变形高温合金因其在600℃以上强度较高，具有良好的抗疲劳、抗氧化、耐腐蚀性能以及良好的加工性能、焊接性能和长期组织稳定性等优势，已被广泛应用于制备航空发动机和燃气轮机的涡轮盘、轴类件、环形件等热端部件。随着航空发动机和燃气轮机的不断发展，热端部件进口、出口温度越来越高，需研制新的承温能力更高的变形高温合金，并解决其制备工艺难度大等问题。当前耐温能力较高的Ni-Co-Cr 基变形高温合金体系是国内外研究的重点。
GH4079 是一种Ni-Co-Cr基γ'相沉淀强化型变形高温合金，对应于俄罗斯牌号合金ЭK79，是GH4742（ЭП742）合金的改进型。GH4079 合金在GH4742 合金基础上明显提高Al、Ti、Nb、Co 含量并添加W、V等强化元素， 其中Al+Ti+Nb 总的质量分数已超过8%，以形成复杂合金化Ni-Cr-Co 固溶体和Ni3（A1、Ti、Nb）型γ' 相；同时添加微量的C、B 等元素以实现强化晶界，进而具有较优异的热强性和综合性能，使用温度也从GH4742 合金的750℃提高到800℃。但如此复杂的高合金化，也必然导致该合金铸态组织中存在元素微观偏析、偏析析出相多且其种类复杂， 而且其热加工塑性很差、热加工适用温度区间很窄，材料及制件研制具有一定难度。目前，俄罗斯在大量发动机中，已广泛地选用该合金制造涡轮盘。
然而，国内关于GH4079合金的研究历史还较短，目前针对GH4079 合金的研究报道也较少，仅有的研究主要是热变形行为、组织演变、表面加工参数等方向，关于该合金化学成分、显微组织、力学性能关联性的研究鲜有报道。例如，微合金化元素C 含量一直是变形高温合金研制的关注重点之一，C元素通常与Ti、Nb、W等元素形成MC、M23C6等类型碳化物，在基体和晶界强化中起到作用，但也可能对热加工塑性不利或是潜在的疲劳裂纹源。公开报道的GH4079合金C质量分数要求范围为0.04wt%~0.08wt%或宽泛要求≤0.08wt%，现有研究报道中C质量分数主要在0.060wt%附近。而项目组前期工作发现C 含量及碳化物形态差异会造成GH4079合金力学性能波动， 当存在较多大尺寸碳化物时合金很容易过早断裂失效，初步推测C 含量不能过高，但也缺少更低C 含量的相关研究报告。因此，为了获得较佳的GH4079合金的C元素成分控制范围，需进一步研究GH4079合金中C元素对组织和性能的影响。
本研究制备3种不同C含量（0.018wt%、0.038wt%和0.051wt%）的GH4079合金，对合金凝固过程平衡相析出行为、经热加工后组织和性能进行分析，系统研究0.018wt%~0.051wt%C含量对GH4079合金显微组织和力学性能的影响规律，以揭示其作用机理，为该合金C含量的优化控制以及性能的充分发挥提供一定理论指导。
01试验材料与方法
试验用GH4079合金材料，是采用真空感应熔炼（VIM）+真空自耗重熔（VAR）双联冶炼的，经高温均匀化处理及锻造开坯工艺制备，最终获得准200mm规格锻制棒材。为研究微量合金元素C含量对GH4079合金组织和性能的影响，在真空感应熔炼过程中添加配入不同质量的碳棒， 但由于元素烧损导致实际化学成分与理论规划存在一定偏差。对锻制的3炉批棒材进行化学成分分析，其主要化学成分见表1，C含量分别为0.018wt%、0.038wt%和0.051wt%，其他元素含量近似等同。
