GH105合金铸锭元素偏析和均匀化工艺

D01:10.13374j.issnl00103x.2009.06.006 第31卷第6期 北京科技大学学报 Vol.31 No.6 2009年6月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jum.2009 GH105合金铸锭元素偏析和均匀化工艺 梅声勇1》郑磊》 蒙肇斌2张麦仓D董建新1) 1)北京科技大学材料科学与工程学院北京100832)钢铁研究总院高温材料研究所，北京100081 摘要利用微观组织分析手段研究了GH105合金铸锭和均匀化后合金的显微组织和元素偏析情况.并从理论上对均匀化 工艺进行了评价.结果表明：合金中偏析程度严重的元素为T和M:采用两段式扩散退火的均匀化工艺，可有效降低元素偏 析程度：均匀化扩散动力学方程的计算结果与实验结果基本符合，在预测和评价GHI05合金均匀化工艺上是可行的，但残余 偏析指数模型表征均匀化过程存在一定误差. 关键词GH105合金组织：偏析；均匀化 分类号TG132.3+2:TG1461+5 Microsegregation and homogenization of GH105 superalloy ingots MEI Sheng yong,ZHENG Lei,MENG Zhaobin2.ZHANG Mai-cang,DONGJian-xin 1)School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083,China 2)High Temperature Materials Research Institute Central Ion and Steel Research Institute Beijing 100081.China ABSTRACT Microsegregation and homogenization of superalloy GH105 ingots were studied by optical microscope scanning dlectron microsoopy and EDAX.The results show that the severe segregated elements are Ti and Mo and the segregation degree can be re- duced by a two-stage heat treatment of homogenization.The homogenization process can be effectively predicted by the homogenizing equation which agrees with experimental results as a whole while there are some erors between experimental results and those pre- dicted by the residual segregation parameter model. KEY WORDS GH105 superalloy:microstnucture;segregation homogenization GH105合金采用A1、Ti时效强化和Mo固溶强 化.在754~950℃具有良好的抗孀变性能和抗氧化 1实验 性能，主要应用于各种型号航空发动机以及地面 实验材料为经真空感应和真空自耗双联工艺治 燃机？.GH105合金在航空发动机上用作低压涡 炼的GH105合金250mm铸锭，合金成分如表1所 轮一级工作叶片、高温螺栓和闪光对焊圈等高温关 示.在铸锭边缘、铸锭半径的1/2处(R/2试样)以 键部件，使用品种多并且用量较大引.该合金的合 及铸锭中心位置分别取样进行铸态组织、元素偏析 金化程度高，其A、Ti质量分数之和大于6%并含 和均匀化退火工艺研究.仿照GH4169合金，均匀 有较高的Co(18%~22%)和Mo(45%~5.5%), 化工艺采用相近类型高温合金的两段式扩散退火工 因而元素偏析较为严重.目前该合金在国内还处于 艺，退火工艺如图1所示. 小批量试制阶段，对铸态组织、元素偏析和均匀化工 借助于热力学软件Thermal-Calc及Ni基数据 艺等尚需开展更深入的研究.本文研究GH105合 库计算了GH105合金的热力学平衡相图，分析了各 金铸态的组织状态和元素偏析规律，同时对经两段 相的析出规律：采用光学显微镜、扫描电子显微镜对 式扩散退火工艺均匀化的组织改善和偏析消除程度 铸锭均匀化前后的组织进行分析，测量枝晶间距，观 进行分析，并从理论上对均匀化工艺进行评价. 察析出相的大小、数量和分布，并用能谱分析仪测量 收稿日期：20080620 基金项目：国家自然科学基金资助项目(N。.50831008) 作者简介：梅声勇(1984-).男。顾士研究生；张麦仓(1967一，男副教授，硕士生导师.E-maik mczhang9©nater..usth.cdu.cm

