·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 ·