GH5188合金是一种固溶强化型钴基高温合金，它以碳化物为主要强化相。相比于镍基高温合金，该合金具有更好的抗蠕变性能、抗热腐蚀性能、抗热疲劳性能和高温强度。在20世纪80年代，GH5188合金被应用于涡轴八航空发动机的涡流板、火焰导向器等部件；目前，部分航空发动机选用GH5188合金板材制备燃烧室内壁、外壁、封严片等高温部件。
GH5188合金作为一种变形钴基高温合金，显微组织简单。由于碳化物较稳定，固溶时不能完全溶入基体，而时效析出的强化相容易在使用过程中进一步过时效，所以也不宜进行时效处理。冷轧带材是GH5188合金的常用产品之一，合金原料经冶炼铸锭，再经过均匀化处理、开坯锻造、热轧、多道次冷轧和中间退火处理，最终以固溶态交货。
但在生产过程中，GH5188合金铸锭存在明显的显微偏析，导致其加工塑性差，无法直接进行开坯。同时，铸锭组织不均匀也不易于在热加工时得到充分破碎，会影响热加工性能[4]。而GH5188合金冷加工硬化速度快和再结晶温度高的特点将使冷加工过程变得困难，容易产生裂纹等缺陷。为了给实际生产中确定和控制GH5188的生产工艺、优化产品性能提供理论参考，本工作研究了生产过程中GH5188合金的铸态组织及其均匀化工艺，对后续热轧、冷轧加工过程组织的演变进行了观察分析，并研究了其中间退火处理工艺。
1实验
本实验的材料为GH5188合金，合金经真空感应加电渣重熔冶炼，成分如表1所示。随后再经均匀化、开坯并热轧、冷轧成板带材。
在铸锭心部位置切取尺寸为15mm×15mm×10mm的长方体试样进行铸态组织分析，用EDS分析元素偏析情况，并使用热力学计算软件Thermo-Calc计算分析合金中可能析出的平衡相，以及凝固过程的相组成与元素再分配规律。使用热力学模拟计算软件DICTRA进行均匀化工艺研究，将试样分别在1140、1160、1180、1200、1220℃进行均匀化扩散退火保温10、20、30h。铸态组织和均匀化研究中观察枝晶所用的电解侵蚀剂为王水甘油（甘油:HCl:HNO3=5:3:1,电压5V，时间10s）。
从生产过程中的4mm热轧板、0.5mm冷轧带（轧下率29%）和分别经过1080℃退火、1100℃退火、1080℃退火 1170℃气淬、1230℃退火的0.5mm冷轧退火带材上切取10mm×10mm的板带状试样，对RD-ND面的轧制态与退火态组织进行观察分析，结合热力学平衡相图研究不同退火温度对冷轧态组织的影响。轧制态组织和退火态组织研究中所用的侵蚀剂为硫酸铜-盐酸溶液（1.5gCuSO4,40mLHCl,20mLC2H5OH）。
2结果与分析
2.1铸态组织及均匀化工艺研究
2.1.1铸态组织
电渣重熔铸锭的枝晶生长方向是沿中心法线方向，为观察到完整枝晶，在试样纵截面进行金相制备与观察。在金相显微镜和扫描电子显微镜下观察铸锭心部试样的组织如图1所示。
由图1a可看出，合金枝晶的形貌很明显，一次枝晶干粗大，沿着一次枝晶干周围有二次枝晶干生长，在枝晶间发现大量的析出相。在扫描电子显微镜下观察，发现析出物主要分布在晶界和晶内的枝晶间处。通过能谱仪分析析出相的成分，如表2所示。
图1b中析出物有白亮相与灰色相2种，白亮相多呈块状或颗粒状，且没有明显边界包围，分布于晶界和晶内；灰色相呈块状且有明显边界包围，多孤立分布在晶内。由能谱分析结果（表2）可知，白亮相富含Cr，为M23C6，而灰色相则富含W，为M6C。铸锭铸态组织中主要元素的偏析情况如表3所示。C、Cr、Mn、Fe、W的K值大于1，为正偏析元素；Ni的K值小于1，为负偏析元素。从元素偏析比可以看出，合金中偏析最严重的元素为Mn元素和Cr元素。由于Mn元素在合金中的含量很少（<1%），对合金性能影响不是很大，因此在制定合金均匀化工艺的过程中应该主要考虑让Cr元素扩散均匀。
