杜金輝,1,2,畢中南1,2,曲敬龍2

20世紀50年代，國際鎳公司的Eiselstein等計劃為超臨界蒸汽發電廠主蒸汽管道開發新型合金[1]，但是由于613℃、34.5 MPa的服役條件超越了當時新研材料的可承受能力而選擇了降低設計指標。Eiselstein在這個“不成功”項目的基礎上，經過進一步研究最終開發了現在全球用量最大的2個鎳基合金：Inconel 625和Inconel 718。當Inconel 718合金中含有4%~6% (質量分數，下同)的Nb元素時，該合金在677~732℃時效后強度可顯著提升，這有別于Al和Ti元素強化的A286和Waspaloy等合金，進而在航空發動機領域獲得廣泛應用。國際鎳公司將Inconel 718合金專利授權給大量的鎳基合金生產商使用，在多家實驗室的優化和應用驗證下，該合金在多個領域獲得了廣泛使用，成為全球用量最大、用途最廣、產品種類與規格最齊全的高溫合金，其產量占變形高溫合金總產量的一半[2,3]。

GH4169合金(仿美Inconel 718合金)組織主要包括γ、γ″(Ni3Nb，D022)、γ'(Ni3(Al, Ti, Nb)，L12)、δ(Ni3Nb，D0a)和碳化物。通過成分、組織和工藝的搭配能夠獲得不同的性能，滿足不同的應用環境。我國從1968年開始研制GH4169合金，早期主要用于航天和能源領域。從1984年開始研制航空發動機用GH4169合金渦輪盤，冶煉工藝為雙聯冶煉(真空感應熔煉(vacuum induction melting，VIM) +真空電弧重熔(vacuum arc remelting，VAR))和倒三聯冶煉(VIM + VAR +電渣重熔(electroslag remelting，ESR))。隨著我國航空發動機對GH4169合金部件服役壽命和全壽命周期成本要求的不斷提高，2012年開始致力于三聯冶煉(VIM + ESR + VAR) GH4169合金的研制。通過多年攻關，GH4169合金的化學成分不斷優化，成分等級從普通提升到優質，再到高純；合金性能不斷提升，強度譜系不斷完善，可以滿足900~1700 MPa力學環境應用要求；合金制備技術不斷改進，冶煉技術從雙聯冶煉提升到三聯冶煉，開坯技術從單向拔長提升到鐓拔+徑鍛聯合開坯。GH4169合金品質的持續提升，滿足了我國高端裝備不斷升級換代的需求。

以三聯冶煉技術突破為牽引，我國對GH4169合金的均勻化、開坯、鍛造和熱處理等工藝進行了系統優化，對產業鏈的生產裝備進行了大規模改進，完善了質量控制體系。本文綜述了我國三聯冶煉GH4169合金自2012年以來在基礎研究、工藝技術、質量控制和應用研究等方面取得的進展，并對未來發展做了展望。

1 GH4169合金的化學成分

針對不同領域和性能的需求，國家標準GB/T 40303—2021《GH4169合金棒材通用技術條件》將GH4169合金分為普通級、優質級和高純級3個等級(表1)。高純級GH4169合金是指采用三聯冶煉工藝制備的高純凈度的GH4169合金，在優質級GH4169合金化學成分基礎上進一步縮窄了C、Cr、Nb、Mo、Al、Fe、P、S和O等元素的控制范圍。P含量的適量增加可降低GH4169合金的穩態蠕變速率。為提高疲勞性能，GH4169合金的晶粒逐漸細化，但是晶粒細化降低了高溫蠕變性能。因此，將P元素的含量從30 × 10-6提高到110 × 10-6，使細晶態GH4169合金在具有高強韌和高疲勞性能的同時，兼具優異的高溫蠕變性能。與此同時，高純級GH4169合金的Nb元素典型含量也從5.2%提高到5.4%，以進一步提高強度。P元素和Nb元素含量同時提高使GH4169合金的高溫蠕變性能提高了2~3倍[2,3]。

表1GH4169合金主要化學成分 (mass fraction / %)

Table 1Chemical compositions of GH4169 alloy

新窗口打開|下載CSV

為了提高高溫合金部件的可靠性和使用性能，對GH4169合金純凈度的要求不斷提高，冶煉工藝由兩聯工藝升級為三聯工藝。如圖1所示，隨著冶煉工藝的不斷進步，GH4169合金的O和S等有害元素含量呈下降趨勢。高純級GH4169合金標準中O元素含量要求低于25 × 10-6，實測結果為(3~5) × 10-6。電渣重熔在脫硫方面效果顯著，普通級、優質級和高純級GH4169合金的標準S元素含量上限分別為80 × 10-6、20 × 10-6和10 × 10-6，三聯工藝冶煉的高純級GH4169合金S元素含量實測結果為(3~5) × 10-6。

圖1

圖1GH4169合金中S和O元素含量的演變過程

Fig.1Evolution processes of sulfur and oxygen element contents of GH4169 alloy

2 GH4169合金的三聯冶煉技術

2.1三聯冶煉技術簡介

2.1.1 VIM冶煉技術

VIM是將裝有爐料的坩堝置于真空室內，坩堝壁上的感應線圈在交流電作用下產生交變磁場，交變磁場激發的感應電流在物料內流動產生熱量，熱量把物料進行熔化精煉。其工作原理是電磁感應加熱原理[4]。VIM可分為裝料、熔化、精煉和澆注等幾個階段[5]。裝料就是將物料按照原材料的熔點、比重、元素的活潑程度和揮發性程度裝入坩堝的不同部位，裝料過程要求下緊上松，防止爐料發生“架橋”現象；熔化期的主要任務是熔化爐料；精煉期的主要任務是提高液態金屬的純凈度；澆注是將合金液倒入流槽，然后經過流槽進入錠模進行凝固。

