王资兴1,2,黄烁3,张北江3,王磊,1,赵光普3

涡轮盘是航空发动机具有关键特性的核心部件，其冶金、制造质量和性能水平，对于发动机和飞机的可靠性、安全寿命和性能的提高具有决定性的作用[1]。随着先进涡扇航空发动机推重比的不断提升，涡轮盘工作温度超过700 ℃[2,3,4,5]，为此，我国近年开始研发750 ℃级镍基变形高温合金涡轮盘材料GH4065合金，其性能与第二代粉末盘René 88DT相当，兼具高性能、低成本和可批量化工业生产的优势，被视为我国未来重点发展的主干变形涡轮盘材料[6,7]。

点状偏析(freckle，以下简称为点偏)是一种通道偏析，是枝晶间熔体在金属凝固过程中由溶质元素偏析造成密度差异而引起局部对流而形成的冶金缺陷[8,9,10]，在合金钢、高温合金、钛合金等多种合金体系中均存在。由于点偏使材料的连续性受到破坏，会对材料的性能产生不利影响，因而是变形高温合金涡轮盘必须控制和避免的冶金缺陷[11]。国内外对GH4169、GH2706、GH4738 (Waspaloy)等Fe-Ni基或镍基变形盘材料的点偏进行了相关研究，其形成原因已基本确定[8,12,13,14]，由于糊状区枝晶偏析引起密度变化驱动的熔体对流造成点偏形成的机制已被学者们广泛接受，并认为合金化程度提高或锭型扩大是增大点偏缺陷形成倾向的主要原因[14,15,16,17,18,19]。但是不同合金中点偏的成分组成、组织特征与合金成分密切相关。GH4169与GH2706合金中较高含量的Nb元素是诱发该类合金点偏(又称黑斑)形成的主要因素。Avyle[15]认为GH4169合金中黑斑的形成机制是富Nb热溶质密度增大，在重力作用下沿糊状区向下流动，高温熔体导致枝晶重熔进而形成通道偏析。GH4738为较低γ′相含量(23%，质量分数)的镍基合金，较高含量的Ti元素是诱发该类合金点偏形成的主要因素。GH4065合金成分与René 88DT合金化程度相当，既含有高含量的固溶元素W、Mo，又含有较高含量的沉淀强化元素Ti、Al、Nb，强化相γ′含量达到42% (质量分数)，其点偏具有与上述合金不同的组织特征，目前相关研究尚无文献报道。因此开展GH4065合金点偏的研究，对于工业化生产中该类缺陷的识别、控制和预测具有重要意义。

本工作以我国GH4065合金生产中出现的典型点偏缺陷为研究对象，利用电子探针(EPMA)定量分析点偏的成分组成，结合热力学计算、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)等手段分析点偏的相组成，采用电子背散射衍射(EBSD)分析点偏的晶粒组织，探讨GH4065合金中点偏的形成机制，为控制该类缺陷的产生提供方法和依据。

1 实验方法

实验材料取自国产GH4065合金，先采用真空感应熔炼(VIM)+电渣重熔(ESR)+真空自耗重熔(VAR)三联冶炼工艺制备成直径508 mm自耗锭，并经高温均匀化处理，采用2000 t快锻机镦拔开坯至直径300 mm黑皮锻棒，最终车光至直径280 mm成品棒材。合金的名义成分(质量分数)为：C 0.02，Cr 16.0，Co 13.0，W 4.0，Mo 4.0，Al 2.1，Ti 3.7，Nb 0.7，B 0.015，Zr 0.045，Ni余量。为与锻态对比，对试样进行热处理：1080 ℃、4 h空冷+760 ℃、8 h空冷。

以点偏为中心，利用线切割沿横向和纵向截取试样，利用GX71光学显微镜(OM)、JXA-8530 EPMA、JSM-7800F SEM、Nordlys EBSD、Technai G2F20 TEM等设备对试样进行组织观察与成分分析。利用Jmatpro中的镍基合金数据库，采用由EPMA测得的基体与点偏成分，计算凝固过程中液相中溶质元素含量随固相含量的变化规律和液相的密度随温度的变化规律；对比计算凝固过程与热力学平衡条件下的第二相析出规律，包括开始析出温度与固相线温度、600 ℃下的第二相含量。金相低倍组织腐蚀方法为：200 mL HCl+12 mL H2SO4+50 g CuSO4擦蚀5 min；金相高倍组织腐蚀方法为：100 mL HCl+100 mL酒精+20 g CuCl2溶液浸蚀30 s；EPMA和EBSD试样采用20%H2SO4+80%CH3OH (体积分数)溶液，以15 V电压电解抛光5~10 s；SEM第二相腐蚀方法为：170 mL H3PO4+10 mL HNO3+15 g CrO3溶液，以3.5 V电压电解腐蚀3~5 s。