首先通过热力学软件计算这3种不同C含量化学成分的理论平衡凝固相图，以初步了解平衡相析出行为，并结合从制备过程中的铸态铸锭上切取金相试样的分析，进一步研究证实凝固过程组织演变和相析出规律。再从锻制棒材上切取金相试样及力学试棒，均采用标准热处理制度（1040℃/4 h/AC+1140℃/8h/AC+850℃/6h/AC+780℃/14h/AC）进行处理后，开展组织性能分析测试。不同C 含量的金相试样经机械磨抛及20gCuSO4+100mL HCl+100mLH2O试剂化学腐蚀后，在Leica 型光学显微镜（OM）下观察显微组织；再次磨抛并经150mL H3PO4+100mLH2SO4+15gCrO3溶液电解腐蚀后，采用FEINano 450型场发射扫描电镜（FE-SEM）观察析出相特征。将力学试棒分别加工成拉伸试样和持久试样，按照GB/T 228.1《金属材料拉伸试验方法》采用万能试验机测试试样的室温拉伸性能；按照GB/T 2039《金属材料单轴拉伸蠕变试验方法》采用持久试验机测试试样在650℃/863MPa 条件下的持久性能。
02试验结果与讨论
01C含量对平衡相析出行为的影响
图1为利用JMatPro 热力学软件计算得到的3种C含量GH4079 合金理论平衡凝固相图，不同C含量GH4079 合金主要平衡相析出温度与析出量统计见表2。从表2的统计结果可以看出，C 含量对液相线、固相线、γ' 相基本没有影响，但对GH4079合金中的碳化物析出行为有显著影响。在平衡凝固条件下，GH4079合金液相线温度约为1350℃，固相线温度约为1270℃，说明凝固温度区间跨度80℃。从图1的整体图和局部放大图中能清晰看出，在这80℃的凝固温度区间内，γ 相以及少量的MC 型碳化物相先后从液相中析出形成，并且析出量随温度的降低而逐渐增加。当温度降低至固相线温度以下后，合金中先析出的γ 相又进一步向γ' 相发生固-固转变，并伴随着少量的M3B2相、M23C6相和M2（CN）相等平衡相析出。GH4079合金的主要强化相γ'的析出温度大约为1135℃，600℃下其平衡大约为46wt%。再如表2统计结果所示，当C含量从0.018wt%提高至0.051wt%时，MC型碳化物的开始析出温度从1297℃提高到1315℃，M23C6型碳化物通过固相转变析出的析出温度从754℃提高到788℃。这表明随着C含量的增加，MC、M23C6型碳化物析出温度逐渐升高。
由于实际工业生产都处于非平衡凝固条件，而且高温合金凝固过程通常以树枝状生长方式结晶，非平衡凝固导致先结晶的枝晶干和后凝固的枝晶间的成分不同，即存在枝晶偏析。利用JMatPro热力学软件计算得到的C1成分GH4079 合金凝固过程液相中溶质元素含量随固相分数变化的关系如图2所示，C2、C3成分的变化规律与之相似， 因这3种成分GH4079 合金所含的元素相同。由图2可知，随着凝固的进行，Nb、Mo和Ti元素在液相中的含量不断升高， 说明Nb、Mo和Ti元素在残余液相中大量富集，且富集程度在凝固过程中不断升高，属于典型正偏析元素；而Ni、Co、Cr、Al、W元素主要在先凝固的枝晶干富集且偏析程度较轻。结合高温合金材料学中凝固过程发生的相变理论，可以得知，凝固末期枝晶间的残余液相含有大量的Nb、Mo、Ti元素， 造成该区域凝固温度降低。再加上Nb、Mo、Ti是碳化物形成元素，Ti、Nb是强化相γ' 形成元素， 进而为碳化物和低熔点共晶相等的析出提供了有利条件。
02C含量对显微组织的影响
图3是C1成分GH4079合金铸态试样抛光态及腐蚀态的显微组织图。可以看出，在图3（a）抛光态下能观察到的主要是块状析出相； 结合图3（b）EDS分析得到的元素种类、含量及分布情况，认为这些析出相主要是富Nb、Ti 和Mo的MC型碳化物（（Nb，Ti）C）， 是合金凝固时由液态直接析出的，与理论计算分析相一致。图3（c）、（d）是经腐蚀后显示的枝晶组织，枝晶间存在大量呈片层状分布、形状类似葵花/ 扇状的较大尺寸物相。综合分析与大多数高温合金中常见的（γ+γ'）共晶组织相似。
