摘要：借助光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡、EDS以及熱緊縮試驗機， 研討不同均勻化

工藝下鑄態(tài)GH 4698鎳基高溫合金的變形抗力及其機理。結(jié)果表明，均勻化程度、晶

粒尺度、偏析程度以及再結(jié)品程度對合金變形抗力具有必定的影響。綜合考慮合金的

開坯再結(jié)品率、節(jié)能、下降變形抗力等需求，結(jié)合各項影響要素，最終確認選用保存

少數(shù)枝晶安排的1100℃保溫15h均勻化處理工藝。

在GH4698鎳基高溫合金的生產(chǎn)流程中，均勻化處理是十分關(guān)鍵的步驟。均勻化處理

過程中包含晶粒長大、析出相回溶、消除枝晶安排、偏析元素均勻化分散、合金表層

氧化等改動。當(dāng)前，國內(nèi)外對鎳基高溫合金均勻化處理主要集中在工藝的改善和優(yōu)

化。例如，針對GH4738合金提出了合理的兩段式均勻化計劃，以下降元素偏析程

度"；為了使GH350合金安排愈加均勻，選用1100℃x15h的均勻化工藝；通過

1150℃x30h處理后爐冷，GH720Li合金根本消除了枝晶偏析：GH742合金選用

1100℃+1180℃的兩級均勻化處理，偏析極低、安排更均勻

。值得注意的是，相關(guān)研討均無GH4698鎳基高溫合金在均勻化過程中變形抗力改

動。變形抗力的下降能夠為資料供給更好的塑性，因而本文將針對這一問題進行研

討。

1 試驗辦法

以GH4698鎳基高溫合金為研討對象，化學(xué)成分如表1。通過真空感應(yīng)熔煉+真空自耗

工藝處理后， 得到d200mmx100mm鑄錠， 截取半徑二分之一的鑄錠作為試樣。

GH4698鎳基高溫合金的均勻化處理中，前幾次鍛造溫度一般在初溶溫度以下、8相溶

解溫度以上，約1120℃%。因而，本試驗的均勻化處理參數(shù)確認為：在1100℃別離

保溫4、15，24和52h。選用電解腐蝕和化學(xué)腐蝕，以顯現(xiàn)均勻化處理后枝晶描摹和

晶界描摹，電解腐蝕：腐蝕劑10%CrO， +25%H， SO.+65%H， PO， ， 電壓

5.0V， 電流50mA； 化學(xué)腐蝕：腐蝕劑15%H SO+20%KM nO，水溶液， 煮沸腐蝕

30min。使用EDS測量枝晶和枝晶間元素含量，核算元素偏析系數(shù)K間。使用JSM-

8000型掃描電子顯微鏡和TT Q-3600光學(xué)顯微鏡調(diào)查試樣微觀安排。使用Glee ble熱

緊縮試驗機對不同均勻化工藝處理后的GH4698鎳基高溫合金試樣進行熱變形試驗，

參數(shù)：變形量25%、變形速率1s、保溫1100℃x5min， 緊縮試樣尺度為中

10mmx20mm。

2 試驗結(jié)果

2.1安排演化

圖1為不一起刻均勻化處理后的試樣安排，能夠清晰地調(diào)查到枝晶安排。原始鑄態(tài)安

排枝晶散布嚴密，如圖1(a)。跟著均勻化處理時刻的延伸，元素偏析程度下降；

GH4698鎳基高溫合金的安排也逐步趨于均勻化，枝晶間和枝晶干的色彩差異逐步變

小，枝晶色彩變淡，闡明元素的分散程度減小或消失。4h和15h均勻化處理后的枝晶

安排逐步模糊。均勻化處理24h后安排中枝晶根本消失，闡明均勻

化根本完成。一般的電解腐蝕處理很難看清晶界描摹，因而使用上述化學(xué)腐蝕辦法來

調(diào)查不同均勻化工藝下的晶粒尺度、晶界描摹，如圖2。不同均勻化工藝下通過化學(xué)

腐蝕后的試樣晶粒尺度改動，如圖3。由此看出，通過不同均勻化處理后，試樣晶粒

尺度跟著均勻化程度的增加呈現(xiàn)出增加趨勢。但24h和52h均勻

化處理后，晶粒尺度增加幅度緩慢。

2.2

偏析系數(shù)

某元素的偏析系數(shù)為元素在枝晶間原子含量/元素在枝晶干原子含量m。熱力學(xué)核算表

明，鎳基高溫合金中，其他元素的偏析系數(shù)遠小于Ti元素的偏析程度。所以，本文為

了表征GH4698鎳基高溫合金試樣的偏析程度，選取Ti元素偏析系數(shù)為研討對象。如

圖4所示，為不同均勻化處理后樣品通過EDS分析， 得到的偏析系數(shù)K。

由此看

出， Ti元素的偏析系數(shù)跟著均勻化時刻的延伸而呈明顯下降趨

勢。但時刻過長，24h和52h均勻化處理后，Ti元素偏析系數(shù)改動不大。元素的分散程

度跟著均勻化時刻的延伸而增大，導(dǎo)致了偏析系數(shù)的全體下降。當(dāng)均勻化24h后，合

金元素散布根本均勻，因而再延伸均勻化時刻，其偏析系數(shù)改動很小。此時，

GH4698鎳基高溫合金安排根本完成了均勻化。結(jié)合偏析系數(shù)和枝晶描摹改動規(guī)則，

將15h界定為部分均勻化，52h為過均勻化，24h為徹底均勻化。

2.3 熱變形行為

通過調(diào)查熱緊縮試驗后不同均勻化處理的樣品可知，試樣外表宏觀裂紋跟著均勻化處

理時刻的延伸而減少。24h和52h處理的試樣未發(fā)現(xiàn)裂紋。圖5為變形量25%、變形速

率1s、保溫1100℃x5min條件下的試樣真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。由此看出，未通過均勻

