，呈現(xiàn)明顯的枝晶形貌。通過EDS分析各元素成分，計算得到元素Nb、Mo、Ti和W的k分別為2.29、1.29、1.57和0.55，各元素偏析較為嚴(yán)重，符合圖1a中的元素偏析特征。從GH4151合金鑄態(tài)組織的SEM像可以看出，枝晶干的γ'相呈細(xì)小顆粒狀，而枝晶間的γ'相呈大尺寸不規(guī)則形狀，如圖2b及c所示。圖2d~f表明枝晶間還存在復(fù)雜的析出相，其成分如表1所示。結(jié)合文獻[8]及EDS分析可得，圓潤顆粒狀A(yù)相為Laves相，板條狀B相為η相，葵花狀C相為γ/γ'共晶相，尖銳棱角顆粒狀D相為MC碳化物。合金鑄態(tài)組織呈現(xiàn)出復(fù)雜的相分布特征，枝晶間的Laves相、γ/γ'共晶相和η相作為有害脆性低熔點相會惡化熱加工塑性[8,11,12]，因此需通過高溫均勻化處理予以消除。

圖2

圖2   GH4151合金鑄態(tài)組織的OM像及SEM像

Fig.2   OM image of dendritic morphology (a), SEM image of γ′ phase at dendritic region (b), SEM images of precipitations at interdendritic region (c-f) in as-cast GH4151 superalloy

表1   鑄態(tài)GH4151合金枝晶間各析出相的化學(xué)成分 (atomic fraction / %)

Table 1  Chemical compositions of precipitations at interdendritic region in Figs.2d-f of as-cast GH4151 superalloy

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2.2 析出相的演變

實際生產(chǎn)中常通過高溫擴散熱處理消除合金鑄態(tài)組織中的低熔點相。GH4151合金由于合金化程度高，含有較多的低熔點相，熱處理制度選擇不當(dāng)時，合金容易發(fā)生初熔，從而惡化其熱加工性能。因此研究GH4151合金的析出相演變行為尤為必要。

圖3為鑄態(tài)GH4151合金在不同溫度下保溫10 min后水冷顯微組織的SEM像。在1150℃保溫時，能明顯觀察到Laves相及γ/γ'共晶相的邊緣變得圓潤，表明其發(fā)生一定程度的回溶且未發(fā)生明顯初熔，如圖3a和b所示。在1160℃保溫時，Laves相與γ/γ′共晶相均發(fā)生明顯初熔，其中γ/γ'共晶相由葵花狀變成絮狀，內(nèi)部出現(xiàn)細(xì)小的孔洞，如圖3c和d所示，因此，Laves相和γ/γ'共晶相的初熔溫度在1150~1160℃之間。在1170和1180℃保溫時，Laves相發(fā)生明顯初熔，但η相仍保持完整，如圖3e和f所示。在1190℃保溫，η相由原始的板條狀變成細(xì)密的交叉狀，如圖3g所示，表明η相發(fā)生初熔，因此η相的初熔溫度在1180~1190℃范圍內(nèi)。綜上可知，鑄態(tài)GH4151合金熱處理的關(guān)鍵溫度區(qū)間是Laves相、γ/γ'共晶相和η相的初熔溫度范圍。

圖3

圖3   GH4151合金不同溫度保溫10 min后水冷組織形貌的SEM像

Fig.3   SEM images of GH4151 superalloy after heat treated at 1150oC (a, b), 1160oC (c, d), 1170oC (e), 1180oC (f), and 1190oC (g) for 10 min and then water quenching