GH105 合金铸锭元素偏析和均匀化工艺 梅声勇1) 郑 磊1) 蒙肇斌2) 张麦仓1) 董建新1) 1)北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083 2)钢铁研究总院高温材料研究所, 北京 100081 摘 要 利用微观组织分析手段研究了 GH105 合金铸锭和均匀化后合金的显微组织和元素偏析情况, 并从理论上对均匀化 工艺进行了评价.结果表明:合金中偏析程度严重的元素为 Ti 和 Mo;采用两段式扩散退火的均匀化工艺, 可有效降低元素偏 析程度;均匀化扩散动力学方程的计算结果与实验结果基本符合, 在预测和评价 GH105 合金均匀化工艺上是可行的, 但残余 偏析指数模型表征均匀化过程存在一定误差. 关键词 GH105 合金;组织;偏析;均匀化 分类号 TG132.3 +2 ;TG 146.1 +5 Microsegregation and homogenization of GH105 superalloy ingots MEI Sheng-yong 1), ZHENG Lei 1), MENG Zhao-bin 2), ZHANG Mai-cang 1), DONG J ian-xin 1) 1)School of Mat erials Science and Engineering , University of S cience and Technology Beijing , Beijing 100083 , China 2)High Temperature Mat erials Research Institute, Central Iron and S teel Research Institu te, Beijing 100081 , C hina ABSTRACT Microsegregation and homo genization of superalloy GH105 ingots were studied by optical microscope , scanning electron microscopy and EDAX.The results show that the severe segregated elements are Ti and Mo , and the seg regation degree can be re￾duced by a two-stage heat-treatment of homogenization .The homo genization process can be effectively predicted by the homog enizing equation, which ag rees with experimental results as a whole , while there are some erro rs between experimental results and those pre￾dicted by the residual seg regation parameter model. KEY WORDS GH105 superalloy ;microstructure;seg reg atio n;homogenization 收稿日期:2008-06-20 基金项目:国家自然科学基金资助项目(No .50831008) 作者简介:梅声勇(1984—), 男, 硕士研究生;张麦仓(1967—), 男, 副教授, 硕士生导师, E-mail:mczhang9@mater .ustb.edu.cn GH105 合金采用 Al 、Ti 时效强化和 M o 固溶强 化,在 754 ～ 950 ℃具有良好的抗蠕变性能和抗氧化 性能 [ 1] , 主要应用于各种型号航空发动机以及地面 燃机[ 2] .GH105 合金在航空发动机上用作低压涡 轮一级工作叶片 、高温螺栓和闪光对焊圈等高温关 键部件 ,使用品种多并且用量较大[ 3] .该合金的合 金化程度高, 其 Al 、Ti 质量分数之和大于 6 %, 并含 有较高的 Co(18 %～ 22 %)和 Mo(4.5 %～ 5.5 %), 因而元素偏析较为严重.目前该合金在国内还处于 小批量试制阶段 ,对铸态组织 、元素偏析和均匀化工 艺等尚需开展更深入的研究.本文研究 GH105 合 金铸态的组织状态和元素偏析规律 ,同时对经两段 式扩散退火工艺均匀化的组织改善和偏析消除程度 进行分析 ,并从理论上对均匀化工艺进行评价 . 1 实验 实验材料为经真空感应和真空自耗双联工艺冶 炼的GH105 合金 250 mm 铸锭 ,合金成分如表1 所 示 .在铸锭边缘 、铸锭半径的 1/2 处(R/2 试样)以 及铸锭中心位置分别取样, 进行铸态组织 、元素偏析 和均匀化退火工艺研究 .仿照 GH4169 合金, 均匀 化工艺采用相近类型高温合金的两段式扩散退火工 艺 ,退火工艺如图 1 所示. 借助于热力学软件 Thermal-Calc 及 Ni 基数据 库计算了 GH105 合金的热力学平衡相图 ,分析了各 相的析出规律;采用光学显微镜 、扫描电子显微镜对 铸锭均匀化前后的组织进行分析 ,测量枝晶间距 ,观 察析出相的大小、数量和分布,并用能谱分析仪测量 第 31 卷 第 6 期 2009 年 6 月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol .31 No.6 Jun.2009 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2009.06.006

第6期 梅声勇等：GH105合金铸锭元素偏析和均匀化工艺 715。 均匀化前后相关区域的化学成分：此后，对两段式扩 散退火的均匀化工艺进行了理论评价. 表1GH105合金的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of GH105 superalloy % Co Cr Mo 形 Zr B fe 少 015 200 1472 496 45 1.25 0125 0005 021 余量 1190℃ 1.0 1600℃ 1000℃ 0 炉冷 ℃ 600 0.8 、空冷 2h8h2hi 4h 25h i4h 40h 时间h 图1GH105合金的两段式扩散退火的均匀化工艺图 0.4 Fig.I Homnogenizing treatment pocess of GH105 superalby 0.2 2结果与讨论 MaC. MC 21合金的平衡相 100 600 8001000120014001600 温度℃ 利用热力学软件Themal-Calc和Ni基数据库 计算得出的GH105合金热力学平衡相图如图2所 图2GH105合金的热力学计算平衡相图 示.