2 实验结果

2.1 GH4065合金点偏的形貌与元素偏析

GH4065合金典型点偏缺陷形貌如图1所示。低倍观察表明，点偏基本分布在棒材1/2半径附近，横截面上均为孤立点状、直径1~2 mm。由图1a可见，点偏为直径约1.2 mm的灰白色斑点，相对基体衬度差异不明显，肉眼较难识别，与高Nb含量的GH4169、GH2706合金中常出现的明显黑斑通道偏析形貌有显著差异[9,10]，类似于高Ti的GH4738合金中的点偏[12]。点偏的长度为10~20 mm (图1c)。从点偏的横向和纵向形貌(图1b和c)可见，正常组织区域(matrix)为平均晶粒尺寸77 μm的等轴晶组织，点偏中部为浅色内核(core)、外缘有一圈不规则的暗色影响区(affect zone)，合金点偏具有类似于铅笔三维形貌特征。通常，如果截面大小不变，镦拔不会对点偏大小产生影响，但截面变化会导致点偏形状改变。考虑到棒材的热加工履历，将点偏大小追溯到直径508 mm时的铸锭，原始点偏长度约为3.5~7.0 mm，直径约为1.7~3.4 mm。

图1

图1GH4065合金点偏形貌

Fig.1Freckle morphologies of the GH4065 alloy

(a, b) transverse macrostructure (c) longitudinal microstructure

表1所示为利用EPMA定量分析测定的点偏与正常组织区域的成分。由表1可知，GH4065合金点偏中Ti、Nb、B、C等为正偏聚元素，W等为负偏聚元素。图2为GH4065合金点偏典型的背散射电子(BSE)像和EPMA元素线扫描结果，可见点偏区域明显富Ti、Nb而贫W，且内核中有较多高衬度的白色块状相。

表1GH4065合金点偏缺陷EPMA元素定量分析

Table 1EPMA quantitative analyses of GH4065 alloy freckle (mass fractoin / %)

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图2

图2GH4065合金点偏区BSE像及EPMA线扫描分析

Fig.2Backscattered electron (BSE) image (a) and EPMA line scanning (b) of the GH4065 alloy freckle

2.2 GH4065合金点偏的第二相组成与形貌

GH4065合金点偏中第二相典型的BSE像和EPMA元素面分布如图3所示，点偏区第二相EPMA分析结果如表2所示。可见，图2中所示的点偏中白色块状相为富Mo、Cr、W的块状M3B2型硼化物，此外还有富Nb、Ti的块状MC型一次碳化物(少量的C元素被B元素替代)、富Ti的Ni3Ti型板条状η相和富Al、Ti的Ni3Al型颗粒状γ′相。

图3

图3GH4065合金点偏区第二相BSE像及EPMA面扫描结果

Fig.3BSE image and EPMA elemental mappings of the GH4065 alloy freckle

表2点偏区域第二相EPMA分析结果

Table 2EPMA analyses of the secondary phase in the GH4065 alloy freckle (mass fractoin / %)

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由图3中B、C、Ti元素分布可见，MC型碳化物周围有富Ti的M3B2型硼化物。图4a为MC型碳化物与M3B2型硼化物的TEM像，图4b为M3B2型硼化物的电子衍射斑。由此可以推断，点偏区中MC型碳化物与M3B2型硼化物具有某种共生特征。由于MC形成温度远高于M3B2，故M3B2应依附MC生成。

图4

图4GH4065合金点偏中典型碳化物与硼化物的TEM像

Fig.4TEM image of the carbide and boride formed in the GH4065 alloy freckle (a) and electron diffraction pattern ofM3B2(b)