澆注過程對鑄錠的純凈度和質量有較大影響。流槽是位于澆注室內用于澆注的過渡裝置，經過流槽中的擋渣板可將氧化渣上浮，合金液從流槽的出水口流出，再由引流嘴將合金液澆注到模鑄室中的鋼錠模中。流槽具有穩定注流、改善合金液的流動形態、促進合金液中的夾雜物上浮與分離等作用[6,7]。根據流槽優化準則[8,9]，結合合金液在流槽中的流動軌跡及停留時間的模擬計算結果，優化流槽的內部結構，增強流槽去除合金液中夾雜物的能力。通過圖2的數值模擬可以看出，流體流向因擋墻擋壩發生明顯的變化，在經過每一組擋墻擋壩時都會產生折返流，隨后流體向上流動。擋墻擋壩延長了流體在流槽內的停留時間，流體以低速率將夾雜物帶到自由液面，促使夾雜物在自由液面聚集長大，提高夾雜物的去除率。利用數值模擬可以觀察VIM澆注錠模內不同時刻溫度場變化情況、不同時刻凝固場變化情況和鑄錠凝固后縮孔缺陷分布情況。圖3為合金液在錠模內的溫度及應力變化。當金屬液在重力作用下落入錠模內時，將在錠模的激冷作用下開始降溫，隨著澆注過程逐漸推進，金屬液上方的高溫層厚度基本恒定。

圖2

圖2合金液在流槽內運動模擬的速度云圖和流場跡線圖

(a) flow velocity (b) flow field traces

Fig.2Simulation results of alloy liquid movement in the flow channel

圖3

圖3真空感應熔煉(VIM)澆注過程中不同時刻錠模內的溫度分布模擬結果及弦向應力和軸向應力模擬結果

Fig.3Simulation results of temperature distribution (Tliquidus—liquidus temperature, 1373.3oC;Tsolidus—solidus temperature, 1276.7oC.t1-t8indicate different time) (a) and tangential stress (b) and axial stress (c) in ingot mold at different time during vacuum induction melting (VIM) pouring

2.1.2 ESR冶煉技術

ESR以電流通過熔渣產生的電阻熱為熱源，集電極熔化、鋼液逐滴精煉、順序凝固成型為一體，進一步提純金屬、改善鑄錠質量[10,11]。在GH4169合金三聯冶煉過程中，ESR一方面可以降低合金中S含量、減少大尺寸夾雜物數量、降低夾雜物平均尺寸，提高合金的純凈度；另一方面可以為VAR過程提供一個致密電極，降低出現冶金缺陷的概率。渣系在ESR過程中形成熔渣，熔渣的堿度、電導率和黏度等特性直接關系到高溫合金的冶煉質量和鑄錠的表面質量。熔渣具有較高的堿度有利于合金脫硫，Mills和Fox[12]給出了修正的熔渣光學堿度公式和相關成分的光學堿度。降低熔渣的電導率可以有效降低電耗，Sun和Guo[13]給出了熔渣電導率與渣系組成和溫度的關系式。熔渣的黏度是熔渣流動性的直觀體現，黏度越高則熔渣流動性越差。降低熔渣黏度，一方面可以提高熔渣流動性，從而加快爐內的熱傳遞，穩定爐渣物理化學性質，保持其在爐內的一致性和穩定性；另一方面可以加快渣/金界面的傳質速率，從而加快渣/金反應，有利于吸附夾雜物。降低熔渣中不穩定氧化物及變價氧化物的含量，可以防止Al、Ti等易氧化元素的過度燒損。減小熔渣的高溫透氣性可以防止金屬熔池吸入大氣。

變形高溫合金ESR過程常用渣系以CaF2為基礎，配入適當的A12O3、CaO、MgO、TiO2等氧化物。CaF2能降低熔渣的熔點、黏度和表面張力，但易造成環境污染；CaO能增大熔渣的堿度以提高脫硫效率，并降低熔渣的電導率以減小電耗，但其強吸水性易向合金中帶入氫和氧；A12O3會降低熔渣的電導率以減少電耗，但提高熔渣的熔點和黏度，會降低脫硫效果；MgO能防止渣池吸氧及熔渣中變價氧化物向金屬熔池傳遞供氧，但提高了熔渣黏度；TiO2能降低高溫合金中Ti的燒損，但TiO2中含有變價氧化物，會向金屬熔池傳遞供氧?？紤]環境及使用的便利性，國內冶煉GH4169合金時在傳統渣系瓦克渣2059 (表2中Domestic)的基礎上進行了優化，得到更適用于GH4169合金三聯冶煉的渣系。美國冶煉Inconel 718合金時選用渣系為CaF2-CaO-Al2O3三元渣系，主要考慮了CaF2能降低熔渣的熔點、增加流動性、提高鑄錠表面質量的優點，但在CaF2對環境的污染方面考慮不足。GH4169合金渣系成分如表2所示。

表2GH4169合金渣系成分表 (mass fraction / %)

Table 2Compositions of GH4169 alloy slag

新窗口打開|下載CSV

ESR鑄錠內部的夾雜物數量由邊緣向中心逐漸遞減。ESR作為三聯冶煉的中間環節，熔煉完成后需要對鑄錠表面進行車削處理，減少進入到VAR過程的夾雜物數量，但是車削量過大又導致材料的損耗。因此，ESR鑄錠的車削量需要綜合考慮材料損耗和夾雜物去除率的平衡。圖4為ESR鑄錠邊緣各部位夾雜物的分布趨勢。夾雜物的數量在距離鑄錠邊緣的距離超過18 mm后趨于平穩，因此將GH4169合金ESR鑄錠表面車削量定為18~24 mm可有效降低鑄錠表面夾雜物含量，改善電極純凈度。

