工程科学学报，第41卷，第3期：359-367,2019年3月 Chinese Journal of Engineering,Vol.41,No.3:359-367,March 2019 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2019.03.009:http://journals.ustb.edu.cn 钴基高温合金GH5605铸态组织及高温扩散退火过程 中元素再分配 刘 超”，江河)四，董建新”，章清泉) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)北京首钢冶金研究院，北京100192 ☒通信作者，E-mail:jianghel7@sina.cm 摘要利用光学显微镜(OM)、场发射扫描电子显微镜(FESEM)、能谱分析(EDS)并结合热力学及动力学计算结果对采用 真空感应熔炼和电渣重熔二联工艺生产的GH5605合金电渣锭的枝晶形貌、元素偏析和析出相进行分析.探索了合金的高温 扩散退火制度并结合差示扫描量热仪(DSC)和热压缩模拟实验分析高温扩散退火前后的合金特征.结果表明：GH56O5合金 中的枝晶和元素偏析情况较轻，主要偏析元素是C和W并在枝晶间处偏聚，电渣锭中的主要析出相包括奥氏体、晶界MC6 以及晶内和晶界处的奥氏体与M,C。板条状共晶相.经12I0℃/8h扩散退火处理后枝晶和元素偏析基本消除，共晶相基本 回溶. 关键词钴基高温合金：偏析：枝晶：共晶：高温扩散退火 分类号TG146.1 As-cast microstructure and redistribution of elements in high-temperature diffusion an- nealing in cobalt-base superalloy GH5605 LIU Chao”,JIANG He)a,DONG Jian--in”,ZHANG Qing-guan2》 1)School of Materials Science and Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Beijing Beiye Functional Materials Corporation,Beijing 100192,China Corresponding author,E-mail:jinghel7@sina.cn ABSTRACT The dendritic morphology,elements segregation index,precipitates morphology,and precipitates types in GH5605 in- got produced by vacuum induction melting and electroslag remelting were investigated by using optical microscopy (OM),field-emis- sion scanning electron microscopy (FESEM),energy-dispersive X-ay spectroscopy (EDS)spectrum analysis and the results of ther- modynamic and kinetic calculations by Thermal-Calc and JMatPro sofeware.To study the effects of high-temperature diffusion annealing on GH5605 ingot,the annealing system was investigated and the microstructure and macrostructure characteristics of GH5605 ingot were analyzed before and after the diffusion annealing by differential scanning calorimetry (DSC)and thermal compression simulation tests in Gleeble 3800 test machine.In the OM results,dendrites are not obvious,and secondary dendritic arms cannot be distinguished in the GH5605 surface but they are gradually clearer toward the center area.The EDS results show that element segregation index is comparably small in GH5605 ingot:every element segregation index is in the range of 0.9-1.4 which is not as large as those of nickel- based superalloy.The main segregating elements during solidification are Cr and W which mainly segregate in the dendritic regions. According to the FESEM results,the precipitate phases include austenite and grain boundary carbide M2C and because of the Cr and W segregation at dendritic arms,an unexpected eutectic phase comprising austenite and MaC appears,and the alternating lamellae of austentite and MCs develop a lathlike morphology.Different macrostructure and microstructure characteristics including the morpholo- 收稿日期：20180203 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51571012)：中央高校基本业务费资助项目(2017YFB0305201)
工程科学学报，第 41 卷，第 3 期: 359--367，2019 年 3 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 41，No． 3: 359--367，March 2019 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2019． 03． 009; http: / /journals． ustb． edu． cn 钴基高温合金 GH5605 铸态组织及高温扩散退火过程 中元素再分配 刘 超1) ，江 河1) ，董建新1) ，章清泉2) 1) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 2) 北京首钢冶金研究院，北京 100192 通信作者，E-mail: jianghe17@ sina． cn 摘 要 利用光学显微镜( OM) 、场发射扫描电子显微镜( FESEM) 、能谱分析( EDS) 并结合热力学及动力学计算结果对采用 真空感应熔炼和电渣重熔二联工艺生产的 GH5605 合金电渣锭的枝晶形貌、元素偏析和析出相进行分析． 探索了合金的高温 扩散退火制度并结合差示扫描量热仪( DSC) 和热压缩模拟实验分析高温扩散退火前后的合金特征． 结果表明: GH5605 合金 中的枝晶和元素偏析情况较轻，主要偏析元素是 Cr 和 W 并在枝晶间处偏聚，电渣锭中的主要析出相包括奥氏体、晶界 M23C6 以及晶内和晶界处的奥氏体与 M23C6板条状共晶相． 经 1210 ℃ /8 h 扩散退火处理后枝晶和元素偏析基本消除，共晶相基本 回溶． 关键词 钴基高温合金; 偏析; 枝晶; 共晶; 高温扩散退火 分类号 TG146. 