GH4065合金正常组织区域和点偏区的锻态和热处理态强化相典型形貌如图5所示。可见，正常锻态组织(图5a和b)在晶界上分布少量2 μm左右的不规则块状一次γ′相，晶内分布含量较多0.6 μm左右的花状二次γ′相，无η相和明显的三次γ′相；热处理态(图5c和d)与锻态组织相比，晶界上一次γ′相外缘更为平滑，尺寸缩小至1 μm左右，晶内二次γ′相尺寸和数量均明显减少，弥散分布较多35 nm左右的球状三次γ′相。点偏区锻态组织(图5e和f)主要有外缘不规则的板条状η相、2 μm左右的不规则块状一次γ′相、0.6 μm左右的花状二次γ′相和弥散分布的50 nm左右的三次γ′相；热处理态组织(图5g和h)主要有一次块状γ′相和板条状η相、少量0.3 μm左右的颗粒状二次γ′相和大量弥散分布的35 nm左右的球状三次γ′相，同时一次γ′相和η相的外缘比锻态的要明显平滑。与正常组织相比，点偏区热处理态存在板条状η相，一次γ′相的尺寸和数量明显增加，二次γ′相尺寸和形貌基本相同但数量减少，三次γ′相的尺寸、形貌和数量无明显差别。

图5

图5GH4065合金点偏区域与正常区域的锻态及热处理态典型强化相SEM像

Fig.5SEM images of normal region (a~d) and freckles (e~h) in the forged (a, b, e, f) and heat-treated (c, d, g, h) GH4065 alloys (Insets in Fig.5d and h show the tertiaryγ'morphologies)

2.3 GH4065合金点偏的晶粒特征

图6为GH4065合金点偏锻态和热处理态的EBSD晶界重构图，扫描步长2.5 μm。图7为晶粒取向差分布统计图。可见，点偏区域热处理前后均为细晶组织，锻态平均晶粒尺寸为7.8 μm，热处理态为8.2~24.5 μm，热处理后晶粒尺寸略有增大，点偏与基体交界区域明显存在未再结晶晶粒。热处理前后均存在较高含量的小角度晶界，热处理后小角度晶界与孪晶界含量均略有增大。

图6

图6铸态和热处理态GH4065合金点偏EBSD晶界重构图

Fig.6EBSD grain boundary reconstruction photos of the forged (a) and heat treated (b) GH4065 alloy freckle (RX—recrystallization)

图7

图7GH4065合金点偏晶粒取向差分布统计图

Fig.7EBSD misorientation distributions chart of theGH4065 alloy freckle

图8给出了利用EBSD对点偏处的晶界特征、晶粒形貌及第二相分布的进一步分析结果，扫描步长0.15 μm，带衬度图与晶界重构图中蓝线、红线和绿线分别为大角度晶界、孪晶界和小角度晶界，相鉴定利用晶体结构和能谱联动完成。可见，点偏中已完成再结晶的晶粒组织中，锻态和热处理态几乎无小角度晶界，同时晶界上分布着与γ基体取向明显不同的非共格的γ′相，即γ-γ′相双相细晶组织。锻态组织中η相外缘附着生长γ′相，η相或η+γ′相与γ基体取向有明显差异，有一定的钉扎晶界作用；热处理后未再结晶晶粒内部及周围仍然存在较多的小角度晶界，晶粒内部分布较多的0.5 μm左右的小尺寸γ′相，这种γ′相与基体保持共格关系。

图8

图8GH4065点偏锻态与热处理态的EBSD分析

Fig.8EBSD results of the forged (a~c) and heat treated (d~f) GH4065 freckle showing banded profile and grain boundary reconstruction (a, d), phase distribution (b, e) and orientation (c, f) (GB—grain boundary, Co——coherency, Inco—incoherency)

3 分析讨论

3.1 GH4065合金点偏的形成机制分析

与GH4169合金中高Nb低Ti相比，GH4065合金为典型的高Ti低Nb合金。图9为利用Jmatpro计算得到的GH4065凝固过程中元素分配规律。可见，GH4065合金主要为Ti、Nb、Mo、B正偏聚，Al、W负偏聚，这与表1中该合金点偏区成分组成与元素分配规律基本一致。图10为根据表1数据计算的GH4065合金正常组织区域与点偏区在不同温度下的密度。可见，尽管合金中含有一定的Nb、Mo元素，前者的密度明显高于后者，这与GH4169合金中黑斑缺陷中富Nb导致密度大于正常组织区域正好相反[15]。