為避免保溫過程中爐溫波動引起低熔點相的初熔，選擇關(guān)鍵溫度區(qū)間以下10℃作為回溶的溫度。本工作中對于Laves相與γ/γ'共晶相、η相，保溫溫度分別為1140和1170℃。圖4a和b為GH4151合金1140℃保溫不同時間后的微觀組織的SEM像。Laves相與γ/γ'共晶相在保溫10 h后仍有少量殘余，在保溫20 h后基本回溶，但此時仍存在較為明顯的η相。在1170℃保溫10 h后，η相基本回溶，如圖4c所示。枝晶間和枝晶干位置的γ'相均呈規(guī)則的球形，且分布致密均勻，表明初始γ′相已基本回溶并在冷卻過程中重新析出，但是由于合金中元素偏聚的存在，冷卻后枝晶間γ'相尺寸較大。因此需要進一步高溫?zé)崽幚硪允乖胤植季鶆颉⒖嘉墨I[6]的熱處理條件，選擇在1200℃保溫20 h。此時γ'相整體分布均勻，且合金中無明顯的初熔孔洞，如圖4d所示。在上述熱處理中，如果前期熱處理溫度高于關(guān)鍵溫度區(qū)間，便會誘導(dǎo)低熔點相發(fā)生初熔，初熔孔洞會遺傳到后續(xù)的熱處理過程中。低熔點相未發(fā)生初熔且回溶完全后，基體中主要析出相為γ'相與MC碳化物，適當(dāng)升高熱處理溫度并不會導(dǎo)致相發(fā)生熔化。綜上所述，優(yōu)化鑄態(tài)組織、獲得均勻且無初熔孔洞熱處理合金的關(guān)鍵在于前期熱處理溫度需低于關(guān)鍵溫度區(qū)間，即Laves相、γ/γ'共晶相和η相的初熔溫度。

圖4

圖4   基于關(guān)鍵溫度區(qū)間確立的熱處理條件下GH4151合金顯微組織的SEM像

Fig.4   SEM images of GH4151 superalloy after heat treatment at 1140oC, 10 h (a), 1140oC, 20 h (b), 1140oC, 20 h + 1170oC, 10 h (c), 1140oC, 20 h + 1170oC, 10 h + 1200oC, 20 h (d) based on the key temperature ranges (Insets show the locally enlarged views)

2.3 γ' 相演變行為

GH4151合金中，高含量的γ'相形成元素導(dǎo)致γ'相的析出溫度、析出含量等均發(fā)生變化。選取γ'相形成元素含量不同的幾種典型合金GH4151 (Al + Ti + Nb含量為10.5%)、GH4720Li (Al + Ti含量為7.47%)[13]、FGH4096 (Al + Ti + Nb含量為6.7%)[14]、GH4738 (Al + Ti + Nb含量為4.61%)[15]和GH4282 (Al + Ti + Nb含量為3.67%)[16]進行對比。基于JMatPro軟件計算上述合金中γ'相在熱力學(xué)平衡態(tài)下的析出行為。圖5a為平衡態(tài)下不同合金中γ'相含量與溫度的關(guān)系。可以看出，隨著γ'相形成元素含量的增加，γ'相析出溫度提高，γ'相含量也隨之增加，其中GH4151合金中γ'相含量與析出溫度最高。此外，不同合金析出同樣含量的γ'相所需的溫差(ΔT)并不相同，如圖5b所示，具有更高γ'相形成元素含量的GH4151合金析出相同含量γ'相所需的溫差最小，例如GH4151合金在50℃的溫差下便可析出20%的γ'相，而具有低γ'相形成元素含量的GH4282合金則需要約350℃的溫差。

圖5

圖5   基于JMatPro熱力學(xué)軟件計算得到不同合金的γ'相析出行為

Fig.5   Mass fraction of γ' phase of different alloys (a) and the relationship between ΔT and γ' phase content (ΔT—difference between current temperature and γ' phase precipitation temperature) (b) based on calculation by using JMatPro software

圖6為GH4151合金經(jīng)1140℃、20 h + 1170℃、10 h + 1200℃、20 h完全均勻化處理后以不同冷卻速率冷卻至室溫的γ'相形貌的SEM像。可見，即便在水冷的急冷條件下，仍無法抑制γ'相的析出，如圖6a所示；隨著冷卻速率的降低，γ'相的尺寸逐漸增大，如圖6b所示；在空冷冷卻速率下，γ'相已明顯呈現(xiàn)方形形貌，如圖6c所示；在爐冷冷卻速率下，γ'相的方形特征更為明顯，如圖6d所示。整體而言，在水冷~爐冷(7888~15℃/min)的冷卻速率范圍內(nèi)，γ'相的尺寸逐漸增大，形貌由球形逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榉叫巍?