可见合金中的平衡析出相有Y、Y、MC、M23C6、 Fig.2 Calculated phase diagram of GH105 superaloy 4和σ相.MC型碳化物在固液两相区就开始析出， 区域并伴有黑色析出相的为枝晶间.利用Ima照e 初始析出温度为1361℃.M23C6型碳化物的初始 tool测得平均枝晶间距约为140m.此外，图3() 析出温度为1169℃.Y相是合金的主要强化相，析 表明合金中析出了两种不同的块状黑色相，成分分 出温度为1063℃Y相的析出行为和析出量对保障 析结果表明：呈菱形的块状相为MC型碳化物，富含 合金高温力学性能有直接影响. Ti并含有少量Cr、Mo;呈近似圆形的块状相为 2.2铸态组织与元素偏析 M23C6型碳化物，富含Ti、Mo并含有少量Cr、Co. 22.1铸态组织 MC型碳化物具有尖锐棱角，易于在尖角处引起应 图3为合金的铸态微观组织照片.图3(a)表明 力集中，导致裂纹产生，降低合金力学性能.M23C6 合金具有明显的枝晶组织，黑色区域为枝晶干，白色 型碳化物无尖锐棱角，可起到强化合金的作用. (b) 200Hm 10m 图3GH105铸锭的微观组织照片.(a)铸锭中心处枝晶：(b)铸锭边缘处析出碳化物 Fig.3 Microstructures of a GH105 ingot:(a)microstructure in the center of the ingot:(b)precipitated carlide in the boundary of the ingo 2.2.2铸锭元素偏析规律 表2所示.每个元素的成分为四个实验测量结果的 合金在凝固过程中的溶质再分配是产生偏析的 平均值.元素的偏析情况用偏析系数K(枝晶间元 根本原因7).测量铸态铸锭边缘、铸锭半径的1/2 素质量分数/枝晶干元素质量分数)来表示，K值越 处(R/2试样)以及铸锭中心位置枝晶干和枝晶间 接近1表示偏析程度越小.从表2可以看出，Ti和 的成分，得出了主要合金元素的含量和偏析情况，如 Mo的偏析系数分别为6.325和2.163，在枝晶间富

均匀化前后相关区域的化学成分;此后 ,对两段式扩 散退火的均匀化工艺进行了理论评价 . 表 1 GH105 合金的化学成分(质量分数) Table 1 Chemi cal composition of GH105 superalloy % C Co Cr M o Al Ti Zr B Fe Ni 0.15 20.0 14.72 4.96 4.5 1.25 0.125 0.005 0.21 余量 图1 GH105 合金的两段式扩散退火的均匀化工艺图 Fig.1 Homogenizing treatment p rocess of GH105 superalloy 2 结果与讨论 2.1 合金的平衡相 利用热力学软件 Thermal-Calc 和 Ni 基数据库 计算得出的 GH105 合金热力学平衡相图如图 2 所 示.可见, 合金中的平衡析出相有γ、γ′、M C 、M23C6 、 μ和σ相.MC 型碳化物在固液两相区就开始析出 , 初始析出温度为 1 361 ℃.M23C6 型碳化物的初始 析出温度为 1 169 ℃.γ′相是合金的主要强化相, 析 出温度为 1 063 ℃,γ′相的析出行为和析出量对保障 合金高温力学性能有直接影响 . 2.2 铸态组织与元素偏析 2.2.1 铸态组织 图 3 为合金的铸态微观组织照片.图 3(a)表明 合金具有明显的枝晶组织 ,黑色区域为枝晶干 ,白色 图 2 GH105 合金的热力学计算平衡相图 Fig.2 Calculated phase diagram of GH105 superalloy 区域并伴有黑色析出相的为枝晶间 .利用 Image tool 测得平均枝晶间距约为 140 μm .此外 ,图 3(b) 表明合金中析出了两种不同的块状黑色相 ,成分分 析结果表明 :呈菱形的块状相为 MC 型碳化物 ,富含 Ti 并含有少量 Cr 、M o ;呈近似圆形的块状相为 M23C6 型碳化物 , 富含 Ti 、M o 并含有少量 Cr 、Co . MC 型碳化物具有尖锐棱角, 易于在尖角处引起应 力集中, 导致裂纹产生 ,降低合金力学性能.M23C6 型碳化物无尖锐棱角, 可起到强化合金的作用. 图 3 GH105 铸锭的微观组织照片.(a)铸锭中心处枝晶;(b)铸锭边缘处析出碳化物 Fig.3 Mi crostructu res of a GH105 ingot :(a)microstructure in the cent er of the ingot ;(b)precipit ated carbide in the boundary of the ingot 2.2.2 铸锭元素偏析规律 合金在凝固过程中的溶质再分配是产生偏析的 根本原因 [ 4-7] .测量铸态铸锭边缘 、铸锭半径的 1/2 处(R /2 试样)以及铸锭中心位置枝晶干和枝晶间 的成分,得出了主要合金元素的含量和偏析情况, 如 表 2 所示.每个元素的成分为四个实验测量结果的 平均值.元素的偏析情况用偏析系数 K(枝晶间元 素质量分数/枝晶干元素质量分数)来表示, K 值越 接近 1 表示偏析程度越小.从表 2 可以看出, Ti 和 Mo 的偏析系数分别为 6.325 和 2.163 , 在枝晶间富 第 6 期 梅声勇等:GH105 合金铸锭元素偏析和均匀化工艺 · 715 ·