2.1.2热力学模拟计算
将GH5188合金的化学成分作为Thermo-Calc软件的输入条件，根据相图计算结果，可得到可能析出的平衡相，并揭示各析出相的析出规律(图2)。
由图2可知，合金基体相为γ相，主要析出相为M6C和M23C6相。M6C开始析出温度为1252℃，M23C6的开始析出温度为1175℃，且M6C有着更高的相比例，因此该合金的一次碳化物应该为M6C相。同时，合金的初熔点在1300℃左右，因此在进行均匀化处理的时候，温度应该低于1300℃。
利用Thermo-Calc软件计算GH5188合金非平衡凝固过程，得到相的析出情况和元素再分配规律。Thermo-Calc的非平衡凝固计算是基于Sheil-Gulliver凝固模型，即认为在合金的凝固过程中，各元素在固相里完全不扩散，而在液相里完全扩散，凝固过程的凝固路径和元素再分配规律模拟计算结果见图3。从图3a可以看出，典型成分的GH5188合金的凝固温度范围为1383~1235℃，合金从液相开始冷却，首先凝固结晶出γ相。当温度下降到1289℃时，M6C相开始与γ相一起析出。温度继续下降到1265℃时，M23C6相、γ相和M6C相同时析出。2种碳化物析出温度较低，故一次碳化物在枝晶间和晶界处析出较多，且可能存在着伪共晶组织。图3b给出了GH5188合金凝固过程的元素再分配规律，可以看出，Cr和W元素为正偏析元素，主要在基体的枝晶间富集；而Ni元素为负偏析元素，主要在基体的枝晶干富集。铸锭组织中相析出情况和元素偏析情况，与Thermo-Calc模拟计算结果吻合。因此，在制定GH5188合金的均匀化和热处理制度时，应该重点考虑合金中Ni，Cr和W的元素偏析问题。
式中，Q为元素扩散激活能；D0为扩散常数；T为温度。运用DICTRA以及相应的数据库可计算得到Cr元素在GH5188合金中，扩散常数D0=2.7561×10-4m2/s，激活能Q=286.48kJ/mol。
根据式(1)，绘制Cr元素的偏析指数在不同温度下随保温时间的变化的理论计算曲线如图4所示。从分析可以得知，对于Cr元素来说，分别在1220、1200、1180、1160和1140℃下分别只需要保温9、12、16、19和26h就可以使元素偏析指数降到0.2以下。为了验证理论计算的可行性，也为了进一步实验分析GH5188合金铸锭的均匀化过程元素的偏析规律，设定了均匀化实验方案：温度从1140℃至1220℃，保温时间从10h到30h。
铸态组织在不同温度下保温10h后，枝晶开始退化，但退化并不显著，保温温度分别在1140、1180℃时，枝晶组织依然明显（图5a、5b）。随着保温温度的升高，枝晶形貌逐渐模糊，边缘逐渐消失。在1220℃时，枝晶得到了比较完全的退化，枝晶干模糊，枝晶干和枝晶间开始有融合的趋势（图5c）。另外，相比于原始铸态组织，随着保温温度的升高，枝晶间的碳化物先增多后减少，保温温度在1140、1160℃时，枝晶间有大量二次碳化物析出，1180℃时，二次碳化物基本溶解。这是由于在1140、1160℃均匀化扩散退火保温10h，温度较低、时间较短，Cr、W等碳化物形成元素未能扩散均匀，退火过程形成碳化物在枝晶间大量析出。
在1220℃下保温，虽然枝晶退化较完全，但样品内部出现了较多的孔洞，这可能是由于基体与析出相的膨胀系数不同，导致加热到1220℃后基体强度下降，发生塑性变形释放内应力，而碳化物回溶留下孔洞。所以在本实验中较为合适的均匀化温度为1200℃。铸锭心部试样在1200℃保温10、20、30h的组织如图6所示。