圖6

圖6   過固溶態(tài)GH4151合金在不同冷卻速率下γ'相形貌的SEM像(冷卻速率≥爐冷)

Fig.6   SEM images of γ′ phase in GH4151 superalloy after heat treatment at 1140oC, 20 h + 1170oC, 10 h + 1200oC, 20 h and then water quenching (cooling rate v = 7888oC/min) (a), oil quenching (v = 2663oC/min) (b), air cooling (v = 220oC/min) (c), and furnace cooling (v = 15oC/min) (d) when the cooling rate ≥ furnace cooling

當(dāng)冷卻速率進一步降到10℃/min，γ'相不再規(guī)則長大，部分γ′相呈現(xiàn)不規(guī)則的樹枝狀形貌，如圖7a和b的橢圓形區(qū)域所示。當(dāng)冷卻速率進一步降到1℃/min后，部分γ'相呈現(xiàn)樹枝狀特征更為明顯的大γ'相顆粒，如圖7c和d中橢圓形區(qū)域所示。從圖7可以看出，隨著冷卻速率的不斷降低，γ′相尺寸與形貌均發(fā)生明顯的變化。基于以上結(jié)果可知，當(dāng)冷卻速率大于15℃/min時，冷卻速率主要影響γ′相的尺寸，而當(dāng)冷卻速率小于15℃/min時，冷卻速率主要影響γ′相的形貌。

圖7

圖7   過固溶態(tài)GH4151合金在不同冷卻速率下γ′相形貌的SEM像(冷卻速率<爐冷)

Fig.7   Low (a, c) and high (b, d) magnified SEM images of γ' phase in GH4151 superalloy after heat treatment at 1140oC, 20 h + 1170oC, 10 h + 1200oC, 20 h and then slow cooling (v = 10oC/min) (a, b), super slow cooling (v = 1oC/min) (c, d) when the cooling rate < furnace cooling (Oval regions show the γ' phases with irregular morphologies)

冷卻速率大于爐冷時，GH4151合金中的γ′相尺寸隨冷卻速率變化較為明顯。圖8為不同合金的冷卻速率與γ'相平均尺寸的關(guān)系。GH4151合金的冷卻速率與γ'相直徑的擬合關(guān)系為lgd = -0.35lgv + 3.06 (d為γ'相直徑，v為冷卻速率)，雙對數(shù)坐標(biāo)下能夠較好地滿足線性關(guān)系。該擬合公式是基于普適意義的動力學(xué)推導(dǎo)而來，適用于高溫合金中γ'相的長大行為[17,18]。對比其他γ'相形成元素含量更低的合金，如Udimet 720Li (對應(yīng)國內(nèi)牌號GH4720Li，Al + Ti含量為7.49%)[17]、FGH4096 (Al + Ti + Nb含量為6.62%)[19]和Haynes 282 (Al + Ti + Nb含量為3.71%)[20]，可以明顯看出，隨著γ'相形成元素含量的增加，在GH4151合金中γ'相規(guī)則生長的冷卻速率范圍內(nèi)(7888~15℃/min)，GH4151合金的γ'相含量更高，在相同冷卻速率下更易長大。

圖8

圖8   不同合金γ'相平均尺寸與冷卻速率的關(guān)系

Fig.8   Relationship between the average size of γ' phase (d) and v

冷卻速率慢于爐冷可誘發(fā)γ'相不規(guī)則生長。本工作定義不規(guī)則因子ξ (irregularity coefficient)來表征不規(guī)則程度。ξ的定義式如下式所示：

式中，L為沉淀相的周長；L0為周長為L的二維區(qū)域等效成同等面積的圓形區(qū)域時，所對應(yīng)的圓形區(qū)域周長。ξ越大表明沉淀相的形狀越不規(guī)則。ξ與γ'相形成元素的含量存在關(guān)聯(lián)。為對比不同合金的γ'相不規(guī)則程度，以GH4738、AD730[21]、GH4720Li和GH4151合金為例進行分析。圖9為上述合金在過固溶態(tài)以10℃/min冷卻速率冷卻后的SEM像與ξ值。GH4738合金呈現(xiàn)較為規(guī)則的細(xì)小γ'相，AD730合金的γ'相發(fā)生輕微的不規(guī)則生長，GH4720Li和GH4151合金中γ'相均發(fā)生了不同程度的不規(guī)則生長，且GH4151合金中大尺寸γ'相的不規(guī)則程度更高。對比上述4種合金的ξ值可以看出，γ'相的不規(guī)則程度隨著γ'相形成元素含量的增加而增大，與其他合金相比，GH4151合金γ'相形貌具有較高的冷卻速率敏感性。