1 收稿日期: 2018--02--03 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51571012) ; 中央高校基本业务费资助项目( 2017YFB0305201) As-cast microstructure and redistribution of elements in high-temperature diffusion annealing in cobalt-base superalloy GH5605 LIU Chao1) ，JIANG He1) ，DONG Jian-xin1) ，ZHANG Qing-quan2) 1) School of Materials Science and Technology，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Beijing Beiye Functional Materials Corporation，Beijing 100192，China Corresponding author，E-mail: jinghe17@ sina． cn ABSTＲACT The dendritic morphology，elements segregation index，precipitates morphology，and precipitates types in GH5605 ingot produced by vacuum induction melting and electroslag remelting were investigated by using optical microscopy ( OM) ，field-emission scanning electron microscopy ( FESEM) ，energy-dispersive X-ray spectroscopy ( EDS) spectrum analysis and the results of thermodynamic and kinetic calculations by Thermal-Calc and JMatPro sofeware． To study the effects of high-temperature diffusion annealing on GH5605 ingot，the annealing system was investigated and the microstructure and macrostructure characteristics of GH5605 ingot were analyzed before and after the diffusion annealing by differential scanning calorimetry ( DSC) and thermal compression simulation tests in Gleeble 3800 test machine． In the OM results，dendrites are not obvious，and secondary dendritic arms cannot be distinguished in the GH5605 surface but they are gradually clearer toward the center area． The EDS results show that element segregation index is comparably small in GH5605 ingot; every element segregation index is in the range of 0. 9--1. 4 which is not as large as those of nickelbased superalloy． The main segregating elements during solidification are Cr and W which mainly segregate in the dendritic regions． According to the FESEM results，the precipitate phases include austenite and grain boundary carbide M2 3C6 and because of the Cr and W segregation at dendritic arms，an unexpected eutectic phase comprising austenite and M23C6 appears，and the alternating lamellae of austentite and M23C6 develop a lathlike morphology． Different macrostructure and microstructure characteristics including the morpholo-
·360· 工程科学学报，第41卷，第3期 gy of dendritic,elements segregation index,grain size,morphology and the amount of eutectic phase were analyzed and compared in different annealing times.The high-temperature diffusion annealing system is optimal at 1210 C/8h,at which the dendrites and ele- mental segregation are substantially eliminated,and the eutectic phase is almost dissolved. KEY WORDS cobalt-base superalloy:segregation:dendritic:eutectic:high temperature diffusion annealing 钴基高温合金在高温下具有优良的稳定性和更 合金的性能及组织演变的研究报道很多，但是关于 高的强度，因此广泛应用于航空发动机的涡轮叶片 其铸态组织中的元素偏析行为、析出相种类和形貌 及内部的导向叶片)，同时在生物医学领域也受到 以及高温扩散退火过程中的元素再分配规律等却鲜 广泛关注P-.GH5605是Co-Cr-Ni基固溶强化型 有报道，因此本文针对双联工艺生产的GH5605合 变形高温合金，使用温度在1000℃以下，合金在815 金电渣锭进行研究，分析其组织特点、元素偏析和析 ℃以下具有中等的持久和蠕变强度，在1090℃以下 出相，并结合软件计算结果和差示扫描量热仪与热 具有优良的抗氧化性能，同时具有较好的加工和焊 压缩模拟实验结果分析高温扩散退火处理的合金 接等工艺性能，国外与该合金成分相近的合金牌号 特征 是L605、HS25及W℉-11等.碳化物是钴基高温 1 实验材料与方法 合金的重要强化相，碳化物的形态和特点对其机械 性能和结构稳定性发挥着重要作用，铸态钴基高温 本实验所用电渣锭采用真空感应熔炼加电渣重熔 合金中含有多种碳化物，G等-)研究了某钴基高 二联工艺熔炼，在243mm的电渣锭锭头切取35mm 温合金中碳化物的转变行为，发现由于碳化物与基 厚的圆片进行铸态组织分析及高温扩散退火实验研 体的共格关系，M2aC6(M主要为C和W)在M,C, 究，合金成分如表1所示.将圆片对半切开后，用60l 与基体的界面形核并向M,C,生长.KoBmann等o HNO +200mL HCI +50g FeCl +30g NH(SO)2+50 研究ERBOC09W钴基高温合金的偏析行为和析出 mLH,0的混合溶液进行低倍侵蚀，分别从外缘、1/ 2半径和心部3处切取20mm×15mm×10mm块， 相并与其他3种高温合金比较，构建微观结构特征 用金相砂纸将横截面和纵截面打磨至2000°后进行 和相稳定性的模型.而热加工性能的研究则集中于 再结晶及晶粒长大行为，Keyvani等回利用激光超声 机械抛光，用1 g CuCl2+10 nL HCI+10mLC2HOH 的混合溶液侵蚀后在光镜下观察金相组织.用体积 治金技术原位观察L605再结晶过程中平均晶粒尺 分数20%H,S0,+80%CH,OH混合溶液电解抛光 寸的演变过程和热处理过程中的晶粒长大现象，表 后，在扫描电镜下观察析出相形貌，利用能谱仪分析 明该技术有利于优化热加工参数，满足特定需要. 微区和析出相成分，对析出相进行鉴定，所有测量过 Chiba等利用超速退火法研究L6O5合金冷加工样 程均采用10个样本并取平均值作为最终结果.对 品的静态再结晶过程中晶粒细化和粗化问题，发现 电渣锭不同部位的小试样在箱式电阻炉内进行高温 晶粒生长的动力学特征和最初的变形状态无关，并 扩散退火，退火温度为1210℃，保温4、8和12h后 且通过减少退火时间可以获得细化的微观结构， 进行金相组织观察和析出相分析. 同时他们利用平均场模型结合逆向工程法构建出了 L605合金的动态再结晶模型回.Kumar等通过 表1GH5605合金化学成分（质量分数） Table 1 Main chemical composition of GH5605 superalloy 热等静压实验研究了Co20Cr15W10Ni在1323~ Cr Mn Fe Ni W Co 1523K的热加工性能和组织控制方法. 0.09 19.751.552.4010.3614.65余量 Favre等固研究了一种在生物体内使用的Co一 Cr一W-Fe合金中的不同Cr、W、Fe含量下的合金相 将铸态和1210℃/8h后的合金加工成中10mm× 图及其在1250℃下均匀化12h后的组织.Favre l5mm的圆柱试样，并在Gleeble3800试验机上进行 等0在L605钴基合金的基础上开发了一种新型钴 等温压缩热模拟实验，分析高温扩散退火合金特征. 基高温合金，通过添加Ta、Al、Ti、Y等元素进一步提 热变形温度为1150℃，应变速率为0.1s1、变形量 高合金的抗氧化能力，提出了铸锭加工为锻件的一 为60%，观察变形后的试样宏观形貌，并从试样中 系列热处理制度，其中的均匀化制度为1204~1260 心沿纵向切开并打磨抛光后，用15gKMn04+20mL ℃保温12~36h. H2SO,+80mLH20的混合溶液加热侵蚀，观察纵剖 国内外对钴基高温合金GH5605及其相近牌号 面的再结晶情况