圖4

圖4GH4169合金電渣重熔(ESR)鑄錠邊緣部位不同類型夾雜物的數量密度

Fig.4Quantity densities of different types of inclusions on the edge of electroslag remelting (ESR) ingot of GH4169 alloy

2.1.3 VAR冶煉技術

VAR是在高真空條件下，利用低壓直流電弧作為熱源將電極逐漸熔化成液滴后滴入銅結晶器內，使其形成金屬熔池，金屬熔池中的金屬液體受結晶器的冷卻作用逐漸凝固，最終形成以樹枝狀組織為主的鑄錠[14~16]。VAR關鍵參數的合理匹配可獲得低偏析、高純凈、組織致密及力學性能較優的合金鑄錠[17~22]。VAR過程中主要有熔速、弧長和鑄錠冷卻速率3個關鍵參數?；￠L主要控制熔滴尺寸和分布，為了抑制白斑的形成，高溫合金主流冶煉方式為短弧熔煉。鑄錠主要通過水冷加氦冷控制冷卻速率，其中氦冷是指在鑄錠與錠模中間充He氣來冷卻鑄錠。鑄錠的偏析情況可通過局部凝固時間來反應，局部凝固時間是指鑄錠某一局部位置從開始凝固到凝固終止所需要的時間。局部凝固時間越短，鑄錠的枝晶間距越小，鑄錠偏析越輕。在鑄錠冷卻條件一定時，熔速是影響VAR過程最重要的參數，直接影響局部凝固時間、熔池深度和枝晶長度。數值模擬和工業鑄錠解剖分析是優化VAR熔速最高效的方式。VAR過程數值模擬及3 t級工業VAR鑄錠低倍組織形貌分別如圖5a和b所示。VAR過程的數值模擬結果與實際鑄錠解剖分析基本一致，可以有效指導工業生產。

圖5

圖5三聯冶煉GH4169合金真空電弧重熔(VAR)鑄錠低倍組織的數值模擬結果和實際解剖結果

Fig.5Macrostructures of vacuum arc remelting (VAR) ingot of GH4169 alloy produced by triple melt

(a) numerical simulation result

(b) actual anatomical result

2.2 GH4169合金鑄錠的冶金質量

GH4169合金黑斑缺陷是指溶質元素的正偏析導致碳化物、碳氮化物、Laves相、μ相、Ni3Nb相或其他金屬間化合物聚集，并在腐蝕面上呈現暗色區域。工業界普遍認為黑斑的產生是由于熔池糊狀區中存在溶質元素對流的通道，溶質元素對流與枝晶間溶質元素偏析引起的密度變化有關[23](圖6[23])。基于Rayleigh數對黑斑的預測判據進行研究和修正可以準確預測黑斑的形成。降低VAR過程的熔速可以有效避免GH4169合金黑斑缺陷的產生，黑斑缺陷在實際生產過程中出現較少。

圖6

圖6黑斑形成機理圖[23]

Fig.6Freckles formation mechanism diagram[23]

由于碳化物減少或碳化物形成元素和強化元素減少導致的負偏析，并在腐蝕面上呈現的淺色區域稱為白斑。白斑分為3種：凝固白斑、樹枝狀白斑和孤立白斑[24]。凝固白斑的形成原因與黑斑相似，都包含了枝晶間的溶質元素流動、擴散和再分配。熔池內大規模的溶質流動導致了枝晶間的元素流動，這可能會造成Nb的貧化(凝固白斑)。樹枝狀白斑是一種樹枝狀的微觀組織缺陷，VAR電極不致密和電弧不穩定造成電極塊掉落，電極塊在掉落到熔池底部之前如果沒有完全熔化就形成了樹枝狀白斑。GH4169合金典型的樹枝狀白斑的Nb含量在3.8%左右。孤立白斑在腐蝕面上呈明亮色，與正常組織有明顯的邊界。在VAR過程中，錠冠、格架和凸環上的固態物體掉落到正在凝固的熔池中，掉落物體在熔池內若沒有完全熔化就會沉到熔池底部形成孤立白斑。孤立白斑中典型Nb含量約為2.5%，Nb的貧化比其他任何白斑都要嚴重。熔池表面漂浮的氧化物、氮化物等夾雜物附著在掉落物體上，會增加其熔化時間，進而形成孤立臟白斑。孤立臟白斑與正常組織界面處存在大量夾雜物團簇，夾雜物團簇易成為合金加工或服役過程中開裂的起始點。孤立臟白斑對于GH4169合金的危害比其他白斑都要大，孤立臟白斑能使GH4169合金的疲勞壽命顯著降低[24~27]。

三聯冶煉工藝中的ESR過程可以提高VAR過程電極的致密度和電弧的穩定性，解決了樹枝狀白斑問題。對VAR工藝參數和電弧穩定性進行優化和改善，進一步解決了凝固白斑問題。目前尚未找到有效解決孤立白斑尤其是臟白斑的辦法，可以通過以下3種措施降低孤立白斑缺陷出現的幾率。(1) 提高合金液的純凈度，熔池表面純凈度越高，掉落物體進入熔池時附著的夾雜物越少，孤立白斑的形成幾率越低。(2) 減小VAR過程的填充比(電極直徑/結晶器內徑)，電極與結晶器壁的距離越大，冶煉時出現打側弧的概率越低，從而減少錠冠、格架和凸環等位置發生掉塊的頻率；但填充比也不能過小，否則容易出現熔池不到邊的現象。(3) VAR過程中合理控制熔速，增加熔池深度，提高固體掉塊熔化的概率，也可以降低孤立白斑的形成幾率[28,29]。