。716 北京科技大学学报 第31卷 集：A1和Cr的偏析系数分别为0878和0.888，在 表2主要元素在枝品间和枝品干的质量分数及其偏析系数 枝品干富集；C0的偏析系数为0971，偏析程度较 Table 2 Segregation coefficient and mass fraction of primary elemen ts 小.不同元素对比来看，偏析最严重的是Ti,其次是 枝品间元素 枝晶干元素 偏析 位置 元素 质量分数/%质量分数/% Mo.不同试样对比来看，Ti在R/2试样中的偏析 系数 Al 2144 2389 0897 最严重，这是由于R/2试样的组织为粗大枝晶，在 Ti 4700 0909 5171 形成时排斥了大量的T而引起的 铸锭边缘 Cr 10955 11.286 0971 2.3均匀化处理后的组织与元素偏析规律 Co 16223 19.238 0843 Mo 5280 2425 2178 2.3.1均匀化处理后的组织 Al 2100 2416 0869 铸锭经均匀化处理后的微观组织见图4.由图 Ti 6225 0726 8583 铸锭半径的1/2 4(a)可见，铸锭的枝晶组织、析出相等得到充分固 Cr 11.080 11.714 0946 处(R/2试样) Co 17.144 18.378 0933 溶，较为均匀，表明均匀化处理后试样偏析情况得到 Mo 5119 2.471 2072 改善.与铸态相比，合金中析出物数量减少.经均 2066 2378 0868 匀化处理后，铸锭中存在大方块状的细小Y相（图4 公 4892 0937 5220 铸锭中心 Cr 11.709 11.761 0996 (b)).热力学计算可知，铸锭中Y相在高温扩散退 Co 17.011 19.184 0887 火过程中会回溶到基体中，因此均匀化处理后铸锭 Mo 5293 2364 2239 中Y相是炉冷过程中从基体中重新析出的. 注：元素Al、Ti.Cr,Co和Mo的平均偏析系数K分别为Q878 6325.0971.0888和2.163 200山m 2山m 图4均匀化处理后GH105铸锭的微观组织照片.()铸锭中心处微观照片：(b)铸锭中心处Y'相 Fig 4 Microstructures of a GH105 ingot after bomogenizat ion:(a)micrs ructure in the center of the ingot;(b)phae in the center of the ingt 23.2均匀化处理工艺的理论分析 式中，T为均匀化时的温度，L为平均枝晶间距t 均匀化工艺的合理性主要是通过偏析系数的大 为均匀化的时间，P=R/Q和G=4.6/4红2DoQ 小来评判，其优点是可以最为直接地反映合金的均 为元素扩散激活能，Do为扩散常数，R为气体常 匀化程度和工艺合理性.由于偏析系数无法与枝晶品 数.式(1)反应了均匀化过程中温度、时间以及枝晶 间距（表征冷却速度或凝固速率）、均匀化时间等工 间距三者之间的关系.由于枝晶间距可以用来大体 业实际应用参数相关联因此对工业生产指导意义 表征合金的凝固速率或冷却速度，因此对于实际生 不大.目前常用的通过元素偏析来评判元素偏析程 产过程来说，采用一定冷速或凝固速率得到铸锭后， 度和评价均匀化工艺合理性的方法有两种：残余偏 可根据式(1)得出均匀化温度与所需均匀化时间的 析指数8和均匀化动力学方程？.在GH105铸锭 关系：若确定了均匀化温度，可得出相应的均匀化时 中，Ti、Mo的偏析最严重.根据文献10可知，在相 间：若给定了均匀化时间，则可估计均匀化所需要采 同的温度下，Ti元素的扩散速度比Mo的要慢很多， 用的温度.这对于工业生产有实际的指导意义. Ti的偏析不易消除，同时Ti的偏析系数也最高，因 从式(1)可以看出，若要计算Ti在GH105合金 此均匀化过程的理论计算只针对Tⅰ元素的扩散. 中的均匀化动力学，需要首先确定T元素的扩散常 (1)均匀化动力学方程对均匀化工艺的理论评 数和扩散激活能.文献10给出了Ti在Ni中质量 价.均匀化动力学方程如下式所示： 分数为2.44%~25%时的扩散系数，表明Ti的扩 散系数与其在合金中含量有关，同时也表明Tⅰ含量 (1) 降至一定程度(3%~4%)后，扩散系数趋于稳定，不

集;Al 和 Cr 的偏析系数分别为 0.878 和 0.888 , 在 枝晶干富集;Co 的偏析系数为 0.971 , 偏析程度较 小.不同元素对比来看 ,偏析最严重的是 Ti ,其次是 M o .不同试样对比来看 , Ti 在 R/2 试样中的偏析 最严重 ,这是由于 R/2 试样的组织为粗大枝晶 , 在 形成时排斥了大量的 Ti 而引起的 . 2.3 均匀化处理后的组织与元素偏析规律 2.3.1 均匀化处理后的组织 铸锭经均匀化处理后的微观组织见图 4 .由图 4(a)可见, 铸锭的枝晶组织、析出相等得到充分固 溶,较为均匀,表明均匀化处理后试样偏析情况得到 改善.与铸态相比, 合金中析出物数量减少.经均 匀化处理后 ,铸锭中存在大方块状的细小 γ′相(图 4 (b)).热力学计算可知, 铸锭中 γ′相在高温扩散退 火过程中会回溶到基体中, 因此均匀化处理后铸锭 中γ′相是炉冷过程中从基体中重新析出的. 表 2 主要元素在枝晶间和枝晶干的质量分数及其偏析系数 Table 2 Segregation coeffi cient and mass fraction of primary elemen ts 位置 元素 枝晶间元素 质量分数/ % 枝晶干元素 质量分数/ % 偏析 系数 Al 2.144 2.389 0.897 Ti 4.700 0.909 5.171 铸锭边缘 C r 10.955 11.286 0.971 Co 16.223 19.238 0.843 Mo 5.280 2.425 2.178 Al 2.100 2.416 0.869 铸锭半径的 1/ 2 Ti 6.225 0.726 8.583 处(R/ 2 试样) C r 11.080 11.714 0.946 Co 17.144 18.378 0.933 Mo 5.119 2.471 2.072 Al 2.066 2.378 0.868 Ti 4.892 0.937 5.220 铸锭中心 C r 11.709 11.761 0.996 Co 17.011 19.184 0.887 Mo 5.293 2.364 2.239 注:元素Al、Ti、Cr 、Co 和Mo 的平均偏析系数 K 分别为 0.878 、 6.325 、0.971 、0.888 和2.163. 