工程科学学报，第 41 卷，第 3 期 gy of dendritic，elements segregation index，grain size，morphology and the amount of eutectic phase were analyzed and compared in different annealing times． The high-temperature diffusion annealing system is optimal at 1210 ℃ /8 h，at which the dendrites and elemental segregation are substantially eliminated，and the eutectic phase is almost dissolved． KEY WOＲDS cobalt-base superalloy; segregation; dendritic; eutectic; high temperature diffusion annealing 钴基高温合金在高温下具有优良的稳定性和更 高的强度，因此广泛应用于航空发动机的涡轮叶片 及内部的导向叶片［1］，同时在生物医学领域也受到 广泛关注［2--6］． GH5605 是 Co--Cr--Ni 基固溶强化型 变形高温合金，使用温度在 1000 ℃以下，合金在 815 ℃以下具有中等的持久和蠕变强度，在 1090 ℃ 以下 具有优良的抗氧化性能，同时具有较好的加工和焊 接等工艺性能，国外与该合金成分相近的合金牌号 是 L605、HS25 及 WF--11 等［7］． 碳化物是钴基高温 合金的重要强化相，碳化物的形态和特点对其机械 性能和结构稳定性发挥着重要作用，铸态钴基高温 合金中含有多种碳化物，Gui 等［8--9］研究了某钴基高 温合金中碳化物的转变行为，发现由于碳化物与基 体的共格关系，M23 C6 ( M 主要为 Cr 和 W) 在 M7 C3 与基体的界面形核并向 M7C3生长． Koβmann 等［10］ 研究 EＲBOCo--9W 钴基高温合金的偏析行为和析出 相并与其他 3 种高温合金比较，构建微观结构特征 和相稳定性的模型． 而热加工性能的研究则集中于 再结晶及晶粒长大行为，Keyvani 等［2］利用激光超声 冶金技术原位观察 L605 再结晶过程中平均晶粒尺 寸的演变过程和热处理过程中的晶粒长大现象，表 明该技术有利于优化热加工参数，满足特定需要． Chiba 等利用超速退火法研究 L605 合金冷加工样 品的静态再结晶过程中晶粒细化和粗化问题，发现 晶粒生长的动力学特征和最初的变形状态无关，并 且通过减少退火时间可以获得细化的微观结构［11］， 同时他们利用平均场模型结合逆向工程法构建出了 L605 合金的动态再结晶模型［12］． Kumar 等［4］通过 热等静压实验研究了 Co20Cr15W10Ni 在 1323 ～ 1523 K 的热加工性能和组织控制方法． Favre 等［13］研究了一种在生物体内使用的 Co-- Cr--W--Fe 合金中的不同 Cr、W、Fe 含量下的合金相 图及其在 1250 ℃ 下均匀化 12 h 后的组织． Favre 等［14］在 L605 钴基合金的基础上开发了一种新型钴 基高温合金，通过添加 Ta、Al、Ti、Y 等元素进一步提 高合金的抗氧化能力，提出了铸锭加工为锻件的一 系列热处理制度，其中的均匀化制度为 1204 ～ 1260 ℃保温 12 ～ 36 h． 国内外对钴基高温合金 GH5605 及其相近牌号 合金的性能及组织演变的研究报道很多，但是关于 其铸态组织中的元素偏析行为、析出相种类和形貌 以及高温扩散退火过程中的元素再分配规律等却鲜 有报道，因此本文针对双联工艺生产的 GH5605 合 金电渣锭进行研究，分析其组织特点、元素偏析和析 出相，并结合软件计算结果和差示扫描量热仪与热 压缩模拟实验结果分析高温扩散退火处理的合金 特征． 1 实验材料与方法 本实验所用电渣锭采用真空感应熔炼加电渣重熔 二联工艺熔炼，在 243 mm 的电渣锭锭头切取 35 mm 厚的圆片进行铸态组织分析及高温扩散退火实验研 究，合金成分如表1 所示． 将圆片对半切开后，用60 mL HNO3 + 200 mL HCl + 50 g FeCl3 + 30 g NH4 ( SO4 ) 2 + 50 mL H2O 的混合溶液进行低倍侵蚀，分别从外缘、1 / 2 半径和心部 3 处切取 20 mm × 15 mm × 10 mm 块， 用金相砂纸将横截面和纵截面打磨至 2000# 后进行 机械抛光，用 1 g CuCl2 + 10 mL HCl + 10 mL C2H5OH 的混合溶液侵蚀后在光镜下观察金相组织． 用体积 分数 20% H2 SO4 + 80% CH3OH 混合溶液电解抛光 后，在扫描电镜下观察析出相形貌，利用能谱仪分析 微区和析出相成分，对析出相进行鉴定，所有测量过 程均采用 10 个样本并取平均值作为最终结果． 对 电渣锭不同部位的小试样在箱式电阻炉内进行高温 扩散退火，退火温度为 1210 ℃，保温 4、8 和 12 h 后 进行金相组织观察和析出相分析． 表 1 GH5605 合金化学成分( 质量分数) Table 1 Main chemical composition of GH5605 superalloy % C Cr Mn Fe Ni W Co 0. 09 19. 75 1. 55 2. 40 10. 36 14. 65 余量 将铸态和1210 ℃ /8 h 后的合金加工成 10 mm × 15 mm 的圆柱试样，并在 Gleeble 3800 试验机上进行 等温压缩热模拟实验，分析高温扩散退火合金特征． 热变形温度为 1150 ℃，应变速率为 0. 1 s － 1、变形量 为 60% ，观察变形后的试样宏观形貌，并从试样中 心沿纵向切开并打磨抛光后，用 15 g KMnO4 + 20 mL H2 SO4 + 80 mL H2O 的混合溶液加热侵蚀，观察纵剖 面的再结晶情况． · 063 ·
刘超等：钴基高温合金GH5605铸态组织及高温扩散退火过程中元素再分配 ·361· 本文理论计算包括如下内容：利用JMatPro软 2结果和讨论 件及其镍基高温合金数据库计算合金热力学平衡相 图和非平衡凝固过程中的元素再分配规律：采用 2.1铸态枝晶形貌及元素偏析 Thermal--Calc软件计算合金非平衡状态下的凝固动 图1(a)为GH5605合金电渣锭低倍侵蚀形貌， 力学曲线，并以此为依据选取合金均匀化温度 外壁有一层厚度≤5mm的细晶区，柱状晶不发达， (a) e 200um 100Hm ,200um 100μm 200μm 0Oμum 图1电渣锭低倍形貌(a)及不同位置金相组织和背散射照片.(b,e)外缘：(c,)12半径：(d,g心部 Fig.1 Low magnitude morphology (a)and metallography and backscatter photos of electroslag ingot at different positions:(b,e)edge:(cf)1/2 radius:(d,g）center
刘 超等: 钴基高温合金 GH5605 铸态组织及高温扩散退火过程中元素再分配 本文理论计算包括如下内容: 利用 JMatPro 软 件及其镍基高温合金数据库计算合金热力学平衡相 图和非平衡凝固过程中的元素再分配规律; 采用 Thermal--Calc 软件计算合金非平衡状态下的凝固动 力学曲线，并以此为依据选取合金均匀化温度． 图 1 电渣锭低倍形貌( a) 及不同位置金相组织和背散射照片． ( b，e) 外缘; ( c，f) 1 /2 半径; ( d，g) 心部 Fig． 1 Low magnitude morphology ( a) and metallography and backscatter photos of electroslag ingot at different positions: ( b，e) edge; ( c，f) 1 /2 radius; ( d，g) center 2 结果和讨论 2. 1 铸态枝晶形貌及元素偏析 图 1( a) 为 GH5605 合金电渣锭低倍侵蚀形貌， 外壁有一层厚度≤5 mm 的细晶区，柱状晶不发达， · 163 ·