除了黑斑和白斑等冶金缺陷以外，高端裝備對GH4169合金中的純凈度要求越來越高。GH4169合金受原材料純凈度及合金液對坩堝侵蝕影響，VIM過程會形成大量的夾雜物，除在VIM澆注環節以夾雜物上浮方式去除以外，ESR和VAR過程也能進一步降低夾雜物的含量。合金在VIM過程(爐料熔化期、精煉期及翻鋼澆注期)以液態存在，夾雜物在合金液內通過自發析出或以先析出夾雜物為核心在其表面析出，形成了大量小尺寸夾雜物。在合金液澆注到錠模的過程中，小尺寸夾雜物受合金液湍流的影響發生相互碰撞結合，產生了部分大尺寸夾雜物。在ESR和VAR過程中，熔池內的金屬液體受重力、Lorentz力及Coulomb力等作用力的耦合作用以不同方式流動，金屬液流動過程中表現出明顯的“排渣”現象，即夾雜物沿熔池表面向外泳動，大量夾雜物特別是大尺寸夾雜物在鑄錠邊緣富集，黏附在結晶器側壁上，從而被去除[30,31]。通過三次熔煉，合金中大尺寸夾雜物的比例逐步降低，合金純凈度逐步提高，為制備高品質棒材奠定了基礎(見圖7a)。GH4169合金在服役過程中長期承受復雜的交變應力，可能發生疲勞失效。疲勞裂紋通常從合金表面或近表面的夾雜物萌生，造成合金使役性能的大幅降低[32,33]。冶煉工藝的升級有效改善了GH4169合金中夾雜物的分布，顯著降低了合金內大尺寸夾雜物的數量，進而提高了GH4169合金的疲勞壽命[34]。三聯冶煉工藝使合金中夾雜物尺寸分布更加集中，各尺寸夾雜物數量密度較雙聯工藝均呈下降趨勢，大尺寸夾雜物所占比例也得到不同程度降低，合金純凈度得到提升。易成為裂紋源的夾雜物(尺寸在12 μm以上)的數量密度可以控制在雙聯冶煉工藝的20%左右。冶煉工藝的優化雖然改善了GH4169合金中夾雜物的尺寸和數量分布，但對夾雜物析出種類無明顯影響(見圖7b和c)。對比雙聯冶煉工藝與三聯冶煉工藝，2者制備的GH4169合金中均主要包含2種不同的夾雜物類型，即以TiN為形核核心的復合夾雜物和以MgO·Al2O3為形核核心的復合夾雜物。三聯冶煉工藝制備的GH4169合金除夾雜物尺寸減小外，形貌無顯著變化。這表明GH4169合金中夾雜物的析出類型主要與合金元素種類及含量有關，單純改變某環節的工藝操作對夾雜物種類無明顯影響。

圖7

圖7三聯冶煉GH4169合金全流程中不同尺寸夾雜物所占比例及典型夾雜物形貌和EDS面掃元素分布圖

Fig.7Proportions of inclusion with different sizes in the entire process of triple melt (a) and typical inclusion morphologies and correspording EDS mappings for MgO·Al2O3core (b) and TiN core (c) in GH4169 alloy

2.3三聯冶煉GH4169合金鑄錠的均勻化工藝

GH4169合金的鑄態組織中存在明顯的元素偏析，其偏析程度通常采用元素在枝晶間和枝晶干平均成分的比值(即偏析系數)來表征。當偏析系數大于1時為正偏析，Ti、Nb、Mo為正偏析元素；偏析系數小于1時為負偏析，Al、Cr、Fe、Ni為負偏析元素。元素偏析導致鑄錠中形成了Laves相、γ/Laves共晶相、δ相和MC型碳化物等。其中，Laves相是硬質相，極易在后續變形過程中成為開坯過程中開裂的起裂源。鑄錠在開坯鍛造前需要進行高溫均勻化熱處理，促使元素在基體中再分配，減輕顯微組織偏析，消除有害相，獲得均勻的成分和組織，提高合金的熱加工性能。

均勻化工藝通常分為兩階段高溫長時熱處理。第一階段的熱處理溫度根據Laves相的回溶溫度制定，在低于Laves相液化溫度進行長時間保溫，防止Laves相液化。Laves相在1150℃下回溶所需的時間為27.7 h[35]。偏析最嚴重的Nb元素是Laves相的形成元素[36,37]，Nb含量的變化會影響Laves相的初熔溫度。因此，Laves相初熔溫度是一個范圍。Nb含量為5.4%的GH4169合金中，Laves相在1140~1160℃時發生初熔。因此，高Nb含量的GH4169合金可增加1130℃的保溫臺階，并以較慢升溫速率升到1160℃再保溫，以實現Laves相消除的目的。

均勻化第二階段熱處理溫度則是促進Nb和Mo等易偏析元素實現均勻分布，時間越短則成本越低。GH4169合金偏析程度的判據至關重要，常用的偏析判據是殘余偏析系數，它是均勻化前后溶質元素濃度差的比值，工業上通常以殘余偏析系數降低到0.2作為判據。另外一種偏析程度的判定方式是局部區域δ相析出數量。樣品在均勻化處理后經過900℃、1 h處理以促進δ相的大量析出，局部區域δ相的數量析出越多，則偏析越嚴重[37]。圖8為GH4169合金工業級(3 t級) VAR鑄錠均勻化后的典型形貌。長時間高溫處理除了可以降低鑄錠的元素偏析程度，還會導致鑄錠表面氧化加劇和鑄態晶粒長大。GH4169合金在1190℃均勻化時間超過55 h后，均勻化效果下降，晶粒尺寸和氧化層厚度大幅增加[38]?；谌撘睙扜H4169合金成分特點和成本考慮，建議工業界將“1160℃、24 h + 1190℃、72 h”的均勻化處理制度修改為“1130℃、24 h + 1160℃、24 h + 1190℃、48 h”。