3种C含量GH4079合金铸态铸锭的碳化物和共晶组织如图4所示。可以看出，随着C含量升高，GH4079合金铸态铸锭中碳化物的含量和尺寸逐渐增大，碳化物形态从弥散细小块状向断链状、大块长条状转变，而存在于枝晶间的（γ+γ'）共晶组织的含量和分布位置随之减少。结合2.1节相析出行为分析得知， 凝固末期枝晶间的残余液相含有大量的Nb、Mo、Ti元素，为碳化物和低熔点共晶相等的析出提供了有利条件。可以推测，共晶组织在碳化物形成之后才析出，因为随着C含量的增加，碳化物含量增加，消耗了大量的共晶组织主要形成元素Ti 和Nb，造成枝晶间残余液相中能形成共晶组织的元素相对减少，进而导致凝固完成时共晶组织含量减少。
结合不同C含量的JMatPro热力学计算、碳化物和共晶组织关联性分析结果，GH4079合金凝固期内的平衡相析出顺序为：L→γ相（先在枝晶干，再是枝晶间），L→γ相+MC型碳化物，L→γ 相+MC 型碳化物+（γ+γ'） 共晶组织，L→γ 相+MC 型碳化物+（γ+γ'）共晶组织+其他相组织，其中MC 型碳化物和（γ+γ'） 共晶组织是GH4079 合金凝固过程中的主要偏析产物，主要存在于后凝固的枝晶间。
图5是3种C含量GH4079合金热处理态棒材的显微组织。可以看出，相比于图4中铸态时的碳物化组织，经锻造后的棒材中碳化物已向相对均匀、弥散的细小块状转变，碳化物尺寸2～10μm，但不同C含量GH4079合金棒材中碳化物含量仍存在明显差异，而且C 含量较高时较大尺寸碳化物的数量也更多。经半定量的统计分析，C含量对GH4079合金棒材中碳化物含量的影响如图6所示。由图6可知，随着C 含量的增加，碳化物含量显著增加，而且碳化物含量与C 含量基本满足线性关系，即C含量在0.018wt%～0.051wt%，每增加0.001wt%，碳化物含量约增加0.02wt%。此外，从图5（d）～（f）经化学腐蚀显示的晶粒特征还能看出，不同C 含量GH4079 合金棒材的晶粒均呈宏观等轴状，但晶粒尺寸随C 含量增加而明显减小。采用截点法测得C1～C3成分棒材平均晶粒尺寸分别约为320、226、160μm，而且碳化物有邻近晶界的趋势。
进一步分析得知，由于富Nb、Mo、Ti 的MC型碳化物是GH4079合金在凝固过程形成的初生碳化物，通常存在于枝晶间，沿晶不均匀分布，其熔点高达1300℃且坚硬稳定，在高温锻造和热处理过程中始终存在， 如锻造控制不当时碳化物还容易诱发裂纹、成为热加工过程中的裂纹源。虽然初生碳化物无法消除，但其在高温锻造过程中会随金属流动变形而逐渐被破碎细化，部分细小的碳化物成为抑制晶界迁移的钉扎点，这些钉扎点随C含量增加而增多，进而增大晶界迁移阻力。因此，对相同工艺制备的GH4079 合金棒材且进行相同过固溶处理后，即使温度已经超过γ' 相的析出温度，但碳化物依然存在。这些碳化物能够抑制晶界迁移，甚至引起晶界弓弯， 而且晶界迁移阻力随着C 含量的增加而增大，导致棒材的晶粒尺寸随之细化。
03C含量对力学性能的影响