·362 工程科学学报，第41卷，第3期 只有在图1(a)上方才有较为明显的柱状晶结构，厚 较低，不足以形成发达的柱状晶区，柱状晶只有在 度约为20mm,大部分区域为等轴晶.分别从红色矩 靠近外壁温差较大的部位出现，凝固完成后形成 形框位置切取外缘、1/2半径和心部的试样观察金 了大量等轴晶，且12半径和心部的枝晶间距差 相，图1(b)、(c)和(d)分别为三个部位的金相组织 别较小 照片，金相组织照片说明合金三个部位的枝晶形貌 表2GH5605合金枝品间距 不明显，只有心部的一次枝晶较为发达.为了更好 Table 2 Dendrite spacing in GH5605 superalloy 地观察元素偏析情况，在场发射扫描电镜的背散射 取样位置 一次枝晶间距/μm 二次枝品间距/μm 模式进行观察，结果如图1(e)、(f)和(g)所示，可以 外缘 115.65 93.25 看出电渣锭枝晶间的元素还是存在一定程度的偏 1/2半径 225.00 115.00 析，白色区域为枝晶间，灰色区域为枝晶干，枝晶间 心部 237.50 132.13 分布有较多的白亮析出相. 由于元素偏析较轻，605合金的偏析程度较低 表3为电渣锭不同位置的元素偏析系数，可以 且枝晶形貌并不十分明显，表2为电渣锭不同部 看出心部偏析最严重，但电渣锭整体的元素偏析并 位的枝晶间距，一次枝晶间距：心部>1/2半径≥ 不严重.C和W元素均发生了正偏析，在心部的偏 外缘；二次枝晶间距：心部>12半径>外缘，这主 析较重.碳化物是GH5605合金的重要强化相，由 要是由于铸锭在凝固过程中，外壁与水冷结晶器 表1可知，GH5605合金中关键的碳化物形成元素 接触，温差大，冷却速度快，从而形成一层细小的 为Cr和W,所以这两种元素的偏析行为将影响电渣 等轴晶，枝晶形貌不明显，心部温度最高，但温差 锭中碳化物的分布情况. 表3铸锭元素偏析系数 Table 3 Elements segregation coefficient of ingot 取样位置 C Cr Mn Fe Co Ni W 外缘 0.97 1.10 1.31 0.92 0.93 0.94 1.13 112半径 0.95 1.08 1.31 0.93 0.95 0.96 1.10 心部 0.94 1.14 1.40 0.86 0.91 0.87 1.25 平均值 0.95 1.11 1.34 0.90 0.93 0.92 1.16 图2为利用JMatPro软件计算的Cr和W在凝 固过程中的动力学因素，所以计算结果和实际情况 固过程中的再分配规律，可以看出在凝固过程中，随 会有一定的偏差，但两者的变化趋势相同.实验和 着液相比例的减少，Cr和W在液相中的含量逐渐 计算结果表明，GH5605合金心部的元素偏析最严 偏离其平衡成分.在凝固初期，C含量增加缓慢，当 重但合金整体的偏析较轻，但Cr和W在凝固后期 液相比例减小到0.I2左右时，C的含量迅速增大， 会在枝晶间富集，使枝晶间有较多碳化物析出 但W的质量分数曲线较为光滑.由于软件是基于 2.2铸态组织析出相 热力学平衡状态进行计算的，并没有考虑到实际凝 图3为电渣锭的组织形貌及局部放大图，可以 (b) 22 20 15 40 60 80 100 20 40 0 80 100 残余液相质量分数% 残余液相质量分数/% 图2Cr(a)和W(b)凝固过程再分配规律 Fig.2 Redistribution rules of Cr (a)and W (b)during solidification
工程科学学报，第 41 卷，第 3 期 只有在图 1( a) 上方才有较为明显的柱状晶结构，厚 度约为20 mm，大部分区域为等轴晶． 分别从红色矩 形框位置切取外缘、1 /2 半径和心部的试样观察金 相，图 1( b) 、( c) 和( d) 分别为三个部位的金相组织 照片，金相组织照片说明合金三个部位的枝晶形貌 不明显，只有心部的一次枝晶较为发达． 为了更好 地观察元素偏析情况，在场发射扫描电镜的背散射 模式进行观察，结果如图 1( e) 、( f) 和( g) 所示，可以 看出电渣锭枝晶间的元素还是存在一定程度的偏 析，白色区域为枝晶间，灰色区域为枝晶干，枝晶间 分布有较多的白亮析出相． 由于元素偏析较轻，605 合金的偏析程度较低 且枝晶形貌并不十分明显，表 2 为电渣锭不同部 位的枝晶间距，一次枝晶间距: 心部 ＞ 1 /2 半径 外缘; 二次枝晶间距: 心部 ＞ 1 /2 半径 ＞ 外缘，这主 要是由于铸锭在凝固过程中，外壁与水冷结晶器 接触，温差大，冷却速度快，从而形成一层细小的 等轴晶，枝晶形貌不明显，心部温度最高，但温差 较低，不足以形成发达的柱状晶区，柱状晶只有在 靠近外壁温差较大的部位出现，凝固完成后形成 了大量等轴晶，且 1 /2 半径和心部的枝晶间距差 别较小． 表 2 GH5605 合金枝晶间距 Table 2 Dendrite spacing in GH5605 superalloy 取样位置 一次枝晶间距/μm 二次枝晶间距/μm 外缘 115. 65 93. 25 1 /2 半径 225. 00 115. 00 心部 237. 50 132. 13 表 3 为电渣锭不同位置的元素偏析系数，可以 看出心部偏析最严重，但电渣锭整体的元素偏析并 不严重． Cr 和 W 元素均发生了正偏析，在心部的偏 析较重． 碳化物是 GH5605 合金的重要强化相，由 表 1 可知，GH5605 合金中关键的碳化物形成元素 为 Cr 和 W，所以这两种元素的偏析行为将影响电渣 锭中碳化物的分布情况． 表 3 铸锭元素偏析系数 Table 3 Elements segregation coefficient of ingot 取样位置 C Cr Mn Fe Co Ni W 外缘 0. 97 1. 10 1. 31 0. 92 0. 93 0. 94 1. 13 1 /2 半径 0. 95 1. 08 1. 31 0. 93 0. 95 0. 96 1. 10 心部 0. 94 1. 14 1. 40 0. 86 0. 91 0. 87 1. 25 平均值 0. 95 1. 11 1. 34 0. 90 0. 93 0. 92 1. 16 图 2 Cr ( a) 和 W ( b) 凝固过程再分配规律 Fig． 2 Ｒedistribution rules of Cr ( a) and W ( b) during solidification 图 2 为利用 JMatPro 软件计算的 Cr 和 W 在凝 固过程中的再分配规律，可以看出在凝固过程中，随 着液相比例的减少，Cr 和 W 在液相中的含量逐渐 偏离其平衡成分． 在凝固初期，Cr 含量增加缓慢，当 液相比例减小到 0. 12 左右时，Cr 的含量迅速增大， 但 W 的质量分数曲线较为光滑． 由于软件是基于 热力学平衡状态进行计算的，并没有考虑到实际凝 固过程中的动力学因素，所以计算结果和实际情况 会有一定的偏差，但两者的变化趋势相同． 实验和 计算结果表明，GH5605 合金心部的元素偏析最严 重但合金整体的偏析较轻，但 Cr 和 W 在凝固后期 会在枝晶间富集，使枝晶间有较多碳化物析出． 2. 2 铸态组织析出相 图 3 为电渣锭的组织形貌及局部放大图，可以 · 263 ·
刘超等：钴基高温合金GH5605铸态组织及高温扩散退火过程中元素再分配 ·363· 看出晶内和晶界有岛状析出相，且晶内明显多于晶 相具有明显的板条状结构.图5为晶界形貌，可以 界处，岛状析出相典型微观形貌如图4所示，晶内岛 看出晶界呈曲折状，析出相沿晶界呈链状分布，但该 状析出相呈现黑白复合组织结构，而晶界岛状析出 曲折晶界一定程度上能起到强化作用0.表4为白 a b 100μm 100m 图3电渣锭组织()及局部放大图(b) Fig.3 Microstructure (a)and local magnitude micrographs (b)of ingot (a) (B) 2 um 2 d 2.um 2 jm 图4电渣锭品内(a,b)和品界(c,d)典型析出相形貌 Fig.4 Typical precipitates morphology of inner grain (a,b)and grain boundary (c,d)in ingot 亮析出相和晶界析出相的能谱分析结果，可以看出 两种析出相均富含Cr和W,但晶界析出相Cr含量 更高，而白亮析出相W含量更高. 钴基高温合金中的Cr和W是重要的碳化物形 成元素，而碳化物又是重要的强化相，因此，为了判 断GH56O5电渣锭中析出相的种类与析出温度，利 用JMatPro和Thermal--Calc软件分别计算了 GH5605合金的热力学平衡相图和凝固动力学曲 线，结果如图6所示.计算结果含有奥氏体和 图5品界典型形貌 MC6,合金的初熔温度在1260~1300℃，但已有研究 Fig.5 Typical grain boundary morphology 表明在相近牌号的L605中并没有出现σ相和密排
刘 超等: 钴基高温合金 GH5605 铸态组织及高温扩散退火过程中元素再分配 看出晶内和晶界有岛状析出相，且晶内明显多于晶 界处，岛状析出相典型微观形貌如图 4 所示，晶内岛 状析出相呈现黑白复合组织结构，而晶界岛状析出 相具有明显的板条状结构． 图 5 为晶界形貌，可以 看出晶界呈曲折状，析出相沿晶界呈链状分布，但该 曲折晶界一定程度上能起到强化作用［1］． 表 4 为白 图 3 电渣锭组织( a) 及局部放大图( b) Fig． 3 Microstructure ( a) and local magnitude micrographs ( b) of ingot 图 4 电渣锭晶内( a，b) 和晶界( c，d) 典型析出相形貌 Fig． 4 Typical precipitates morphology of inner grain ( a，b) and grain boundary ( c，d) in ingot 图 5 晶界典型形貌 Fig． 5 Typical grain boundary morphology 亮析出相和晶界析出相的能谱分析结果，可以看出 两种析出相均富含 Cr 和 W，但晶界析出相 Cr 含量 更高，而白亮析出相 W 含量更高． 钴基高温合金中的 Cr 和 W 是重要的碳化物形 成元素，而碳化物又是重要的强化相，因此，为了判 断 GH5605 电渣锭中析出相的种类与析出温度，利 用 JMatPro 和 Thermal-- Calc 软 件 分 别 计 算 了 GH5605 合金的热力学平衡相图和凝固动力学曲 线，结 果 如 图 6 所 示． 计算结果含有奥氏体和 M23C6，合金的初熔温度在 1260 ～ 1300 ℃，但已有研究 表明在相近牌号的 L605 中并没有出现 σ 相和密排 · 363 ·