圖8

圖8GH4169合金均勻化的VAR鑄錠組織

Fig.8Macrostructure of GH4169 VAR ingot after homogenization

3棒材聯合開坯制備技術

在棒材熱加工過程中，δ相的精細控制是獲得細晶組織的關鍵。δ相的析出回溶溫度范圍為780~1020℃，溫度低于900℃時，δ相以長針狀析出并出現魏氏組織；溫度在900~930℃時，δ相以顆粒狀在晶界或晶內析出；溫度在930~980℃時，δ相主要以短棒狀在晶界析出，起到釘扎晶界且細化晶粒的目的；溫度在980~1020℃時，δ相大部分溶解，完全溶解溫度為1020℃；晶粒在超過1020℃時發生快速長大[39,40]。在由鑄態粗晶組織向細晶鍛態組織轉變的熱加工過程中，熱加工工藝根據δ相的析出和回溶規律制定。在1020~1120℃的單相溫度區內，采用逐級降溫的方式，通過反復鐓拔以破碎晶粒及碳化物；在末級火次階段，在980~1020℃進行低溫大變形，充分利用δ相析出后的釘扎效應實現棒材的晶粒細化。

GH4169合金在研制初期的開坯方式以單向拔長為主，變形量不足加之變形過程中的表面降溫導致棒材表面質量較差且δ相大量析出，形成超過30 mm厚的“粗晶環”。棒材表面“粗晶環”位置的組織中存在大量魏氏組織，如果消除魏氏組織需要加熱到1020℃以上，但是會導致棒材晶?？焖匍L大。為了得到質量更好的棒材，需要采用快鍛機反復鐓拔的方式進行開坯，以提高鑄錠累計變形量，增加再結晶體積分數，提升組織均勻性；同時，為了細化外緣組織，提高棒材組織均勻性及成材率，還需要采用徑鍛機來成形。經過“三聯冶煉、高溫多階均勻化處理、鐓拔+徑鍛聯合開坯”制備的國產GH4169合金大規格棒材的實物測試水平已達到優質進口料水平，直徑為200~300 mm的棒材晶粒組織達到ASTM 6級或更細，棒材表面的“粗晶環”尺寸由30 mm減小到5 mm以下，提高了棒材成材率。

在熱加工過程中，由于δ相能夠釘扎晶界起到晶粒細化的作用，根據此原理發展了δ相預處理(delta-processing，DP)技術，即在熱加工前通過900℃、24 h的熱處理提前析出δ相[41~43]。在實際鍛造過程中，通過溫度、轉移時間和變形參數的調控對δ相進行合理控制，可以獲得晶粒均勻細小的GH4169合金棒材。

4盤鍛件組織、性能控制

GH4169合金的強度主要來源于Ni基體本身強度、加工硬化、細晶強化、沉淀強化、固溶強化和直接時效效應6個方面，分別為10、230、150 (± 20)、520 (± 50)、260和180 (+ 10 / - 140) MPa，其中，貢獻度最大的是沉淀強化，最不穩定的是直接時效效應[44]。通過合理搭配GH4169強度各來源的貢獻權重可以制備出屈服強度達到1350 MPa的直接時效盤件。GH4169合金的模鍛工藝主要分為直接時效工藝和高強工藝，2者最大的區別是高強工藝制備的鍛件在鍛造完成后須進行((950~980) ± 10)℃、1 h的固溶熱處理，而直接時效工藝的鍛件不需要進行固溶熱處理。GH4169合金模鍛工藝相對成熟，實際應用過程中最大的難題是變形過程中“變形死區”的消除。

GH4169合金盤類鍛件的鍛造過程主要包括鐓餅和模鍛2個主要工序。在鐓餅過程中容易在上下端面中心部位產生變形死區(圖9a)，變形死區部位通常是混晶和粗晶等不均勻組織。這些不均勻組織極易遺傳到模鍛后鍛件上下端面(圖9b)，在鍛件超聲波探傷過程中產生雜波，影響到盤件黑斑、白斑等冶金缺陷的發現。同時，不均勻組織本身對盤件力學性能和服役壽命產生危害[45]，一旦在后續表面腐蝕過程中發現端面的變形死區就會對鍛件判廢。GH4169合金盤鍛件生產過程中通常采用增大鍛件的加工余量或模鍛成形前將餅坯大部分的變形死區挖除2種解決方式。增大鍛件的加工余量會導致材料利用率下降，在大型盤件的制備過程中此問題尤為突出，且增大鍛件的加工余量會導致原始棒材的尺寸增大，增加了棒材制備的工藝難度。在模鍛成形前挖除變形死區的辦法，在降低材料利用率的同時，延長了鍛件的制備周期，且變形死區去除效果有限。對GH4169合金的鍛造過程進行數值模擬可以準確模擬出變形過程中的“變形死區”位置及其遺傳規律?；跀抵的M確定變形死區的尺寸和分布，通過模具設計和工藝設計對變形死區進行反向變形(圖9c)，鍛件經過鐓餅、預鍛、終鍛三次鍛造后徹底消除了變形死區(圖9d)。

圖9

圖9數值模擬的鍛造方式對GH4169合金盤鍛件晶粒尺寸的影響

Fig.9Effects of forging method on the grain size of GH4169 disc by numerical simulation

