GH4710合金为镍基铸锻两用 的高 Al 、 Ti 含量的沉淀硬化型合金， 具有良好的拉伸强度、高温持久性能和疲劳性能， 是涡轴航空发动机轮盘类锻件的主要材料 。 该合金在 Udimet710 合金的基础上提高了 Cr 、 Ti 含量， 降低了 Co 、 Mo 、 Al 含量， 并加入W ， 从而改进了高温长期稳定性和抗腐蚀性能， 同时具 有 Udimet500 的 抗 氧 化 性 、 抗 硫 化 腐 蚀 性 和Udimet710 的高温强度。 该合金的主要强化相为γ'-Ni 3 （ Al ， Ti ）， 其形成元素 Al 和 Ti 的质量分数之和达 7.5% ， 使得 γ' 相 的 数量（ 体积分数） 可达 40%～45% ， 比传统镍基变形高温合金强化相总量高了近一倍。由于该合金的合金化程度非常高， 使得该合金的高温强度大大提高， 塑性降低， 为典型的难变形高温合金。
GH4710 合金的 冶炼方 法为 真空 感应（ VIM ） +真空自 耗（ VAR ）双联工艺。 由于 GH4710 合金的合金化程度很高， 因此在铸锭中不可避免地会出现成分偏析和枝晶间共晶析出相， 这对合金铸锭在开坯过程中的热塑性及棒材乃至锻件的组织均匀性都有不利影响。为此， 需要研究合金铸锭的偏析规律及特点， 再结合元素在合金中的扩散规律， 制定出合理的高温均匀化工艺以消除铸锭偏析， 最终得到均匀、细晶的盘锻件。本文通过凝固重熔实验， 系统研究了冷却速率对 GH4710 合金偏析规律的影响， 研究结果对进一步的均匀化工艺制定具有重要意义。
实验材料及研究方法
切取 准17mm×17mm 的 GH4710 合金圆柱试样进行凝固重熔实验， 实验合金的主要化学成分 ( 质量分 数 ， %) 如 下 ： 0.076C ， 1.52W ， 19.00 Cr ， 14.60Co ，3.4Mo ， 5.0Ti ， 2.5Al ， Fe≤1.00 ， 余量 Ni 。 凝固重熔实验方案如图 1 所示。
合金的凝固重熔实验在真空管式炉上进行，设备最高使用 温度为 1500℃ 左右，加热元件为 碳硅棒，在氩气氛围中进行加热，使合金铸锭试样熔化，以 避 免 合 金 被 氧 化。根 据 Thermo-Calc 计 算 ，GH4710 合金的凝固范围为 1297～1336℃ ，考虑合金 凝 固 时 的 过 冷 度，合 金 凝 固 控 温 区 间 设 定 为1420～1100℃ 。即先将样品加热到1420℃ 保温，再经过相对应的时间冷却到1100℃ ，从而达到控制不同冷速的凝固过程的要求。为了模拟工业合金铸锭不同部位在冷却过程中的凝固情况，设计了 5 个冷速，分别为 10 、6 、3 、1 、0.5℃/min 。
凝固重熔实验完成后， 对 GH4710 合金的凝固重熔锭进行切割及打磨， 采用金相显微镜观察枝晶组织状态。 通过电解抛光（ 20%HCl+80% 甲 醇， 电压15～25V ， 时间 1～2s ）和电解腐蚀（ 15gCr 2 O 3 +10mLH 2 SO 4 +150mLH 3 PO 4 ， 电压 3～5 V ， 时间 1～2 s ）， 进行组织偏析及组织特征的观察分析。其中， 组织形貌分析在 JEOLJSM-7800F 场 发 射扫 描电镜上进行，成分分析在 JXA-8350F 电子探针设备上进行。 最后， 利用 Photoshop 以及 Origin 软件对枝晶间距进行测量及分析。
不同冷速下 GH4710 合金的铸态组织特征
图 2 为不同冷速下重熔锭的金相组织。从图 2中可以看出，不同冷速下 GH4710 合金重熔铸锭组织显示出典型的枝晶形貌。 这种结构是由于合金的合金化程度高，在铸锭凝固过程中各种不同合金元素经过选区凝固形成的。从图 2（ a ） ～ （ e ）可以看出，冷却速度越大，枝晶的尺寸就越小。这是由于冷速越大， 形核驱动力越大，形核位置及形核数越多， 多处位置枝晶竞争长大， 造成枝晶间距减小， 枝晶数量明显增加。 图中枝晶间是黑色区域， 枝晶干是白色区域。 在枝晶间区域， 可以看出有大量的析出相的存在。
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图3为不同冷速下凝固重熔锭的SEM组织。从图 3 中可以看出，在各个冷速下， 重熔铸锭枝晶间都有大量的共晶相以及碳化物存在。在高冷速下，可以看出析出的共晶相多而小，在低冷速下，共晶相比较少，但是尺寸要更大。在高冷速下， 枝晶比较细小，有大量的枝晶间区域，可供共晶相形核析出的位置要多，故析出的共晶相数量要多，但是由于冷速较快，析出的共晶相还来不及长得很大，故尺寸都比较细小。而在低冷速下，枝晶尺寸比较粗大，枝晶间区域面积也小， 共晶相析出 位置少，同时由 于冷速低，析出来的共晶相有充分的时间长大， 故共晶相的尺寸都比较大。