图9

图9GH4065合金凝固过程中元素分配规律

Fig.9Elemental distribution curves of the GH4065 alloy during solidification

图10

图10GH4065合金正常组织区域与点偏区的密度比较

Fig.10Density comparison between matrix and freckle regions of the GH4065 alloy

GH4065在凝固过程中两相区内枝晶生长时，Ti、Nb等元素排入枝晶间残余熔体，这些溶质元素富集的熔体密度低于正常熔体，有上浮趋势，但一般被一次、二次枝晶等分割开，从而处于亚稳定状态。随着温度梯度的降低，凝固速率的变慢，或者由于外界的扰动(熔速发生波动，电极或锭冠掉块，电极放气冲击等)，诱发残余熔体从二次枝晶或一次枝晶薄弱处突破，向上发生熔体流动，同时不断聚集富集溶质元素熔体，如再次遇到枝晶阻碍后则凝固而形成通道偏析，如未遇到阻碍则可能继续上浮进入熔池。这种通道偏析与熔化速率、冷却速率、熔池形状等密切相关。图11为直径508 mm的GH4065合金VAR铸锭头部纵剖低倍组织。可见，受VAR冶炼过程中的冷却影响，从边缘至1/2半径部位，树枝晶水平夹角逐渐增大，熔体上浮趋势由主枝晶干阻碍逐渐变为较薄弱的一次和二次枝晶阻碍，因此形成点偏的倾向增大。靠近中心位置，由于熔池底部相对较平，残余熔体形成通道偏析后容易直接上浮至熔池，因此出现点偏的概率反而相对较低。图12所示为铸锭近1/2半径部位的枝晶组织。可见，GH4065合金的一次枝晶间距为0.5~1.0 mm。前面工作已推算点偏在铸锭的横向尺寸为1.7~3.4 mm，由此可知点偏的形成是残余熔体冲破一次枝晶臂后形成的通道偏析。

图11

图11直径508 mm GH4065合金真空自耗重熔(VAR)铸锭低倍组织

Fig.11Macrostructure of GH4065 alloy VAR ingot with the diameter of 508 mm (VAR—vacuum arc remelting)

图12

图12GH4065铸锭枝晶组织

Fig.12Dendritic microstructure of GH4065 alloy ingot

3.2 GH4065合金点偏区域成分对组织的影响

GH4065合金中点偏是由于富Ti、Nb的熔体密度差异导致流动形成的通道偏析，成分的变化使其凝固行为、第二相特征、热变形规律等与基体发生了明显变化。本工作中GH4065合金的点偏取自棒材，凝固形成后经历了均匀化处理和锻造开坯，属于变形态组织。GH4065合金点偏中的η相、M3B2型硼化物、MC型碳化物等，γ-γ′双相细晶组织、未再结晶晶粒等组织与正常组织区域明显不同。

根据表1中GH4065合金点偏与正常组织区域的成分，利用Jmatpro计算了凝固过程与热力学平衡状态合金第二相的析出、回溶温度和含量，结果列于表3。可见，点偏中的η相与γ′相初始析出与全溶温度均高于正常组织区域，高Ti含量增加了点偏中η相与γ′相含量，富B、C等溶质元素也使点偏中M3B2型硼化物、MC型碳化物的含量较正常枝晶间大幅增加。GH4065合金的均匀化处理温度不超过1190 ℃，低于点偏中η相的全溶温度和MC的初熔温度，故无法通过均匀化处理消除η相和MC碳化物。虽然M3B2型硼化物全溶温度低于均匀化处理温度，但在均匀化处理过程中富集元素无法进行长距离充分扩散而形成过饱和固溶体，在随后的锻造及热处理过程中仍会大量析出。

表3GH4065合金点偏凝固过程与热力学平衡状态的第二相热力学统计

Table 3Thermodynamic statistics of the secondary phase in the GH4065 alloy during solidification process and at thermodynamic equilibrium