(a) upsetting (b) die forging

(c) preforging (d) finish-forging

對盤件殘余應力影響最大的工藝過程是熱處理工序。熱處理不僅改變合金中析出相的數量和分布以提高強度，而且影響產品內部的殘余應力[46~50]。GH4169合金盤鍛件在鍛造成形或固溶后以一定速率(20℃/min以上)快速冷卻，可確保γ″或γ'強化相不發生粗化，保證盤鍛件強度。由于鍛件不同區域的厚度差異會導致不同區域的冷速不同，溫差形成的熱應力會造成不均勻的塑性變形，從而在冷卻后的鍛件中形成較大梯度的殘余應力分布。研究[46]表明，GH4169合金盤鍛件淬火后圓盤中心的旋向和徑向存在340.62 MPa拉應力，軸向存在-33.34 MPa壓應力。高溫合金淬火過程中形成的殘余應力在時效或退火處理后仍有較大部分(1/2~2/3)會保留在最終的盤鍛件中。殘余應力會在加工后重新分布引起零件變形，顯著影響零件的形狀和尺寸精度[47]，特別是輕薄零件的加工變形問題尤為突出。保留在零件中的殘余應力還會在后續使用過程中與服役載荷相疊加，影響盤件在使役過程中的尺寸穩定性和疲勞等性能[49]。

GH4169合金盤件制備全流程中的殘余應力的測試與預測是實現其組織和性能精細控制的基礎。目前，殘余應力測試方法主要有中子衍射法、輪廓法、盲孔法和超聲法。畢中南等[47]通過將中子衍射法和輪廓法相結合，闡明了GH4169合金在固溶淬火、時效熱處理和零件加工過程中殘余應力的分布、演變及機制。鋼鐵研究總院在殘余應力及加工變形計算預測的基礎上，針對厚重、截面差異較大的盤鍛件開發了基于分區控冷技術的殘余應力優化工藝及設備(超級氣冷設備，見圖10)，通過調控不同區域的熱交換系數，可有效降低盤鍛件不同區域的溫度梯度，從而對殘余應力進行了有效控制。輪廓法測試表明，經鍛后水冷和直接時效處理后的GH4169合金典型盤鍛件內的殘余應力以弦向為主，以“外壓內拉”式分布，量級為-300~+300 MPa；經鍛后強制氣體控冷和直接時效處理后的盤鍛件殘余應力依然以“外壓內拉”式分布，但量級降至-100~+100 MPa以內，降低了50%以上。

圖10

圖10殘余應力控制超級氣冷設備示意圖和工件流體場分布設計

Fig.10Schematic of super air cooling equipment for controlling residual stress (a) and design of fluid workpiece field distribution (b) (1—workpiece, 2—rotatable support platform, 3—upper nozzle of air source, 4—lower nozzle of air source, 5—air source, 6—air compressor, 7—slide tooling of workpiece)

5 GH4169合金質量控制技術

關鍵材料、工藝技術、設備能力和質量控制體系是保障高溫合金產品質量的四大關鍵因素。近十年來，我國在高溫合金材料研發及工藝技術方面獲得諸多進展，三聯冶煉設備、7000 t/8000 t快鍛機、1800 t徑鍛機、80000 t模鍛壓機等大型設備陸續投入使用。因此，質量控制體系在高溫合金產業鏈中的重要性日益凸顯。與此同時，民用航空發動機高溫合金產品的適航取證對產品質量提出了更高要求。我國正在建立GH4169合金盤鍛件專用的國家質量基礎設施(national quality infrastructure，NQI)體系(如圖11所示)。NQI是有機融合計量、標準、認證認可、檢驗檢測、質量管理等要素形成的綜合體系。以NQI體系為內核，以GH4169合金的成分、組織、性能、成本和壽命五大要素為質量控制的關鍵要點，支撐了我國GH4169合金制造體系的穩定運轉，以保證產品質量。

圖11

圖11國家質量基礎設施支撐高溫合金盤件質量穩定性的示意圖

Fig.11Schematic of quality stability of superalloy discs supported by national quality infrastructure (NQI)

本文從化學成分控制、超聲波水浸探傷和標準體系建設等3方面來說明GH4169合金NQI體系建設情況。表3為我國不同實驗室GH4169合金Nb元素的分析結果?？梢?，同一樣品Nb元素含量的分析偏差最大為0.44%，超過了Nb元素控制范圍。分析結果的差異不僅影響了產品合格與否的判定，而且影響了產品在冶煉過程中的成分控制。因此，我國研制了GH4169合金成分質控樣品并在產業鏈進行了應用，降低了產業鏈不同單位之間成分控制和成分分析的異議。為了提高黑斑、臟白斑等冶金缺陷的檢測能力，我國產業鏈上下游均要求具備超聲波水浸探傷設備，超聲波水浸探傷成為質量控制的最關鍵環節。有關三聯冶煉GH4169合金最新的標準(GB/T 40303、GB/T 40313)中規定了大規格棒材和盤鍛件要分別滿足AA級和AAA級的指標要求，通過探傷標塊、數據積累和信號識別等方面的研究，可以準確識別尺寸在200 μm以上的臟白斑。此外，研究者正在開發復雜形狀盤鍛件的探測方法和降低檢測盲區的方法，支持后續盤鍛件降低投料重量以提高材料利用率。GH4169合金“量大面廣”的應用情況決定了其標準呈現“多、雜、散”的特點。據不完全統計，我國涉及GH4169合金的各類標準達到400余項，GH4169合金標準體系的建設已經成為當前亟需解決的難題。2021年發布的GB/T 40303—2021《GH4169合金棒材通用技術條件》首次將鍛制棒材進行了標準的整合和統一，但是在板材、帶材、絲材等方面的標準尚需制/修訂。質量控制體系在GH4169合金研制過程中起著至關重要的作用，一個完善、高效、高質量的控制體系需要多學科、多領域交叉合作并共同建設。

表3我國不同實驗室對GH4169合金Nb元素的分析結果 (mass fraction / %)