GH4710合金元素偏析规律
表 1 和表 2 分别为使用电子探针测量的不同冷速下 GH4710 合金重熔铸锭枝晶间与枝晶干主要偏析元素的含量及偏析系数。 图 4 为主要偏析元素的偏析系数直观图。从表 1 和表 2 及图 4 中可以看出，GH4710 合金中 Al 、 Ti 为 典型的正偏析元素，Al 、Ti原子在固相中贫乏， 在液相中富集。 合金中 Cr 、 Co元素为典型的负偏析元素，元素原子在液相中贫乏，在固相中富集。而且，四种主要元素中， Ti 的偏析程度最严重，Al 、Co 、Cr 的偏析程度相对要轻很多 在低冷速时， Ti 、 Al 、 Co 、 Cr 四 种主要的偏析元素受冷速影响比较大。 当 冷速超过 3℃/min 时， Al 、 Co 、 Cr的偏析系数受冷速变化的影响就不明显了。 而 Ti 元素的偏析受冷速影响比较大， 这是由于冷速低时， 合金凝固处于一个近似平衡凝固的状态， 各元素在固相以及液相中都扩散比较充分， 此时 Ti 元素的偏析较轻， 随着冷速的增加， 凝固过程越来越倾向于非平衡凝固的过程， 元素原子在固相中扩散受抑制， 在液相中依然有着比较充分的扩散， 因而 Ti 元素的偏析程度要加重。 随着冷速的加大， 在 1～3℃/min 的冷速区间内， 共晶相等析出相大量析出， 大量消耗了液相中的 Al 、 Ti 元素， 使得 Ti 、 Al 的偏析程度大大下降。随着冷速继续增加， 共晶相没有充分时间长大以消 耗液相中 的 Ti 原子， Ti 元素的偏析程度继续加重。当冷速超过 6℃/min 时，固相和液相中的元素扩散都受到 抑制，Ti 元素的偏析程度要稍 微减轻，偏析系数下降。
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根据材料科学基础理论，利用热力学软件Thermo-Calc 的平衡凝固模型对 GH4710合金的凝固过程进行模拟，得到GH4710合金的热力学平衡相图，如图5所示。 由图 5 可知，在热力学平衡条件下， H4710 合金中 在凝固完毕后主要存在基体 γ相、析出相 γ' 相、碳化物 MC 、M 23 C 6 以及少量 μ 相和 σ 相。 从相图中可以看出， GH4710 合金的初熔温度是 1297℃ ，终熔温度为 1336℃ 。随着凝固过程的进行， 在不同的温度会有不同的析出相析出。 γ析出温度最高，为 1317℃ ， 此温度比合金初熔温度高， 导致其直接从液相中析出， 故其也更易长大。 当温度下降到 1153℃ 时，γ' 相开始析出，随着温度的下降，其析出 量也在增多，平衡态时最高含量可以达到45%以上。温度继续下降时，会有σ相和μ相析出，但在实际的凝固过程中，不会出现σ相和μ相。由于σ相的典型成分是 FeCr ，而 Fe 、 Cr 元素为负偏析元素， 在凝固过程中这两种元素会在枝晶干富集， 固溶于基体，所以在实际凝固时不会作为析出相出现，只是在平衡相图中有出现的可能性。
结合上述凝固重熔锭的偏析规律及GH4710合金的相变规律可知，在实际非平衡凝固条件下，沉淀强化元素 Al 、 Ti 主要为正偏析元素，主要在枝晶间形成 γ' 相或 γ/γ' 共晶相，如图 6 所示，而合金中固溶强化元素Cr 、Co元素，在固相中富集，在液相中贫乏具有典型的负偏析特征。 GH4710合金元素的偏析规律主要取决于凝固过程的冷却速率及非平衡相变的综合作用。
结论
（ 1 ）不同冷却速率下，GH4710合金的主要合金元素中，Ti元素的偏析程度最严重，Al 、Co 、Cr的偏析程度相对要轻。在低冷速时，Ti 、Al 、Co 、Cr 四种主要的偏析元素受冷速影响比较大，当冷速超过3℃/min 时，Al 、Co 、Cr 的偏析系数受冷速变化的影响不明显。（ 2 ） GH4710 合金铸态组织主 要由 γ 基体、 γ'相、 γ+γ' 共晶相、碳化物 MC 以及 M 23 C 6 组成。 在实际非平衡凝固条件下， 沉淀强化元素 Al 、 Ti 主要为正偏析元素， 主要在枝晶间 形成 γ' 相或 γ/γ' 共晶相， 而合金中 固溶强化元素 Cr 、 Co 元素， 在固 相中富 集， 在 液相 中 贫乏， 具有 典型的 负 偏 析 特 征。GH4710 合金元素的偏析规律主要取决于凝固过程的冷却速率及非平衡相变的综合作用。