·364 工程科学学报，第41卷，第3期 表4典型析出相成分（质量分数） Table 4 Composition of typical precipitates % 析出相 C Cr Mn Fe Co Ni W 品界析出相 4.73 43.99 1.95 1.67 22.68 4.42 20.57 岛状析出相 3.33 26.39 1.46 1.04 18.70 2.24 46.84 100 1400 (a 西 一液相 80 一奥氏体 一MC6 1350 一液相 60 液相+奥氏体 液相+奥氏体+密排六方相 一液相+奥氏体+密排六方相+σ 40 1300 液相+奥氏体+密排六方相+a+M,C。 20 300 600 900 1200 1500 12500 20406080100 温度℃ 固相质量分数% 图6GH5605合金平衡相图(a)和凝固动力学曲线(b) Fig.6 Equilibrium phase diagram (a)and the solidification kinetics curve (b)of GH5605 六方相(hexagonal closed-packed,HCP),且HCP 须要在高温下进行均匀化处理，否则在后续的开坯 相大多在冷变形态合金中有微量出现6-0，且在长 过程中会发生严重的开裂，根据江河等的研究， 期时效后HCP相含量会显著增加m.郭建亭Ⅲ研 617B电渣锭中Ti的元素偏析系数达到1.97，经高 究发现变形钴基高温合金的组织基本上为单相奥氏 温48h的扩散退火处理后枝晶及元素偏析情况基 体组织加少量碳化物，只是在高温时效或长期使用 本消除四.均匀化热处理的目的除了消除枝晶间 过程中析出较多碳化物或金属间化合物，因此可以的元素偏析外还有消除共晶相，例如国产GH4169 推测GH5605合金电渣锭中的主要析出相应为奥氏 镍基高温合金采用两段式工艺，先通过高温扩散退 体和M2,C6·文献D5]指出在HS-21合金中也存在 火处理将枝晶间的Laves相回溶后，再消除枝晶间 大量板条状析出相，且该析出相为M:C6和奥氏体 严重的元素偏析，但由表3可知GH5605合金的元 基体的共晶相，结合相图可以推断在GH5605合金 素偏析程度低，W的元素偏析系数仅为1.16，所以 中的板条状析出相也为MC。和奥氏体基体共晶 最关键的是通过高温扩散退火消除晶界和枝晶间的 相.根据郭建亭等的研究，MC6型碳化物会在钴基 低熔点共晶相.根据图7可知共晶相的回溶温度 高温合金最后凝固区域发生共晶反应，形成M:C6 （T)在1190~1200℃之间，且碳化物的回溶温度 伪共晶碳化物组织.在大多数铸造钴基合金中， (Tc黑)在1250℃左右，合金熔点在1400℃左右，因 MC,型碳化物在枝晶间或晶界以共晶形式出现，M,C6 此为了消除共晶相并防止晶界M:C。的液化，退火 板条与奥氏体基体交替排列形成共晶品，其形态可随 温度应控制在1200~1250℃之间，由于对GH5605 合金化学成分变化0.国产K640S铸态合金中 基体熔化 MC,共晶组织的成分近似为(CraCo2,W。)C。m, 与GH5605相比，两种合金中共晶相成分具有共同 的特点，综合以上内容可以判定该白亮析出相为 M,C6和奥氏体基体的共晶相.钴基高温合金的晶 界析出相大多为碳化物，而其中的富C碳化物为 115012001250 M,C6和M,C3,根据相图可以判定晶界析出相为 温度 MC6·综合以上结论可以确定GH5605合金电渣 锭中的析出相包括奥氏体、晶界M,C6以及分布于 I000 1100 12001300 1400 1500 枝晶间和晶界处的两者形成的共晶相. 温度℃ 2.3扩散退火过程元素分配规律 图7GH5605合金电渣锭差示扫描量热曲线 镍基高温合金的偏析情况严重，生产过程中必 Fig.7 DSC curve of GH5605 ingot
工程科学学报，第 41 卷，第 3 期 表 4 典型析出相成分( 质量分数) Table 4 Composition of typical precipitates % 析出相 C Cr Mn Fe Co Ni W 晶界析出相 4. 73 43. 99 1. 95 1. 67 22. 68 4. 42 20. 57 岛状析出相 3. 33 26. 39 1. 46 1. 04 18. 70 2. 24 46. 84 图 6 GH5605 合金平衡相图( a) 和凝固动力学曲线( b) Fig． 6 Equilibrium phase diagram ( a) and the solidification kinetics curve ( b) of GH5605 六方相( hexagonal closed-packed，HCP) ［15］，且 HCP 相大多在冷变形态合金中有微量出现［16--20］，且在长 期时效后 HCP 相含量会显著增加［21］． 郭建亭［1］研 究发现变形钴基高温合金的组织基本上为单相奥氏 体组织加少量碳化物，只是在高温时效或长期使用 过程中析出较多碳化物或金属间化合物，因此可以 推测 GH5605 合金电渣锭中的主要析出相应为奥氏 体和 M23C6 ． 文献［15］指出在 HS--21 合金中也存在 大量板条状析出相，且该析出相为 M23 C6 和奥氏体 基体的共晶相，结合相图可以推断在 GH5605 合金 中的板条状析出相也为 M23 C6 和奥氏体基体共晶 相． 根据郭建亭等的研究，M23C6型碳化物会在钴基 高温合金最后凝固区域发生共晶反应，形成 M23 C6 伪共晶碳化物组织． 在大多数铸造钴基合金中， M23C6型碳化物在枝晶间或晶界以共晶形式出现，M23C6 板条与奥氏体基体交替排列形成共晶，其形态可随 合金化 学 成 分 变 化［1］． 国产 K640S 铸 态 合 金 中 M23C6共晶组织的成分近似为( Cr20 Co2. 5 W0. 5 ) C6 ［1］， 与 GH5605 相比，两种合金中共晶相成分具有共同 的特点，综合以上内容可以判定该白亮析出相为 M23C6和奥氏体基体的共晶相． 钴基高温合金的晶 界析出相大多为碳化物，而其中的富 Cr 碳化物为 M23C6 和 M7 C3，根据相图可以判定晶界析出相为 M23C6 ． 综合以上结论可以确定 GH5605 合金电渣 锭中的析出相包括奥氏体、晶界 M23 C6 以及分布于 枝晶间和晶界处的两者形成的共晶相． 2. 3 扩散退火过程元素分配规律 镍基高温合金的偏析情况严重，生产过程中必 须要在高温下进行均匀化处理，否则在后续的开坯 过程中会发生严重的开裂，根据江河等的研究， 617B 电渣锭中 Ti 的元素偏析系数达到 1. 97，经高 温 48 h 的扩散退火处理后枝晶及元素偏析情况基 本消除［22］． 均匀化热处理的目的除了消除枝晶间 图 7 GH5605 合金电渣锭差示扫描量热曲线 Fig． 7 DSC curve of GH5605 ingot 的元素偏析外还有消除共晶相，例如国产 GH4169 镍基高温合金采用两段式工艺，先通过高温扩散退 火处理将枝晶间的 Laves 相回溶后，再消除枝晶间 严重的元素偏析，但由表 3 可知 GH5605 合金的元 素偏析程度低，W 的元素偏析系数仅为 1. 16，所以 最关键的是通过高温扩散退火消除晶界和枝晶间的 低熔点共晶相． 根据图 7 可知共晶相的回溶温度 ( TEＲ) 在 1190 ～ 1200 ℃ 之间，且碳化物的回溶温度 ( TCＲ) 在 1250 ℃ 左右，合金熔点在 1400 ℃ 左右，因 此为了消除共晶相并防止晶界 M23 C6 的液化，退火 温度应控制在 1200 ～ 1250 ℃ 之间，由于对 GH5605 · 463 ·