图 4 均匀化处理后GH105 铸锭的微观组织照片.(a)铸锭中心处微观照片;(b)铸锭中心处γ′相 Fig.4 Microstructures of a GH105 ingot after homogenization:(a)microstructure in the center of the ingot ;(b)γ′phase in the center of the ingot 2.3.2 均匀化处理工艺的理论分析 均匀化工艺的合理性主要是通过偏析系数的大 小来评判, 其优点是可以最为直接地反映合金的均 匀化程度和工艺合理性.由于偏析系数无法与枝晶 间距(表征冷却速度或凝固速率)、均匀化时间等工 业实际应用参数相关联, 因此对工业生产指导意义 不大 .目前常用的通过元素偏析来评判元素偏析程 度和评价均匀化工艺合理性的方法有两种:残余偏 析指数[ 8] 和均匀化动力学方程[ 9] .在 GH105 铸锭 中, Ti 、M o 的偏析最严重.根据文献[ 10] 可知 ,在相 同的温度下, Ti 元素的扩散速度比 Mo 的要慢很多 , Ti 的偏析不易消除, 同时 Ti 的偏析系数也最高, 因 此均匀化过程的理论计算只针对 Ti 元素的扩散 . (1)均匀化动力学方程对均匀化工艺的理论评 价.均匀化动力学方程如下式所示: 1 T =P ln t GL 2 (1) 式中 , T 为均匀化时的温度 , L 为平均枝晶间距, t 为均匀化的时间, P =R / Q 和 G =4.6/4π 2D0 , Q 为元素扩散激活能, D0 为扩散常数 , R 为气体常 数 .式(1)反应了均匀化过程中温度、时间以及枝晶 间距三者之间的关系.由于枝晶间距可以用来大体 表征合金的凝固速率或冷却速度, 因此对于实际生 产过程来说 ,采用一定冷速或凝固速率得到铸锭后, 可根据式(1)得出均匀化温度与所需均匀化时间的 关系:若确定了均匀化温度 ,可得出相应的均匀化时 间 ;若给定了均匀化时间,则可估计均匀化所需要采 用的温度.这对于工业生产有实际的指导意义 . 从式(1)可以看出 ,若要计算 Ti 在 GH105 合金 中的均匀化动力学 ,需要首先确定 Ti 元素的扩散常 数和扩散激活能.文献[ 10] 给出了 Ti 在 Ni 中质量 分数为 2.44 %～ 25 %时的扩散系数 , 表明 Ti 的扩 散系数与其在合金中含量有关, 同时也表明 Ti 含量 降至一定程度(3 %～ 4 %)后 ,扩散系数趋于稳定 ,不 · 716 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷

第6期 梅声勇等：GH105合金铸锭元素偏析和均匀化工艺 ·717。 再随含量变化而发生显著变化.GH105合金中Ti 残余偏析指数δ与元素的扩散系数、枝晶间距和均 质量分数为1.25%，根据文献[101的结果，可以假 匀化时间等参量有关，可以用来估计合金均匀化所 定Ti在GH105合金中的扩散系数与Ti在含Ti 需的时间.但是，此方法无法确定合金达到均匀化 244%的Ni中的扩散系数相同.因此，确定GH105 时残余偏析指数的具体值，只能事先认定一个可接 合金中Ti元素常数Do和激活能Q分别为D0= 受的值.残余偏析指数公式如下式所示： 224cm2·s1和Q=287.2kJ°mo厂1.基于确定的 4红2 Ti元素的扩散系数得出不同枝晶尺寸情况下 名-er-0 (4) GH105合金的均匀化动力学曲线。如图5所示. 式中，δ为偏析指数，Cmax、Cmin分别为经均匀化处 1500H 理后的最高浓度和最低浓度，Comax、Comin为原铸态 1450 的最高和最低浓度值，D、L和t分别为扩散系数、 1400 L=150 um 枝晶间距和均匀化时间.如上所述，D也取Ti质量 1350H L=140 um 足1300 L=1301m 分数为2.44%时的值，即为4.89×10.由式(1)可 1250 L=120μm 以得出1160℃和1190℃时Ti元素的残余偏析指 1200 J10μmL-1004m 数与枝晶间距的关系曲线如图6所示. 1150 1100 L-90m 图6表明：枝品间距越小，均匀化退火时间越 L-80μm 1050 L=70m ,L60m 长，则残余偏析指数越小：扩散退火时间增加量相 0 20 40 60 80 100 同，残余偏析指数的变化量δ与枝晶间距存在一定 时间h 的关系.从图中看出：枝晶间距约在150~250m 图5计算得出的GH105合金均匀化动力学曲线 时，δ变化幅度最大：对其他枝晶间距而言，δ尽管 Fig.5 Calculated kinetic homogeriing curves of GH15 ingots 也有所变化，但变化幅度要小于上述枝晶间距.原 图5表明：一定枝晶尺寸情况下，随着均匀化温 因是当枝晶间距较小时，在一定的均匀化时间内元 度的升高，均匀化时间逐渐缩短：一定均匀化温度 素很容易达到均匀化。再增加均匀化时间，残余偏析 下，枝晶尺寸越大，均匀化所需时间越长：一定均匀 指数的变化并不太明显：在枝晶间距较大的情况下， 化时间情况下，枝晶尺寸越大，所需要的均匀化温度 虽然经过一定时间的均匀化退火，但扩散距离较长， 越高.