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GH4065合金的锻造开坯温度范围为1000~1180 ℃，而点偏中的γ′相的全溶温度为1134.1 ℃，即合金锻造过程易落入γ-γ′相双相区温度区间，为γ-γ′双相细晶组织形成创造了条件，粗大的γ′相粒子在锻造过程中钉扎晶界，阻碍晶粒长大，因此点偏区的晶粒明显细于正常组织区域。同时，由于点偏与基体之间必然存在着交界面，该过渡区域晶粒组织介于两者之间，为粗晶和细晶混合的双重晶粒组织。在GH4065合金锻造开坯过程中，多重热机械循环处理使大尺寸未再结晶晶粒中的小尺寸共格γ′相与亚结构逐步向大尺寸非共格γ′相钉扎晶界的γ-γ′双相细晶组织转变[6,20]。正是这种组织转变机制使点偏在γ′相含量大幅提高后，仍然能与基体协调变形，而不出现锻造开裂。

3.3 GH4065合金点偏的控制方法和思路

随着冶炼锭型的增大、合金化程度的增高，高温合金铸锭形成通道偏析的概率增大。早期采用传统的冶炼工艺无法制备出无通道偏析的大尺寸高合金化铸锭，如文献[21]报道René 88DT合金采用双真空冶炼工艺试制的直径150 mm自耗锭中存在η相和硼化物的通道偏析，因而只能采用粉末冶金工艺制备。近年，随着先进铸-锻工艺的快速发展，ATI、Aubert & Duval公司已采用三联冶炼工艺开发出了合金化程度与René 88DT相当的René 65合金和AD730合金，成品VAR锭尺寸已达到或超过直径508 mm，并开始进入试批生产和应用阶段[22,23,24]。

一般认为，通过降低VAR冶炼熔速、提高冷却强度等工艺措施来缩短局部凝固时间、降低熔池深度，能够最大限度地降低点偏的形成几率[10]，但熔速过低会带来自耗锭表面质量变差、锭冠缺陷出现几率增大的风险，He气冷却强度过高也会导致He气从坩埚壁与铸锭间隙大量逸出影响熔池稳定性的风险。同时，VAR中熔速波动和熔池扰动是造成凝固前沿热溶质扰动形成点偏的主要因素，因此还要考虑电极质量问题，尤其对于GH4065这种高γ′相含量的镍基合金，电极内部热应力和组织应力释放会引起熔速波动，电极中的气体元素在冶炼过程中的释放会对糊状区凝固形成干扰。三联冶炼工艺采用ESR制备自耗电极，消除VIM铸造电极中的缩孔、微裂纹等缺陷，同时改善VAR过程的工艺稳定性，避免凝固前沿热溶质的扰动，降低点偏的形成几率[25]。但同时在VAR工艺设定时必须考虑冶炼过程中水冷铜底板的强制冷却效应，随着冶炼的不断进行，冷却效果由非常显著逐步减弱，从而影响铸锭熔池深度和糊状区的凝固行为；此外要尽量提高电极的纯净度，降低电极中的气体元素含量，减少冶炼过程中的放气对糊状区结晶前沿的扰动；最后要尽可能减少或消除电极应力，避免由此带来的熔速波动干扰。

因此，严格控制三联冶炼工艺的全流程，采取前道次冶炼精细化控制、熔速优化、电极应力释放、改进VAR铸锭冷却条件(He气冷却、结晶器水冷)等措施，最大限度地降低点偏的形成几率。近两年的GH4065合金工程化实践表明，上述措施对于控制和消除点偏缺陷效果显著。

4 结论

(1) GH4065合金点偏区锻造后生成较多的板条状η相、块状M3B2型硼化物与MC型碳化物，热力学相计算亦证实了点偏区较正常区更容易生成η相、M3B2和MC；热处理后仍存在板条状η相，与正常组织区域相比，一次γ′相的尺寸和数量明显增加，二次γ′相尺寸和形貌基本相同但数量减少。

(2) 由于GH4065合金点偏区的γ′相含量高，使得其回溶温度高于正常组织区域，导致锻造中粗大γ′相阻碍再结晶，点偏区晶粒尺寸小于正常组织区域。

(3) GH4065合金点偏主要是由于枝晶间富Ti、Nb等元素的熔体密度较小冲破枝晶臂流动形成的通道偏析，可以通过前道次冶炼精细化控制、释放电极残余应力、适度降低VAR熔化速率、加强VAR冷却等降低点偏的形成倾向

来源--金属学报