Table 3Analysis results of Nb element in GH4169 alloy in different laboratories

新窗口打開|下載CSV

6 GH4169合金的發展方向

GH4169合金在650℃以上長期服役時γ″相向δ相轉變的組織特性限制了合金在航空領域向更高溫度發展的可能性。但是，GH4169合金作為航空裝備中650℃以下服役的盤件、環件、緊固件和葉片等部件的首選材料，足以證明其卓越性。三聯冶煉等先進成套技術的突破和大規模應用已經成為我國當前冶金行業的重點方向，持續提高產品質量的穩定性和降低全壽命周期的成本成為產業鏈的發展方向。由于GH4169合金向高溫發展受限，其優異的屈服強度和可加工性等特性促使GH4169合金向更大尺寸構件和超高強度構件發展；GH4169合金因優異的中低溫性能和耐蝕性能使其可向油氣鉆采等民用領域發展。

6.1超大尺寸構件的發展

隨著能源領域裝備服役溫度的升高，超大型鎳基合金制品替代傳統鋼成為必然。23 t級三聯冶煉Alloy 263的VAR鑄錠和70 t級Alloy 600的ESR鑄錠已經研制成功，是目前已知世界最重的三聯冶煉鑄錠和兩聯冶煉鑄錠[51]。重型燃氣輪機需要GH4169合金特大型盤件，但是三聯冶煉制備的直徑1050 mm的大尺寸VAR鑄錠(18 t級)在冶煉過程中容易形成宏觀偏析，容易遺傳到最終的盤件中導致其判廢。制備大尺寸盤鍛件首先需要攻克大尺寸鑄錠的缺陷控制技術。首選思路是對GH4169合金的成分進行優化調整。GH4169合金在冶煉過程中的宏觀缺陷主要表現為下降型缺陷，而W元素具有與Mo元素相同的固溶強化效果，但是W元素能促進上浮型宏觀缺陷的形成。國外通過W元素代Mo元素進而通過三聯冶煉工藝制備出直徑900 mm的VAR鑄錠、直徑720 mm的棒坯和直徑1900 mm的盤鍛件，盤件滿足服役要求。我國通過降低Nb元素和P元素的含量，配合冶煉工藝調整，成功制備出18 t級直徑1050 mm的大尺寸VAR鑄錠。

6.2超高強度構件的發展

GH4169合金熱處理過程通常是在固溶熱處理后，以不低于空冷的速率進行冷卻，隨后通過兩步時效提高合金的強度。在保持合金塑性的同時進一步提高強度，可以進一步擴大GH4169合金的應用范圍。Zhu和Yuan[52]在固溶和兩步時效之間增加了一次預處理(680℃，應力為屈服強度的90%，時間為5 min)，使GH4169合金棒材的屈服強度提高了5.1%，γ″相形貌和分布改變帶來的共格強化效應是強度提升的主要原因。通過塑性變形實現晶粒細化以及引入納米沉淀相可以有效提高GH4169合金的強度，但是降低了其韌性，通過高溫短時時效熱處理調控析出相的粗化和再結晶行為可以獲得優異的綜合性能[53]。Yang等[54]研究認為GH4169合金經過84%變形量的冷軋處理后，在950℃、5 min保溫處理后進行高速率變形時擁有超塑性，其斷裂延伸率高達325%。在變形初期，冷軋形成的高密度位錯和晶粒細化是塑性提高的主要原因；隨后，位錯蠕變主導了變形過程，同時發生了連續動態再結晶，NbC周邊在變形過程中形成孔洞最終導致失效。冷軋后，在時效前通過兩次固溶處理可進一步改善組織均勻性，提高材料強度[55]。通過熱加工工藝制備的GH4169合金直接時效盤件具有1350 MPa的室溫拉伸屈服強度，其中加工硬化帶來的強度貢獻還可以通過冷加工工藝進一步提升，例如通過冷拔工藝制備的GH4169合金緊固件室溫拉伸屈服強度可以達到1700 MPa以上。但是冷加工最大的局限是無法制備大尺寸構件，冷/熱變形搭配并借助一些工藝窗口下的超塑性為超高強度材料的制備提供了一個新思路，超高強度大尺寸構件將為特殊需求裝備的減重帶來巨大收益。

6.3 GH4169合金的中低溫特性及其應用

GH4169合金在高壓低溫液體中具有優異的性能，在-196℃的強度和韌性超過了室溫，可用于制作航天火箭氫氧發動機的渦輪轉子等關鍵部件。GH4169合金在具有優異強度的同時，在許多服役環境中表現出優異的耐蝕性能，因此在能源領域獲得廣泛應用，例如300℃、15 MPa輕水堆環境的結構件[56]和> 250℃、> 100 MPa、高H2S油氣開采環境中的井下安全閥[57]等。闡明GH4169合金在不同服役環境中的失效機理并制定安全閾值對于服役至關重要。例如，GH4169合金部件在熔鹽反應堆中服役時在一定條件下出現Te侵蝕，Te在晶界處形成碲化物和氧化物，從而出現晶界開裂現象[58]。GH4169合金在油氣領域應用時，最初沿用航空成分及其熱處理制度，但是在服役中出現不同程度的腐蝕問題，尤其是在油氣田中引起多個重大事故。隨后，針對“航空級”GH4169合金在成分和熱處理制度上進行了優化，更加關注其韌性和耐蝕性能。Nb元素含量被限制不得超過5.2%以降低δ相的形成，C元素含量被限制在0.045%以下以降低晶界碳化物的形成，P元素含量被限制在100 × 10-6以下以提高韌性。熱處理的固溶溫度提高到1020℃以上，將δ相全部消除，晶粒度長大到2~3級；兩步時效更改為一步時效，時效溫度區間為774~802℃。成分和熱處理的優化發展出“油氣級”GH4169合金，其耐蝕性能滿足MR-0175/ISO-15156-3的要求。目前，油氣級GH4169合金的用量已經與航空級GH4169合金用量相當。隨著GH4169合金服役時間的延長，研究者已經逐漸意識到其局限性。為此，現在正在開發多個新合金來替代GH4169合金，主要方向是探尋更高的屈服強度和耐腐蝕性能以適用于日益苛刻的服役環境。其中，保持γ″相強化的基礎上調控成分，獲得更加耐蝕的γ基體是主流方向。截至到目前，GH4169合金因優異的強度、適中的耐蝕性能和低廉的綜合成本，仍然是油氣領域用量最大的沉淀強化型鎳基合金。