圖9

圖9   過固溶態(tài)的不同高溫合金以10℃/min冷卻后的SEM像和不規(guī)則因子(ξ)

Fig.9   SEM images and irregularity coefficients (ξ) of different superalloys after cooling at 10oC/min from the super-solvus state

3 分析與討論

GH4151合金中含有大量的難熔金屬元素，會誘導(dǎo)Laves相的形成[22,23]。凝固期間枝晶間γ'相形成元素Nb、Ti等的大量富集又會促進η相和γ/γ'共晶相的析出[8]，因此高合金化導(dǎo)致合金的鑄態(tài)組織復(fù)雜，進而導(dǎo)致熱處理期間存在多個初熔溫度區(qū)間。均勻化熱處理過程中需避開該溫度區(qū)間以避免初熔發(fā)生，因此對鑄態(tài)GH4151合金設(shè)計均勻化工藝時，需考慮三段式的熱處理工藝，分別為回溶Laves相+ γ/γ'共晶相、回溶η相和降低元素偏析。其中關(guān)鍵步驟為回溶低熔點相Laves相+ γ/γ'共晶相和回溶η相。

GH4151合金元素較多且含量高，元素含量的波動會導(dǎo)致低熔點相的初熔溫度變化。由于Ti、Nb、Mo和W在凝固期間的偏聚較為嚴(yán)重，并且枝晶間析出相的形成與偏析元素關(guān)系密切，因此本工作主要對上述4種偏析元素進行了探討。圖10為Ti、Nb、Mo和W含量對低熔點相初熔溫度的影響。Ti含量較低時，η相的初熔溫度明顯降低，容易導(dǎo)致η相發(fā)生初熔。Ti含量降低導(dǎo)致Laves相的初熔溫度升高，因此對Laves相的初熔影響較小，如圖10a所示。Nb含量降低，η相的初熔溫度可高于γ'相的析出溫度，這可能導(dǎo)致γ'相完全回溶后，仍殘余η相，如圖10b所示，此時Laves相的初熔溫度也降低。提高Nb含量會導(dǎo)致η相的初熔溫度降低，這是由于Nb含量增加導(dǎo)致γ'相回溶溫度升高。γ'相在高溫下析出時，會吸收基體的Ti元素，導(dǎo)致η相形成的Ti元素含量降低。Ti元素偏析在枝晶間，因此需要通過降低溫度促進枝晶的生長，來提升殘余液相中Ti元素的偏析程度，從而促進η相的形成，因此提升Nb元素含量會對降低η相的初熔溫度起到一定的促進作用。Nb含量增加，可提升Laves相的初熔溫度。Mo含量的增加，也會導(dǎo)致Laves相和η相的初熔點降低，如圖10c所示。W含量對析出相的影響不明顯，如圖10d所示。綜上，GH4151合金中Nb、Ti元素含量對低熔點相的初熔溫度影響較大，Mo含量的影響相對較小，W含量的影響不明顯。降低Ti含量，提高Nb、Mo含量可降低η相的初熔溫度；提高Ti、Mo含量，降低Nb含量可降低Laves相的初熔溫度。

圖10

圖10   偏析元素Ti、Nb、Mo和W含量對低熔點相初熔溫度的影響

Fig.10   Influences of the contents of Ti (a), Nb (b), Mo (c), and W (d) on the incipient melting temperature of the low-melting phases