化處理其真應(yīng)變峰值約為0.15，隨后開始下降，闡明鑄態(tài)GH4698鎳基高溫合金的變

形抗力較大；52h的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線改動平穩(wěn)：24h的峰

值應(yīng)變約為0.1，全體應(yīng)力水平較低：15h峰值應(yīng)變約為0.05，隨后大幅度下降。由此

看出，試樣的變形抗力跟著均勻化時刻的延伸呈總體下降趨勢，但完

全均勻化試樣變形抗力小于過均勻化試樣，部分均勻化試樣的軟化現(xiàn)象比較明顯。如

果有部分殘留枝晶安排存在于部分均勻化樣品中，在后續(xù)的熱變形過程中，剩余枝晶

安排對枝品間區(qū)域協(xié)調(diào)變形起到了促進作用，并構(gòu)成再結(jié)晶核。因而，部分均勻化樣

品具有更高的再結(jié)晶程度，導(dǎo)致其軟化、變形抗力下降。而過均勻化和徹底均勻化試

樣的晶粒粗大、剩余枝晶安排消失，下降了再結(jié)晶程度，導(dǎo)致了變形抗力增大，由此

可見，熱變形過程中，剩余枝晶安排促進再結(jié)晶的構(gòu)成，下降了變形抗力。圖6為不

一起刻均勻化+熱緊縮后的試樣OM描摹。由此看出，未通過均勻化處理的熱緊縮后

試樣，其枝晶散布嚴密，但枝品干發(fā)生了歪曲(與圖1(a)比較)，闡明熱緊縮對枝晶描摹

產(chǎn)生了改動。4h和15h的熱緊縮試樣枝晶色彩變，且呈現(xiàn)少數(shù)再結(jié)品顆粒，闡明元素

偏析跟著均勻化時刻的延伸而

被削弱。均勻化52h后的熱緊縮試樣，其枝晶徹底消失。從全體來說，關(guān)于未通過熱

緊縮和通過熱緊縮的樣品，其枝晶隨均勻化時刻改動的規(guī)則根本相同。

圖7為均勻化處理試樣在熱緊縮前后Ti的K系數(shù)改動。由此看出，熱緊縮前后試樣偏析

系數(shù)跟著均勻化時刻的延伸都呈現(xiàn)出下降趨勢，全體來說，熱緊縮前的K系數(shù)高于熱

緊縮后，一起均勻化24和52h后的熱緊縮前后試樣K系數(shù)改動均不大。由此揣度，均

勻化過程中元素偏析受到了枝晶距離的影響。熱緊縮下降了枝晶距離、減小了元素分

散距離，有利于分散。所以，熱緊縮后的K系數(shù)低于熱緊縮前，上述結(jié)果可知，關(guān)于

通過均勻化或許未均勻化的安排而言，在熱變形過程中部分均勻化安排更容易發(fā)生再結(jié)晶。這可能是因為徹底均勻化現(xiàn)已消除了枝晶，枝晶間區(qū)域無法供給有利的再結(jié)晶

形核條件；未均勻化樣品中，因為枝晶散布嚴密，下降了枝晶間區(qū)域的面積，對再結(jié)

晶晦氣。而部分均勻化過程中，雖有部分枝晶存在，但散布疏松，增大了枝晶間區(qū)域

面積。一起，剩余枝晶為再結(jié)晶形核供給了有利條件，增大了再結(jié)晶區(qū)域面積：熱緊

縮前，再結(jié)晶程度受到了原始品粒尺度的影響。原有大角度鴻溝跟著晶粒尺度的減小

面增多。較多的大角度鴻溝

進步了再結(jié)品形核率，從面增大了再結(jié)晶程度。徹底均勻化試樣品粒尺度粗大，而部

分均勻化試樣晶粒尺度較小，通過熱緊縮后更容易再結(jié)晶，下降變形抗力，

3 結(jié)論

(1)通過15h、1100℃部分均勻化工藝處理后，GH4698鎳基高溫合金在后續(xù)的熱緊縮

過程中產(chǎn)生了對再結(jié)晶有利的條件。熱緊縮能夠下降GH4698鎳基高溫合金的元素偏

析程度。

(2)偏析程度的下降和晶粒尺度的變大一起存在于均勻化處理過程中。偏析程度下降會

促進再結(jié)晶程度的進步，下降變形抗力。晶粒尺度的變大對再結(jié)晶晦氣，增大合金變

形抗力。

(3)為了進步開坯的再結(jié)晶率、節(jié)約能源，綜合考慮再結(jié)晶程度、晶粒尺度，偏析程度

以及變形抗力等要素，主張選擇能夠保存少數(shù)枝晶安排的部分均勻化工藝。