图7为不同C含量GH4079合金热处理态棒材的室温拉伸性能对比。可以看出，GH4079 合金的室温抗拉强度和屈服强度均随C含量增加而不断升高，0.051wt%C含量对应的抗拉强度比0.018wt%的提升约70MPa、屈服强度提高约40MPa，而断后伸长率随C含量增加而略微降低。众所周知，在等强温度（<0.5Tm）以下，晶界作为位错运动的阻碍，起强化作用，而且合金屈服强度与晶粒大小符合Hall-Petch 关系，即晶粒尺寸越小，屈服强度越高。又由于抗拉强度本来就明显高于屈服强度，且抗拉强度反映的是材料断裂前最大承载能力、屈服强度对应材料发生明显塑性变形时的应力值，两者并非简单线性关系。故在相同的细晶强化条件下，更多的晶界一定程度上能有效地阻碍裂纹的扩展，提高材料的抗断裂能力， 进而造成抗拉强度的提升比屈服强度的明显。因此，随着C含量的增加，GH4079合金的晶粒尺寸明显减小，促使抗拉强度和屈服强度升高。然而，在拉伸试验这类短时快速的形变过程中，坚硬稳定的碳化物不易协调变形， 碳化物和基体的界面极易萌生裂纹。随着拉伸试验的继续进行，载荷不断增大，裂纹很快向四周扩展并导致断裂。也即随着碳化物含量的增加， 在拉伸测试载荷下形成微裂纹的潜在位置增多、概率增大，进而引起合金快速断裂，导致合金的断后伸长率下降。
对不同C含量GH4079合金热处理态棒材进行650℃/863MPa 条件下的持久试验，持久性能数据如表3所示。可以看出，GH4079合金持久寿命随着C含量的增加呈现显著增长的趋势，0.051%C 含量对应的持久寿命比0.018%的提升近一个数量级，而持久塑性相当。
图8为0.018%C含量、晶粒较为粗大的GH4079合金棒材持久试样断裂后的断口形貌，是明显冰糖状的沿晶断裂。结合图5中棒材的显微组织，可以发现，通常认为晶界是高温形变下的薄弱环节，但对于GH4079合金而言，在650℃/863MPa试验条件下晶界的不利影响作用相对较小，反倒呈现出晶粒越细越有利， 表明占主导作用的因素是碳化物。因为大量细小粒状碳化物均匀分布时，能有效阻碍位错运动、抑制晶界滑移，从而显著提高合金的持久抗力。在本研究的0.018wt%～0.051wt%C含量内，0.018wt%C含量的GH4079合金棒材的碳化物数量较少，晶界上没有足够的碳化物，在650℃/863MPa 持久试验条件下晶界滑移以及裂纹扩展时缺少有效阻碍，持久强度较低、持久寿命较短。在C含量提高至0.038wt%、0.051wt%后，晶界上碳化物数量逐渐增多，持久强度、寿命也随之提升。另外，根据其他高温合金相关研究推测，C 含量在超过某个数值后，随着C 含量的增加，碳化物含量及尺寸增大，合金持久性能将也会降低。
对于GH4079之类的高合金化、难变形高温合金材料，微量元素C 含量虽低，但其作用及影响不可忽视，它不仅影响材料的热加工性能，也会影响其显微组织和力学性能。因此，同时从材料研制成本、组织性能和过早失效风险控制等方面考虑，在满足使用性能前提下，可以将GH4079合金中的C元素含量控制在中值或以下，同时应在热加工过程中将碳化物细化、均匀。
03结论
（1）随着C含量的增加，GH4079 合金中固相线温度、液相线温度、γ'相的析出温度以及析出量没有显著变化，但MC 型等碳化物的析出温度提高。
（2）随着C含量的增加，GH4079 合金铸态铸锭中碳化物的含量和尺寸增大，形态从弥散细小块状向断链状、大块长条状转变，而（γ+γ'）共晶组织的含量随之减少。经相同锻造变形、热处理后的棒材中碳化物尺寸相对均匀细小，其含量随C含量增加呈线性增长，但晶粒尺寸随之明显减小。
（3）随着C含量的增加，GH4079 合金热处理态锻制棒材的室温抗拉强度和屈服强度升高，断后伸长率降低；650℃/863MPa 试验条件下持久寿命明显增长，持久塑性相当。这得益于合金中存在大量细小、相对均匀分布的碳化物， 可显著阻碍位错运动、抑制晶界滑移。
来源：未知
关键词：
碳含量
GH4079