刘超等：钴基高温合金GH5605铸态组织及高温扩散退火过程中元素再分配 ·365· 合金的高温扩散退火报道很少，所以初步选择退火 1210℃/4h扩散退火处理后的铸态组织中的原始大 温度为1210℃，保温时间分别为4、8和12h并选取 块共晶相己基本消失，晶界上的M:C。基本回溶，但 偏析最严重的心部进行研究. 是在试样中仍然可见较多残存共晶相存在，而保温 图8是电渣锭心部在1210℃扩散退火处理不 8h和12h的试样中的共晶品相基本回溶，扩散退火对 同时间后的金相组织照片，随着退火时间的延长，枝 共晶相的效果几乎相同，也没有发现晶界液化的现 晶形貌逐渐消失，12h后基本观察不到明显的枝晶， 象.通过对比铸态和扩散退火态(1210℃/8h)的 表5为不同制度下Cr和W的元素偏析系数表，也DSC加热曲线（图7和图9），可以发现退火后合金 可以发现在退火4h后元素偏析与铸态相比己经有 中的共晶品相和碳化物都已基本消失，说明该制度对 了明显下降，而随着时间的延长，元素偏析系数基本 消除共晶相有良好效果.同时统计了铸态及退火不 稳定在1，可认为元素偏析己基本消除，综合以上内 同时间后的晶粒尺寸，结果如图10所示，晶粒长大 容可以说明所选择的高温扩散退火制度对消除元素 情况并不严重，初期的晶粒尺寸增大较快，但随保温 偏析和枝晶有明显效果，元素偏析己基本消除.经 时间的延长，增长趋势变缓，保温8h和12h的晶粒 b 200m 200Hm 200um 图81210℃保温不同时间后电渣锭心部金相照片.(a)4h:(b)8h:(c)12h Fig.8 Metallography of ingot center after annealing at 1210C for different time:(a)4h:(b)8h:(c)12h 表5不同退火制度下Cr和W的元素偏析系数 Table 5 Elements segregation coefficients of Cr and W in different an- 基体熔化 nealing system 元素铸态 1210℃/4h1210℃/8h1210℃/12h 6 Cr 1.11 1.06 1.00 1.00 W 1.16 1.04 1.00 1.00 4 尺寸大致相同，所以综合退火时间对共晶相、元素偏 2 析的消除和晶粒度的影响，1210℃/8h为最佳高温 扩散退火制度. I000 1100 12001300 1400 1500 高温扩散退火的目的是为了消除铸锭中的偏析 温度℃ 和枝晶，防止后续的开坯过程中发生严重开裂现象， 图9高温扩散退火后GH5605合金的差示扫描量热曲线 Fig.9 DSC curve of GH5605 after high temperature diffusion annealing 改善加工性能。为了验证退火效果，需对退火后的 试样进行热压缩变形模拟.为了模拟实际的开坯过 程并对比铸态和退火态试样的热变形情况，利用
刘 超等: 钴基高温合金 GH5605 铸态组织及高温扩散退火过程中元素再分配 合金的高温扩散退火报道很少，所以初步选择退火 温度为 1210 ℃，保温时间分别为 4、8 和 12 h 并选取 偏析最严重的心部进行研究． 图 8 是电渣锭心部在 1210 ℃ 扩散退火处理不 同时间后的金相组织照片，随着退火时间的延长，枝 晶形貌逐渐消失，12 h 后基本观察不到明显的枝晶， 表 5 为不同制度下 Cr 和 W 的元素偏析系数表，也 可以发现在退火 4 h 后元素偏析与铸态相比已经有 了明显下降，而随着时间的延长，元素偏析系数基本 稳定在 1，可认为元素偏析已基本消除，综合以上内 容可以说明所选择的高温扩散退火制度对消除元素 偏析和枝晶有明显效果，元素偏析已基本消除． 经 1210 ℃ /4 h 扩散退火处理后的铸态组织中的原始大 块共晶相已基本消失，晶界上的 M23C6基本回溶，但 是在试样中仍然可见较多残存共晶相存在，而保温 8 h 和 12 h 的试样中的共晶相基本回溶，扩散退火对 共晶相的效果几乎相同，也没有发现晶界液化的现 象． 通过对比铸态和扩散退火态( 1210 ℃ /8 h) 的 DSC 加热曲线( 图 7 和图 9) ，可以发现退火后合金 中的共晶相和碳化物都已基本消失，说明该制度对 消除共晶相有良好效果． 同时统计了铸态及退火不 同时间后的晶粒尺寸，结果如图 10 所示，晶粒长大 情况并不严重，初期的晶粒尺寸增大较快，但随保温 时间的延长，增长趋势变缓，保温 8 h 和 12 h 的晶粒 图 8 1210 ℃保温不同时间后电渣锭心部金相照片． ( a) 4 h; ( b) 8 h; ( c) 12 h Fig． 8 Metallography of ingot center after annealing at 1210 ℃ for different time: ( a) 4 h; ( b) 8 h; ( c) 12 h 表 5 不同退火制度下 Cr 和 W 的元素偏析系数 Table 5 Elements segregation coefficients of Cr and W in different annealing system 元素 铸态 1210 ℃ /4 h 1210 ℃ /8 h 1210 ℃ /12 h Cr 1. 11 1. 06 1. 00 1. 00 W 1. 16 1. 04 1. 00 1. 00 尺寸大致相同，所以综合退火时间对共晶相、元素偏 析的消除和晶粒度的影响，1210 ℃ /8 h 为最佳高温 扩散退火制度． 高温扩散退火的目的是为了消除铸锭中的偏析 和枝晶，防止后续的开坯过程中发生严重开裂现象， 改善加工性能． 为了验证退火效果，需对退火后的 试样进行热压缩变形模拟． 为了模拟实际的开坯过 图 9 高温扩散退火后 GH5605 合金的差示扫描量热曲线 Fig． 9 DSC curve of GH5605 after high temperature diffusion annealing 程并对比铸态和退火态试样的热变形情况，利用 · 563 ·
·366 工程科学学报，第41卷，第3期 1500 图11所示，试样均发生了明显的动态再结晶，由 于变形量较大，原始晶粒被严重拉长，再结晶形核 1200 位置主要在变形晶粒的晶界和内部变形带.两种 且90 状态下的试样均表现出良好的再结晶情况，但铸 态试样的再结晶情况优于退火态试样.热模拟压 600 缩实验结果表明：GH5605铸态试样和经1210℃/ 8h高温扩散退火处理后的试样均表现出良好的塑 300 性，热加工过程中的再结晶情况良好，对降低变形 0 抗力、提高塑性发挥了积极作用，同样具有良好的 铸态 1210℃/J4h1210℃/8h1210℃/12h 退火制度 塑性，但铸态合金的再结晶情况要稍微优于退火 图10品粒尺寸随退火时间演变规律 态合金 Fig.10 Grain size evolution with annealing time 综上所述，双联工艺生产的GH5605合金电渣 Gleeble.3800试验机在1150℃下进行热变形模拟，应 锭内部存在枝晶偏析，但偏析较轻，主要的正偏析元 变速率0.1s,变形量60%，铸态和退火态试样的 素是W和C,电渣锭组织包括奥氏体、晶界碳化物 宏观形貌如图11插图所示，可以看出，两种状态试 M2xC6以及两者的共晶相.经1210℃/8h高温退火 样的表面未出现较明显的开裂，只观察到与压缩方 处理后电渣锭元素偏析基本消除，共晶相基本回溶. 向呈45°的细小裂纹，这是由于试样在压缩过程中 当变形量为60%、应变速率为0.1s-时，铸态和退 受拉应力作用造成的，两种试样的裂纹无较大差别 火态合金在1150℃表现出良好的塑性，但铸态合金 两种状态不同温度条件下试样中心的显微组织如 的再结晶情况要略优于退火态 bl 1004m 100μm 图11铸态(a)和退火态(b)Gleeble试样显微组织 Fig.11 Micrographs of as-east (a)and annealing (b)Gleeble test samples h高温扩散退火态合金均表现出良好的塑性. 3结论 (1)经双联工艺生产的GH5605铸锭存在较轻 参考文献 的枝晶偏析，主要偏析元素W和C的偏析系数分 [Guo J T.Materials Science and Engineering for Superalloys.Bei- 别为1.16和1.11，心部的一次枝晶间距最大，主要 jing:Science Press,2008 (郭建亭.高温合金材料学.北京：科学出版社，2008) 析出相为奥氏体、晶界碳化物M2:C6及位于晶内与 2] Keyvani M,Garcin T,Fabregue D,et al.Continuous measure- 晶界的奥氏体与MC6的板条状共晶 ments of recrystallization and grain growth in cobalt super alloys. (2)采用1210℃保温4、8和12h的高温扩散退 Metall Mater Trans A,2017,48(5)2363 火制度，保温4h后，共晶相仍有少量残余，保温8h B] Favre J,Koizumi Y,Chiba A,et al.Deformation behavior and 后共晶相己基本回溶，Cr和W的元素偏析消除且 dynamic recrystallization of biomedical Co-Cr-W-Ni (L-605)al- loy.Metall Mater Trans A,2013,44(6):2819 偏析系数为1，保温12h后枝晶己基本消失.综合各 Kumar V A,Gupta R K,Murty S V S N,et al.Hot workability 项因素可知最佳高温扩散退火制度为1210℃/8h. and microstructure control in Co20Cr15W10Ni cobalt based super- (3)热压缩模拟实验结果表明铸态和1210℃/8 alloy.J Alloys Compd,2016,676:527