GH4151合金含有高含量的γ'相形成元素，這導(dǎo)致γ'相析出溫度上升[24]。高溫下析出γ'相時元素可以快速擴散，在更小的溫差內(nèi)析出大量的γ'相，并且有較長的時間使γ′相生長，導(dǎo)致GH4151合金可以在冷卻過程中析出尺寸更大的γ'相。γ'相的長大會誘發(fā)不規(guī)則生長。γ'相發(fā)生不規(guī)則生長的前提是其尺寸d達到穩(wěn)定尺寸臨界值。如果d大于該值，γ'相將會發(fā)生不規(guī)則生長。穩(wěn)定尺寸臨界值可通過如下公式描述[25,26]：

式中，dcr為穩(wěn)定臨界尺寸，K為沉淀相相關(guān)的材料常數(shù)，T為溫度，S為T溫度下的過飽和度[26]。γ'相形成元素含量高的合金完全固溶后冷卻到同一溫度，γ'相形成元素過飽和度也會更高。γ'相形成元素含量與S呈現(xiàn)正相關(guān)的關(guān)系，因此相同溫度下，dcr與γ'相形成元素含量存在一定的反比例關(guān)系，即γ'相形成元素含量增加后，dcr降低。在2者綜合作用下，提高γ'相形成元素含量易導(dǎo)致γ'相不規(guī)則生長。根據(jù)前文可知，高合金化的GH4151合金在冷卻過程中析出尺寸更大的γ'相，且γ'相形狀不規(guī)則程度提升，相比其他合金呈現(xiàn)出冷卻速率敏感性的特征。這與其他高含量γ'相合金的報道相同[27]。γ'相冷卻速率敏感性-合金化程度-冷卻速率關(guān)聯(lián)性的示意圖如圖11所示。隨著γ'相形成元素含量的增加，γ'相發(fā)生不規(guī)則生長的臨界穩(wěn)定尺寸減小，相同冷卻速率下γ'相尺寸越大，其越容易發(fā)生不規(guī)則生長。冷卻速率15℃/min是GH4151合金γ'相不規(guī)則生長的閾值：冷卻速率低于該閾值將會發(fā)生γ′相不規(guī)則生長的行為。粗大不規(guī)則形貌的γ'相會損害合金的熱塑性和應(yīng)力斷裂性能[28]。大錠型GH4151合金的中心及邊緣區(qū)域的冷卻速率不均勻，容易導(dǎo)致γ'相的形態(tài)分布不均勻。因此過固溶態(tài)GH4151合金冷卻時需控制冷卻速率在15℃/min以上，以避免γ'相不規(guī)則生長。

圖11

圖11   γ'相冷卻速率敏感性-合金化程度-冷卻速率關(guān)聯(lián)性示意圖

Fig.11   Schematic of relationship between cooling rate sensibility of γ' phase, degree of alloying, and cooling rate (dcr—critical diameter of γ' phase growing irregularly; dssc, dsc, and dfc are the diameters of γ' phase under super slow cooling, slow cooling, and fast cooling, respectively)

4 結(jié)論

(1) 高合金化導(dǎo)致鑄態(tài)GH4151合金偏析嚴(yán)重，相組成復(fù)雜，主要包括Laves相、γ/γ'共晶、η相、MC碳化物以及不均勻分布的γ'相等。低熔點相初熔的順序為Laves相+ γ/γ'共晶、η相。熱處理前期需要避開上述低熔點相的初熔溫度區(qū)間。

(2) 鑄態(tài)GH4151合金中偏析元素Nb、Ti含量對低熔點相初熔溫度的影響較大，Mo含量的影響相對較低，W含量的影響不明顯。降低Ti含量，提高Nb和Mo含量可降低η相的初熔溫度，提高Ti、Mo含量，降低Nb含量可降低Laves相的初熔溫度。

(3) GH4151合金中γ'相的析出溫度更高，臨界穩(wěn)定尺寸更小。冷卻速率15℃/min是γ'相不規(guī)則生長的臨界值。相比于具有低含量γ'相形成元素的其他合金，冷卻速率高于15℃/min時，GH4151合金的γ'相尺寸更大，冷卻速率與γ'相直徑在雙對數(shù)坐標(biāo)系下呈線性關(guān)系；冷卻速率低于15℃/min時GH4151合金的γ'相不規(guī)則程度有所提升。