当枝晶间距为1404m时，合金在1160℃完 合金各部位偏析减轻程度相对于枝晶间距约在150 全均匀化需要84h:而温度提高到1190℃完全均 ~250m部位要小得多，所以其残余偏析指数变化 匀化则需52h. 也不太明显.此外，残余偏析指数与元素本身有密 根据扩散第2定律，扩散距离与扩散系数及时 切的关系.一般地，残余偏析指数δ小于0.2时可 间满足下述关系： 认为合金基本达到均匀.图6显示，当枝晶间距为 x=CDt (2) 140m时合金在1190℃经20h基本达到均匀，而 式中，C为常数x为扩散距离，D为扩散常数t为 在1160℃经40h基本达到均匀，这与实验结果中 扩散时间.设D1、t1为1160℃的扩散常数和扩散 GH105合金经1160C退火25h和1190G退火40h 时间，D2、t2为1190℃时的扩散常数和扩散时间. 的均匀化处理工艺有一定偏差说明利用残余偏析 合金在不同温度下均匀化效果相同时，可以认为： 指数模型表征均匀化过程还需进一步完善. x=CD1t1=CD2t2,Dit=D2t2 (3) 3结论 将GH105合金实际均匀化数据代入式(3)可 得，在枝晶间距为140m时，1160℃G退火25h相当 (1)均匀化前铸锭具有明显的枝晶组织偏析 于1190℃退火15.5h.由此计算可以得出，上述 最严重的元素是Ti,其次是Mo,在枝晶间富集；A1、 GH105合金两段式扩散退火工艺(1160℃/25h+ Cr在枝晶干富集：析出相有Y相、MC型和MsC6 1190℃/40h)相当于1190℃退火55.5h,即合金在 型碳化物. 1190退火55.5h达到均匀化，与理论计算结果 (2)均匀化后铸锭枝晶组织基本消除，Y相在 52h基本符合，说明均匀化扩散动力学方程在预测 过程中重新析出，MC型碳化物尖角变钝，M3C6型 和评价GH105合金均匀化工艺上是可行的. 碳化物并未完全溶解，Ti、Mo偏析程度大大改善， (2)残余偏析指数对均匀化工艺的理论评价. 其他元素偏析情况则已消除

再随含量变化而发生显著变化.GH105 合金中 Ti 质量分数为 1.25 %, 根据文献[ 10] 的结果 , 可以假 定Ti 在 GH105 合金中的扩散系数与 Ti 在含 Ti 2.44 %的 Ni 中的扩散系数相同.因此 ,确定 GH105 合金中 Ti 元素常数 D0 和激活能 Q 分别为D0 = 2.24 cm 2·s -1和 Q =287.2 kJ·mol -1 .基于确定的 Ti元素的扩散系数, 得出不同枝晶尺寸情况下 GH105 合金的均匀化动力学曲线, 如图 5 所示. 图5 计算得出的 GH105 合金均匀化动力学曲线 Fig.5 Calculat ed kineti c homogenizing curves of GH105 ingots 图 5 表明:一定枝晶尺寸情况下,随着均匀化温 度的升高, 均匀化时间逐渐缩短 ;一定均匀化温度 下,枝晶尺寸越大, 均匀化所需时间越长;一定均匀 化时间情况下, 枝晶尺寸越大 ,所需要的均匀化温度 越高.当枝晶间距为 140 μm 时 ,合金在 1 160 ℃完 全均匀化需要 84 h ;而温度提高到 1 190 ℃, 完全均 匀化则需 52 h . 根据扩散第 2 定律, 扩散距离与扩散系数及时 间满足下述关系 : x =C Dt (2) 式中 , C 为常数, x 为扩散距离, D 为扩散常数, t 为 扩散时间.设 D1 、t 1 为 1 160 ℃的扩散常数和扩散 时间 , D2 、t 2 为 1 190 ℃时的扩散常数和扩散时间 . 合金在不同温度下均匀化效果相同时, 可以认为: x =C D1 t 1 =C D2 t 2 ,即 D1 t 1 =D2 t 2 (3) 将GH105 合金实际均匀化数据代入式(3)可 得,在枝晶间距为 140 μm 时, 1 160 ℃退火 25 h 相当 于1 190 ℃退火 15.5 h .由此计算可以得出, 上述 GH105 合金两段式扩散退火工艺(1 160 ℃/ 25 h + 1 190 ℃/40 h)相当于 1 190 ℃退火 55.5h ,即合金在 1190 ℃退火 55.5 h 达到均匀化 , 与理论计算结果 52 h基本符合, 说明均匀化扩散动力学方程在预测 和评价GH105 合金均匀化工艺上是可行的. (2)残余偏析指数对均匀化工艺的理论评价 . 残余偏析指数 δ与元素的扩散系数、枝晶间距和均 匀化时间等参量有关 , 可以用来估计合金均匀化所 需的时间 .但是 , 此方法无法确定合金达到均匀化 时残余偏析指数的具体值 ,只能事先认定一个可接 受的值 .残余偏析指数公式如下式所示 : δ= C max -C min C0max -C0min =exp - 4π 2 L 2 Dt (4) 式中 , δ为偏析指数 , C max 、Cmin分别为经均匀化处 理后的最高浓度和最低浓度, C0max 、C0min为原铸态 的最高和最低浓度值 , D 、L 和 t 分别为扩散系数、 枝晶间距和均匀化时间 .如上所述, D 也取 Ti 质量 分数为 2.44 %时的值 ,即为 4.89 ×10 9 .由式(1)可 以得出 1 160 ℃和 1 190 ℃时 Ti 元素的残余偏析指 数与枝晶间距的关系曲线, 如图 6 所示. 图 6 表明:枝晶间距越小, 均匀化退火时间越 长 ,则残余偏析指数越小 ;扩散退火时间增加量相 同 ,残余偏析指数的变化量 δ与枝晶间距存在一定 的关系.从图中看出:枝晶间距约在 150 ～ 250 μm 时 , δ变化幅度最大 ;对其他枝晶间距而言, δ尽管 也有所变化, 但变化幅度要小于上述枝晶间距 .原 因是当枝晶间距较小时 , 在一定的均匀化时间内元 素很容易达到均匀化, 再增加均匀化时间 ,残余偏析 指数的变化并不太明显 ;在枝晶间距较大的情况下, 虽然经过一定时间的均匀化退火 ,但扩散距离较长, 合金各部位偏析减轻程度相对于枝晶间距约在 150 ～ 250 μm 部位要小得多,所以其残余偏析指数变化 也不太明显.