工程科学学报，第 41 卷，第 3 期 图 10 晶粒尺寸随退火时间演变规律 Fig． 10 Grain size evolution with annealing time Gleeble3800 试验机在1150 ℃下进行热变形模拟，应 变速率 0. 1 s － 1，变形量 60% ，铸态和退火态试样的 宏观形貌如图 11 插图所示，可以看出，两种状态试 样的表面未出现较明显的开裂，只观察到与压缩方 向呈 45°的细小裂纹，这是由于试样在压缩过程中 受拉应力作用造成的，两种试样的裂纹无较大差别． 两种状态不同温度条件下试样中心的显微组织如 图 11 所示，试样均发生了明显的动态再结晶，由 于变形量较大，原始晶粒被严重拉长，再结晶形核 位置主要在变形晶粒的晶界和内部变形带． 两种 状态下的试样均表现出良好的再结晶情况，但铸 态试样的再结晶情况优于退火态试样． 热模拟压 缩实验结果表明: GH5605 铸态试样和经 1210 ℃ / 8 h 高温扩散退火处理后的试样均表现出良好的塑 性，热加工过程中的再结晶情况良好，对降低变形 抗力、提高塑性发挥了积极作用，同样具有良好的 塑性，但铸态合金的再结晶情况要稍微优于退火 态合金． 综上所述，双联工艺生产的 GH5605 合金电渣 锭内部存在枝晶偏析，但偏析较轻，主要的正偏析元 素是 W 和 Cr，电渣锭组织包括奥氏体、晶界碳化物 M23C6以及两者的共晶相． 经 1210 ℃ /8 h 高温退火 处理后电渣锭元素偏析基本消除，共晶相基本回溶． 当变形量为 60% 、应变速率为 0. 1 s － 1时，铸态和退 火态合金在 1150 ℃表现出良好的塑性，但铸态合金 的再结晶情况要略优于退火态． 图 11 铸态( a) 和退火态( b) Gleeble 试样显微组织 Fig． 11 Micrographs of as-cast ( a) and annealing ( b) Gleeble test samples 3 结论 ( 1) 经双联工艺生产的 GH5605 铸锭存在较轻 的枝晶偏析，主要偏析元素 W 和 Cr 的偏析系数分 别为 1. 16 和 1. 11，心部的一次枝晶间距最大，主要 析出相为奥氏体、晶界碳化物 M23 C6 及位于晶内与 晶界的奥氏体与 M23C6的板条状共晶． ( 2) 采用 1210 ℃保温 4、8 和 12 h 的高温扩散退 火制度，保温 4 h 后，共晶相仍有少量残余，保温 8 h 后共晶相已基本回溶，Cr 和 W 的元素偏析消除且 偏析系数为 1，保温 12 h 后枝晶已基本消失． 综合各 项因素可知最佳高温扩散退火制度为1210 ℃ /8 h． ( 3) 热压缩模拟实验结果表明铸态和 1210 ℃ /8 h 高温扩散退火态合金均表现出良好的塑性． 参 考 文 献 ［1］ Guo J T． Materials Science and Engineering for Superalloys． Beijing: Science Press，2008 ( 郭建亭． 高温合金材料学． 北京: 科学出版社，2008) ［2］ Keyvani M，Garcin T，Fabrègue D，et al． Continuous measurements of recrystallization and grain growth in cobalt super alloys． Metall Mater Trans A，2017，48( 5) : 2363 ［3］ Favre J，Koizumi Y，Chiba A，et al． Deformation behavior and dynamic recrystallization of biomedical Co--Cr--W--Ni ( L--605) alloy． Metall Mater Trans A，2013，44( 6) : 2819 ［4］ Kumar V A，Gupta Ｒ K，Murty S V S N，et al． Hot workability and microstructure control in Co20Cr15W10Ni cobalt based superalloy． J Alloys Compd，2016，676: 527 · 663 ·
刘超等：钴基高温合金GH5605铸态组织及高温扩散退火过程中元素再分配 ·367· 5]Ueki K,Ueda K,Narushima T.Microstructure and mechanical crystallization of 1605 cobalt superalloy.Mater Sci Eng A, properties of heat-treated Co-20Cr-15 W-10Ni alloy for biomedic- 2016,653:84 al application.Metall Mater Trans A,2016,47(6):2773 [15]Weeton J W,Signorelli R A.An Investigation of Lamellar Struc- 6]Yamanaka K,Mori M,Kuramoto K,et al.Development of new tures and Minor Phase in Eleven Cobalt-Base Alloys Before and Co-Cr-Wbased biomedical alloys:effects of microalloying and After Heat Treatment.Washingon,1954 thermomechanical processing on microstructures and mechanical [16]Mani A,Salinas R,Lopez H F.Deformation induced FCC to properties.Mater Des,2014,55:987 HCP transformation in a Co-27Cr-5Mo-0.05C alloy.Mater Sci Academic Committee of the Superalloys,CSM.China Superalloys EngA,2011,528(78):3037 Handbooks (volume 1).Beijing:Standard Press of China,2012 [17]Vacchieri E.Costa A,Roncallo G,et al.Service induced fcc (中国金属学会高温材料分会.中国高温合金手册（上卷） hep martensitic transformation in a Co-based superalloy.Mater 北京：中国标准出版社，2012) Sci Technol,2017,33(9):1100 [8]Gui W M,Zhang H Y,Yang M,et al.Influence of type and mor- [18]Koizumi Y,Suzuki S,Yamanaka K,et al.Strain-induced mar- phology of carbides on stress-tupture behavior of a cast cobalt-base tensitic transformation near twin boundaries in a biomedical Co- superalloy.J Alloys Compd,2017,728:145 Cr-Mo alloy with negative stacking fault energy.Acta Mater, Gui W M,Zhang H Y,Yang M,et al.The investigation of car- 2013,61(5):1648 bides evolution in a cobalt-base superalloy at elevated temperature. [19]Bensona M L,Liaw P K,Saleh T A,et al.Deformation-induced JAlloys Compd,2017,695:1271 phase development in a cobalt-based superalloy during monotonic [10]KoBmann J,Zenk C H,Lopez-Galilea I,et al.Microsegregation and cyclic deformation.Phys B,2006,385-386:523 and precipitates of an as-cast Co-based superalloy-microstructur- 120]Tawancy H M,Ishwar V R,Lewis B E.On the fec-hep transfor- al characterization and phase stability modelling.Mate Sci, mation in a cobalt-base superalloy Haynes alloy No.25).J 2015,50(19):6329 Mater Sci Lett,1986,5:337 [11]Chiba A,Kurosu S,Akasaka Y,et al.Co-based Alloy for Living 21] Saldivar G.Mani M,Salinas R,et