GH4710（GH710）冷轧薄板,热轧板材,热轧棒材,丝材,带材

GH4710合金是一种用于铸造和锻造的高铝、高钛含量的镍基合金沉淀硬化合金在高温下具有良好的抗拉强度和耐久性。并且由涡轮轴航空发动机的盘锻件制成主要材料。该合金是从Udimet710合金中提取的增加铬和钛的含量，降低钴、钼和铝的含量，增加铬和钛的含量w，从而提高高温下的长期稳定性和耐腐蚀性，同时具有Udimet500抗氧化性、耐硫腐蚀性和Udimet710的高温强度。合金的主要强化相是γ'-Ni 3 (Al，Ti)，形成元素Al和Ti的质量分数之和高达7.5%，使γ′相的数量(体积分数)可达40% ~接近高于传统镍基变形高温合金的强化相总量双份。因为这种合金的合金化程度很高，这种合金其高温强度大大提高，塑性降低，是典型的高变形抗力高温合金。

GH4710合金的熔炼方法是真空感应熔炼真空自耗(VAR)双联工艺。由于GH4710合金的合金化程度较高，所以在铸锭中形成是不可避免的。偏析和枝晶间共晶析出相，这对合金铸锭呈盛开状。在此过程中，棒材甚至锻件的热塑性和组织均匀性都存在。不良影响。因此，有必要对合金铸锭的偏析规律和特征进行研究。分，然后结合合金中元素的扩散规律，合理高温均匀化处理，消除铸锭偏析，最终获得均匀、细小水晶盘锻件。本文通过凝固和重熔实验，研究了冷却速度对GH4710合金偏析规律的影响，研究结果这对进一步制定均匀化工艺具有重要意义。

实验材料及研究方法

精确切割17mm×17mm GH4710合金圆柱体样品进行凝固和重熔实验以测试主要化学成分(质量分，%)如下:0.076C，1.52W，19.00 Cr，14.60Co，3.4Mo，5.0Ti，2.5Al，Fe≤1.00，其余为Ni。凝固该方案如图1所示。

该合金的凝固和重熔实验是在真空管式炉中进行的最高使用温度1500℃左右，发热元件为碳硅棒，在氩气气氛中加热，以熔化合金锭样品，从而避免合金被化。据Thermo-Calc称，综合考虑，GH4710合金的凝固范围为1297～1336℃金凝固期间的过冷度设定如下:在合金的凝固温度控制区域中1420~1100℃ 。即把样品加热到1420℃保温，然后冷却到1100℃后经过相应的时间，从而达到控制。相同冷却速率下的凝固过程要求。为了模拟工业合金锭根据冷却过程中不同零件的凝固情况，设计了五种冷却系统。速度，分别为10、6、3、1、0.5℃/分钟。

GH4710合金重熔后的凝固切割并抛光重熔锭，用金相显微镜观察枝晶。组织状态。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)，in线路结构离析和结构特征的观察与分析。其中，形态学通过JEOLJSM-7800F场发射扫描电子显微镜进行分析，在JXA-8350F电子探针设备上进行成分分析。最之后，使用Photoshop和Origin软件来推进枝晶间距测量和分析。

不同冷却速率下GH4710合金的铸态组织特征

图2显示了不同冷却速率下重熔锭的金相结构。从图2中可以看出GH4710合金在不同冷却速度下重熔锭组。它显示出典型的树枝状形态。这种结构是由于合金。
合金化程度高，铸锭凝固过程中合金元素多样由选定区域的固化形成。从图2 (a)到(e)可以看出，冷却速率越大，枝晶尺寸越小。这是因为冷却速度越快。形核驱动力越大，形核位置和形核数量越多，许多位置的枝晶竞争长大，导致枝晶间距减小，枝晶数量明显增多。显示增加。图中，树突为黑色区域，树突为白色区域。在枝晶间区域，可以看到存在大量的析出相是的。

