·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． Bei￾jing: 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 measure￾ments 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) al￾loy． 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 super￾alloy． J Alloys Compd，2016，676: 527 · 663 ·