al.Effect of solution treat- Body and Stent:United States Patent,20130226281A1.2013- ments on the fec/hep isothermal martensitic transformation in Co- 8-29 27Cr-5Mo-0.05C aged at 800C.Seripta Mater,1999,40(6): [12]Magyar ST,Hirakis E C,Gell M L,et al.Oxidation Resistant 717 Cobalt Base Alloy:United States Patent,US4078922A.1978-3- 2]Jiang H,Dong JX,Zhang MC.et al.Microstructure and hom- 14 ogenization of as-east 617B alloy for 700 C ultra-supercritical [13]Favre J,Fabregue D,Maire E,et al.Grain growth and static re- boilers.J Unir Sci Technol Beijing,2014,36(6):795 crystallization kinetics in Co-20Cr-15W-10Ni (L-605)cobalt- (江河，董建新，张麦仓，等.700℃超超临界锅炉材料617B base superalloy.Philos Mag,2014,94(18):1992 合金铸态组织及均匀化工艺.北京科技大学学报，2014,36 [14]Favre J,Fabregue D,Yamanaka K,et al.Modeling dynamic re- (6):795)
刘 超等: 钴基高温合金 GH5605 铸态组织及高温扩散退火过程中元素再分配 ［5］ Ueki K，Ueda K，Narushima T． Microstructure and mechanical properties of heat-treated Co--20Cr--15W--10Ni alloy for biomedical application． Metall Mater Trans A，2016，47( 6) : 2773 ［6］ Yamanaka K，Mori M，Kuramoto K，et al． Development of new Co--Cr--W-based biomedical alloys: effects of microalloying and thermomechanical processing on microstructures and mechanical properties． Mater Des，2014，55: 987 ［7］ Academic Committee of the Superalloys，CSM． China Superalloys Handbooks ( volume 1) ． Beijing: Standard Press of China，2012 ( 中国金属学会高温材料分会． 中国高温合金手册( 上卷) ． 北京: 中国标准出版社，2012) ［8］ Gui W M，Zhang H Y，Yang M，et al． Influence of type and morphology of carbides on stress-rupture behavior of a cast cobalt-base superalloy． J Alloys Compd，2017，728: 145 ［9］ Gui W M，Zhang H Y，Yang M，et al． The investigation of carbides evolution in a cobalt-base superalloy at elevated temperature． J Alloys Compd，2017，695: 1271 ［10］ Koβmann J，Zenk C H，Lopez-Galilea I，et al． Microsegregation and precipitates of an as-cast Co-based superalloy—microstructural characterization and phase stability modelling． J Mate Sci， 2015，50( 19) : 6329 ［11］ Chiba A，Kurosu S，Akasaka Y，et al． Co-based Alloy for Living Body and Stent: United States Patent，20130226281A1． 2013-- 8--29 ［12］ Magyar S T，Hirakis E C，Gell M L，et al． Oxidation Ｒesistant Cobalt Base Alloy: United States Patent，US4078922A． 1978--3-- 14 ［13］ Favre J，Fabrègue D，Maire E，et al． Grain growth and static recrystallization kinetics in Co--20Cr--15W--10Ni ( L--605) cobaltbase superalloy． Philos Mag，2014，94( 18) : 1992 ［14］ Favre J，Fabrègue D，Yamanaka K，et al． Modeling dynamic recrystallization of L--605 cobalt superalloy． Mater Sci Eng A， 2016，653: 84 ［15］ Weeton J W，Signorelli Ｒ A． An Investigation of Lamellar Structures and Minor Phase in Eleven Cobalt--Base Alloys Before and After Heat Treatment． Washington，1954 ［16］ Mani A，Salinas Ｒ，Lopez H F． Deformation induced FCC to HCP transformation in a Co--27Cr--5Mo--0. 05C alloy． Mater Sci Eng A，2011，528( 7-8) : 3037 ［17］ Vacchieri E，Costa A，Ｒoncallo G，et al． Service induced fcc→ hcp martensitic transformation in a Co-based superalloy． Mater Sci Technol，2017，33( 9) : 1100 ［18］ Koizumi Y，Suzuki S，Yamanaka K，et al． Strain-induced martensitic transformation near twin boundaries in a biomedical Co-- Cr--Mo alloy with negative stacking fault energy． Acta Mater， 2013，61( 5) : 1648 ［19］ Bensona M L，Liaw P K，Saleh T A，et al． Deformation-induced phase development in a cobalt-based superalloy during monotonic and cyclic deformation． Phys B，2006，385-386: 523 ［20］ Tawancy H M，Ishwar V Ｒ，Lewis B E． On the fcc-hcp transformation in a cobalt-base superalloy ( Haynes alloy No． 25 ) ． J Mater Sci Lett，1986，5: 337 ［21］ Saldivar G，Mani M，Salinas Ｒ，et al． Effect of solution treatments on the fcc/ hcp isothermal martensitic transformation in Co-- 27Cr--5Mo--0. 05C aged at 800 ℃ ． Scripta Mater，1999，40( 6) : 717 ［22］ Jiang H，Dong J X，Zhang M C，et al． Microstructure and homogenization of as-cast 617B alloy for 700 ℃ ultra-supercritical boilers． J Univ Sci Technol Beijing，2014，36( 6) : 795 ( 江河，董建新，张麦仓，等． 700 ℃超超临界锅炉材料 617B 合金铸态组织及均匀化工艺． 北京科技大学学报，2014，36 ( 6) : 795) · 763 ·