6.4 GH4169合金氫脆研究

隨著氫能經濟的發展，不管是火箭液氫液氧發動機、油氣環境的H2S介質等中低溫環境應用，還是在氫燃料航空發動機和摻氫燃氣輪機等高溫環境，GH4169合金在未來大規模應用中的氫脆問題都值得關注。在含氫環境中，H原子進入GH4169合金內部，在外界應力和溫度作用下與微觀組織發生多尺度交互作用，尤其是H原子在第二相、內部缺陷、晶界和位錯等位置擴散和偏聚，導致微裂紋的萌生進而發生宏觀失效。GH4169合金是一種析出強化的鎳基變形高溫合金，且析出相(γ'、γ″、δ和碳化物)的含量和分布可以通過熱加工工藝進行調控[59]，因此，闡明析出相與氫致開裂的關聯機制進而通過析出相的調控降低氫致開裂的風險一直是研究熱點[60,61]。沿晶界分布的δ相是氫致開裂的最直接因素[62]。然而消除δ相后，γ'和γ″析出相成為新的氫致開裂源頭[63]。Zhang等[61]認為雖然γ″相促進了局部滑移并驅使位錯穿過滑移帶，但是微裂紋仍然在滑移帶和δ相的界面萌生，且無法證明γ″/γ界面能降低，關于γ″相對氫脆的影響尚有爭議。碳化物促進氫脆的發生，但是減小碳化物尺寸可以減緩氫脆的發生[59]。此外，GH4169合金的氫脆失效為沿晶開裂[64,65]，進而提出通過晶界工程來解決氫脆問題。但是目前為止，特殊晶界對H原子在材料中的擴散和偏聚的影響尚未達成共識。孿晶界的能量和氫溶解度都低，調控孿晶界的含量有望抑制材料的氫脆。Bechtle等[64]通過增加孿晶界的數量使材料的抗氫脆性能顯著提高。但是，Seita等[65]研究發現，氫致裂紋優先在鎳基高溫合金的孿晶界處萌生，但孿晶界又可有效抑制裂紋擴展。Hanson等[66]則認為低指數晶面的晶界才能抑制材料的氫致開裂，而與晶界類型無關。因此，通過晶界工程來抑制GH4169合金的氫脆尚未實現工程化應用。GH4169合金在含氫環境中服役時由氫脆帶來的負面影響仍然困擾產業界。尤其是GH4169合金高溫高強部件面臨氫環境時，強度和氫脆的矛盾會更加凸顯。晶界處的碳化物和δ相是氫致開裂的首選位置，為了提高抗氫脆性能必須降低δ相數量。然而，δ相通過釘扎晶界、細化晶粒實現合金的細晶強化，同時δ相可以降低高溫持久的缺口敏感性，適當的δ相含量是高溫部件服役的必要條件。氫燃料航空發動機及摻氫燃氣輪機的材料體系可能因氫脆問題而發生重大改變。

7總結與展望

GH4169合金是變形高溫合金中“量大面廣”且具有“一材多用”特性的材料，其技術進步能夠推動我國高溫合金產業體系的升級，其產品質量穩定性的提升是我國重大裝備研制的關鍵基礎。我國目前已經突破了GH4169合金三聯冶煉等關鍵技術，拉動了GH4169合金開坯、鍛造、殘余應力控制等成套技術的發展。三聯冶煉技術使GH4169合金冶金缺陷出現的概率降低，使合金成分控制范圍進一步收窄，合金純凈度進一步提高，O和S等有害元素含量降低，大尺寸夾雜物的數量降低。開坯技術的進步提高了棒材的成材率和綜合性能，棒材組織均勻性明顯改善。GH4169合金盤件的殘余應力控制技術進入工程化階段，典型盤件殘余應力降低了50%以上。GH4169合金制品的國家質量基礎設施體系開始建立，在化學成分控制、超聲波水浸探傷和標準體系建設等方面已取得一定成效。

針對航空領域，三聯冶煉和熱加工技術已經成熟，但是在智能化和精細化制備方面仍需要攻關以持續提高冶金質量，尤其是批產過程中的冶金缺陷控制。同時，特種冶煉設備及冶煉模擬軟件仍主要依賴進口，我國對冶煉設備的認知和針對性的改裝能力仍與國外先進水平存在差距。此外，在GH4169合金質量體系方面的建設仍須加強，在檢測方法、標準體系和評價體系方面需要查缺補漏、補齊短板。最后，需要持續不斷地提高GH4169合金及其制品的成本控制水平，例如全流程的材料利用率的持續提升和返回料的分級和應用。

重型燃氣輪機用GH4169合金特大盤件的研究仍面臨諸多挑戰，尤其是直徑1050 mm、18 t級的VAR鑄錠的冶金質量控制，其未來的批量制備和成本控制是我國400 MW級重型燃氣輪機實現應用的基礎。重型運載火箭也需要高強高韌的GH4169合金鍛件，需要進一步突破合金強度上限。而氫燃料航空發動機和摻氫燃氣輪機對GH4169合金的考驗也即將開始。GH4169合金從航空向油氣等民用領域的擴展有助于擴大產業規模，隨著航空用量增速的放緩，民用領域將成為GH4169合金重要的發展方向，對低成本工藝路線的開發也更加迫切。