图3显示了在不同冷却速率下固化和再熔化的铸锭的SEM结构。从图3可以看出，在不同的冷却速率下，铸锭的枝晶被再熔化。有大量的共晶相和碳化物。在高冷却速率下，它可以可以看出，析出的共晶相多而小，并且在低冷却速率下，共晶相比例较少，但尺寸较大。在高冷却速率下，枝晶是细小的，存在大量的枝晶间区域，可用于共晶相的形核和析出更多，所以析出的共晶相数量更多，但由于冷却速度较低，析出的共晶相来不及长得很大，所以尺寸比较小。然而，在低冷却速率下，枝晶尺寸相对较粗，枝晶间区畴面积也小，共晶相析出位置少，同时由于冷却速率低，析出的共晶相有足够的时间长大，因此共晶相的尺寸比较大。

GH4710 合金元素偏析规律

表1和表2分别显示了电子探针测量的不同凉爽度。高速GH4710合金重熔锭的枝晶间和枝晶主干主要偏向。元素含量和偏析系数的分析。图4显示了主要的隔离元素离析系数的直观表现。从表1和表2以及图4可以看出，GH4710合金中的Al和Ti是典型的正偏析元素原子固相贫，液相富。中铬钴合金该元素是典型的负偏析元素，其原子在液相中贫乏。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 。 在当冷却速率较低时，四种主要的偏析元素Ti、Al、Co和Cr被冷却。速度影响很大。当冷却速率超过3℃/min时，铝、钴、铬冷却速度的变化对偏析系数的影响不明显。和Ti元素的偏析受冷却速度的影响很大，这是因为当冷却速度较低时，元素发生化合金的凝固处于近似平衡凝固状态，所有元素都凝固了。并且在相和液相中的扩散是充分的，此时，Ti元素的偏析轻，随着冷却速度的增加，凝固过程趋于不均匀。在凝固过程中，元素原子在固相中的扩散受到抑制，而在液体中在土相中仍有足够的扩散，所以Ti元素的偏析程度应该加重。随着降温速率的增加，以1 ~ 3℃/min在该速度范围内，大量共晶相析出，大量液体被消耗。该相中的Al和ti元素大大降低了Ti和Al的偏析程度。健康。随着冷却速率继续增加，共晶相没有足够的时间生长液相中的Ti原子被消耗，Ti元素的偏析程度继续增加。沉重。当冷却速度超过6℃/min时，固相和液相中的元素膨胀。分散被抑制，并且Ti元素的偏析程度稍微降低分析系数降低。

表1和表2分别显示了电子探针测量的不同凉爽度。高速GH4710合金重熔锭的枝晶间和枝晶主干主要偏向。元素含量和偏析系数的分析。图4显示了主要的隔离元素离析系数的直观表现。从表1和表2以及图4可以看出，GH4710合金中的Al和Ti是典型的正偏析元素原子固相贫，液相富。中铬钴合金该元素是典型的负偏析元素，其原子在液相中贫乏。当冷却速率较低时，四种主要的偏析元素Ti、Al、Co和Cr被冷却。速度影响很大。当冷却速率超过3℃/min时，铝、钴、铬冷却速度的变化对偏析系数的影响不明显。和Ti元素的偏析受冷却速度的影响很大，这是因为当冷却速度较低时，元素发生化合金的凝固处于近似平衡凝固状态，所有元素都凝固了。并且在相和液相中的扩散是充分的，此时，Ti元素的偏析轻，随着冷却速度的增加，凝固过程趋于不均匀。在凝固过程中，元素原子在固相中的扩散受到抑制，而在液体中在土相中仍有足够的扩散，所以Ti元素的偏析程度应该加重。随着降温速率的增加，以1 ~ 3℃/min在该速度范围内，大量共晶相析出，量液体被消耗。该相中的Al和ti元素大大降低了Ti和Al的偏析程度。健康。随着冷却速率继续增加，共晶相没有足够的时间生长液相中的Ti原子被消耗，Ti元素的偏析程度继续增加。沉重。当冷却速度超过6℃/min时，固相和液相中的元素膨胀。
分散被抑制，并且Ti元素的偏析程度稍微降低分析系数降低。

结合凝固重熔锭和GH4710合金的偏析规律根据合金的相变规律，在实际的非平衡凝固条件下，沉淀强化元素Al和Ti主要是正偏析元素，主要在枝晶中。形成γ′相或γ/γ′共晶相，如图6所示，而合金是固态可溶性强化元素Cr和Co在固相和液相中富集。差，具有典型的负偏析特征。GH4710合金元素偏析规律主要取决于冷却速度和凝固过程中的非平衡相变的综合效应。

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。