此外 , 残余偏析指数与元素本身有密 切的关系.一般地, 残余偏析指数 δ小于 0.2 时可 认为合金基本达到均匀 .图 6 显示 ,当枝晶间距为 140μm 时合金在1 190 ℃经 20 h 基本达到均匀, 而 在 1 160 ℃经 40 h 基本达到均匀, 这与实验结果中 GH105 合金经1 160 ℃退火 25 h 和1 190 ℃退火40h 的均匀化处理工艺有一定偏差, 说明利用残余偏析 指数模型表征均匀化过程还需进一步完善 . 3 结论 (1)均匀化前铸锭具有明显的枝晶组织, 偏析 最严重的元素是 Ti ,其次是 Mo , 在枝晶间富集 ;Al、 Cr 在枝晶干富集;析出相有 γ′相 、MC 型和 M 23C6 型碳化物. (2)均匀化后铸锭枝晶组织基本消除, γ′相在 过程中重新析出, MC 型碳化物尖角变钝 ,M 23C6 型 碳化物并未完全溶解, Ti 、Mo 偏析程度大大改善, 其他元素偏析情况则已消除 . 第 6 期 梅声勇等:GH105 合金铸锭元素偏析和均匀化工艺 · 717 ·

。718 北京科技大学学报 第31卷 1.0r 1.0r a) (b) -1160℃ 0.8 +1190℃ 0.8 二160E 0.6 0.6 04 0.4 02 02 20h 40h 50 100150200250300350400 50 100150200250300350400 枝晶间距/μm 枝晶间距/山m 10 1.0 (e) d 0.8L -1160℃ 0.8- —1160℃ +1190℃ 6 +1190℃ 0.6 0.2 0.2 60h 80h 0 100150200250300350400 0 100150200250300350400 枝晶间距/um 枝晶间距/um 图6GH105合金Ti元素残余偏析指数与枝品间距的关系.均匀化处理：(a)20h:(b)40h(c)60h:(d)80h Fig 6 Relationship betw een the residual segregation coefficient of Ti and the dendritic distance of GH105 ingots:(a)20h homogenizing treat- ment;(b)40h homogenizing treatment;(e)60h homogerizing treatment (d)8 h homogenizing treatment (3)均匀化扩散动力学方程的计算结果与实验 行为.金属学报，200339(1)：27) 结果基本符合，在预测和评价GH105合金均匀化工 [6 Xiong Y H.Li PJ Yarg A M,et al.Effects of foundry vari- ables and refiners on structures of superalloy K4169.Acta Metall 艺上是可行的：利用残余偏析指数模型表征均匀化 Sim2002.38(5):534 过程的理论计算和实际结果存在一定误差. (熊玉华李培杰。杨爱民，等.铸造工艺参数和细化剂对 K4169高温合金铸态组织的影响.金属学报。2002.38(5)： 参考文献 534) [1]Ye J.Ni-based Supera lloys of America.Beijing:Science Press. [7 Kearsey R M,Beddoes JC.Jones P.et al.Compositional design 1978:586 considerations for microsegregation in single crystal superalloy sys (治军.美国镍基高温合金.北京：科学出版社.1978：586) tems.Intermetallics.2004.12:903 [2]Huang Q Y.LiH K.Superalloys.Beijng:Metallurgical Indus- 8 Zhong B Y.In vestigation on Segregation Behavior of Elements try Press 2000 in Waspaloy and GH105 Dissertation].Beijing University of (黄乾尧李汉康.高温合金.北京：治金工业出版社.2000) Science and Technology Beijing,2007 3]Xu C F,Zhou L B.Alloy Steels and Superalloys.Beijing:Bei- (仲博颖.W aspaloy和GH105合金元素偏析行为的研充学位 hang University Press 1993 论刘.北京：北京科技大学，2007) (许昌滏周鹿宾。合金钢与高温合金.北京：北京航空航天大 [9 Tian YL Wang L.Dong J X.et al.Microsegregation of GH742 学出版社.1993) ingot and the element distribution during homogenizing teatment. [4]Li JG.Yu JJ.Zhao N R.et al.Micmsegregation behavior of a Rare Met Mater Eng.2006 35(8):1315 nickeHbase superalby.J Iron Steel Res,2003.15(增f刊1)：260 (田玉亮王玲，董建新等.GH742铸锭偏析及均匀化过程中 (李金国。于金江，赵乃仁，等。一种镍基高温合金的显微偏析 元素分布规律.稀有金属材料与工程200635(8)：1315) 行为.钢铁研究学报.2003,15(Suppl1):260) [10 Hilert A.Diffusion and Thermodynamics of Alloys.Beijing: [5] Sun X F.Yin F S LiJG,et al.Solidificat ion behavior of a cast Metallurgical Indistry Press.1999 nickeHbase superalby.Acta Metall Sin.2003,39(1):27 (田止tA.合金扩散和热力学.北京：治金工业出版社. (孙晓峰.殷风仕，李金国。等。一种铸造镍基高温合金的凝固 1999)

图 6 GH105 合金 Ti 元素残余偏析指数与枝晶间距的关系.均匀化处理:(a)20 h;(b)40 h;(c)60 h;(d)80 h Fig.6 Relationship betw een the residual segregation coefficient of Ti and the dendritic dist ance of GH105 ingots:(a)20 h homogenizing treat￾ment ;(b)40 h homogenizing treatment ;(c)60 h homogenizing treatment;(d)80 h homogenizing treatment (3)均匀化扩散动力学方程的计算结果与实验 结果基本符合, 在预测和评价 GH105 合金均匀化工 艺上是可行的;利用残余偏析指数模型表征均匀化 过程的理论计算和实际结果存在一定误差. 参 考 文 献 [ 1] Ye J.Ni-based S upera lloys of Ameri ca.Beijing :Science Press, 1978:586 (冶军.美国镍基高温合金.北京:科学出版社, 1978:586) [ 2] Huang Q Y , Li H K.S upera lloys.Beijing :Met allurgical Indus￾try Press, 2000 (黄乾尧, 李汉康.高温合金.北京:冶金工业出版社, 2000) [ 3] Xu C F, Zhou L B .Alloy St eels and S uperalloys.Beijing :Bei￾hang University Press, 1993 (许昌滏, 周鹿宾.合金钢与高温合金.北京:北京航空航天大 学出版社, 1993) [ 4] Li J G , Yu J J , Zhao N R, et al.Microsegregation behavior of a nickel-base superalloy .J Iron S teel Res ,2003 , 15(增刊 1):260 (李金国, 于金江, 赵乃仁, 等.一种镍基高温合金的显微偏析 行为.钢铁研究学报, 2003 , 15(Suppl 1):260) [ 5] Sun X F , Yin F S , Li J G , et al.S olidifi cation behavior of a cast nickel-base superalloy .Acta Metall S in , 2003 , 39(1):27 (孙晓峰, 殷凤仕, 李金国, 等.一种铸造镍基高温合金的凝固 行为.金属学报, 2003 , 39(1):27) [ 6] Xiong Y H , Li P J, Yang A M , et al.Eff ects of foundry vari￾ables and refiners on structures of superalloy K4169.Acta Metall S in , 2002 , 38(5):534 (熊玉华, 李培杰, 杨爱民, 等.铸造工艺参数和细化剂对 K4169高温合金铸态组织的影响.金属学报, 2002 , 38(5): 534) [ 7] Kearsey R M , Beddoes J C , Jones P , et al.Compositional design considerations f or microsegregation in single cryst al superalloy sys￾tems.Intermetallics, 2004 , 12:903 [ 8] Zhong B Y .In vestigation on Segregation Behavior of Elements in Waspaloy and GH105 [ Dissert ation] .Beijing:University of Science and Technology Beijing , 2007 (仲博颖.Waspaloy 和 GH105合金元素偏析行为的研究[ 学位 论文] .北京:北京科技大学, 2007) [ 9] Tian Y L , Wang L , Dong J X, et al.Microsegregation of GH742 ingot and the element distribution during homogenizing treatment . Rare Met Mater Eng , 2006 , 35(8):1315 (田玉亮, 王玲, 董建新, 等.GH742 铸锭偏析及均匀化过程中 元素分布规律.稀有金属材料与工程, 2006 , 35(8):1315) [ 10] Hillert A .Dif fusion and Thermodynamics of Alloys.Beijing : Met allurgi cal Industry Press, 1999 (Hillert A.合金扩散和热力学.北京:冶金工业出版社, 1999) · 718 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