1200℃保温20h以后，基本看不到枝晶组织。保温30h时，相比保温20h组织更为均匀。但由于保温时间过长，样品内部出现了比较多的孔洞。GH5188合金铸锭在1200℃均匀化保温10、20、30h后Cr元素的偏析情况如表4所示。
把实测数据与理论计算结果进行比较，结果如图7所示。从图7可以看出，Cr元素偏析指数在1200℃下随时间的变化的理论计算值和实验值趋势基本吻合。因此，DICTRA软件的理论计算对设计合金的均匀化工艺有一定的参考价值。
在1200℃保温20h后，偏析程度最大的Cr元素，其偏析指数δ降低到0.2以下，偏析基本消除。所以在本实验中较适合的均匀化工艺为1200℃保温20h。
2.2热轧态组织
图8是热轧板RD-ND面的组织形貌以及析出相的成分分析结果。从图8a可以看出，热轧后的晶粒细小，且有大量第二相，多沿着轧制方向线型平行排列。晶粒沿轧制方向被拉长，有大量的颗粒状与薄膜状析出相沿着晶界分布。通过EDS能谱分析发现，晶内与晶界上块状和颗粒状析出相为富W的M6C型碳化物，而晶界上少量呈细小薄膜状、片状的析出相为富Cr的M23C6型碳化物（图8c、8d）。其中，部分较大块状的M6C受轧制力作用，沿轧制方向被压扁，呈长条状。由于碳化物多在晶界与位错处形核，一方面晶粒在动态回复再结晶过程受轧制力作用，沿轧向被一定程度拉长，沿轧向的晶界比例增大；另一方面在有的晶粒内滑移带上的位错会受到已有碳化物的的钉扎作用[5]，这导致了碳化物析出相沿热轧方向平行排列。
2.3冷轧态组织及退火工艺研究
2.3.1冷轧态组织
冷轧态晶粒延伸度随轧下率的增大而增大，当轧下率较大时，轧制态的晶界模糊不清，晶粒扭曲变形严重。0.5mm厚冷轧试样（轧下率29%）晶粒呈扁平状，由于变形不均匀而出现混晶组织，既有被拉长的大晶粒，也有较为细小的晶粒（图9a）。在扫描电镜下观察，碳化物沿着晶界不连续分布，基体内离散分。M6C从定量来说，在晶内和晶界都是主要析出相，并且发现晶界上存在孔洞，沿轧制方向存在线型孔缝（图9b）。这是因为在轧制力作用下，析出相会沿轧制方向呈链状分布，析出相与基体在应力下的应变不协调而出现孔洞。另外析出相与基体存在电位差，在浸蚀过程中析出相与基体界面易腐蚀过度，从而使析出相脱落，也会留下孔洞。
2.3.2中间退火工艺研究
为研究中间退火热处理对组织的影响，对冷轧带材（轧下率29%）分别经过4种不同退火热处理后的退火态组织进行观察，图10是退火后试样RD-ND面晶粒与析出相的光学金相照片和扫描电镜照片。
当退火温度为1080和1100℃时，合金的晶粒为非常细小的等轴晶，没有出现原始轧制态组织拉长的晶粒（图10a），这表明晶粒发生了再结晶。而且2种温度退火后的晶粒大小基本一致，晶粒并没有随着温度的升高而有明显长大。当退火温度高于1170℃时，组织晶粒迅速长大，且在晶粒内部发现了大量孪晶条带（图10b,10c），为退火孪晶。
从图10d~10f可看出，退火温度对再结晶晶粒长大过程的影响主要通过影响析出相的析出回溶行为来控制。M6C为一次碳化物，M23C6为二次碳化物，M23C6的完全回溶温度接近1170℃，这与平衡相图计算结果相符。图11是经过1100℃退火后的晶界上M23C6型碳化物的析出情况。可以看出，因退火温度较低，故碳化物数量多，仍有稠密的二次碳化物弥散分布在晶界附近，钉扎晶界，使晶粒细化，导致高温拉伸强度下降；同时，碳化物与晶界阻碍位错运动，冷加工变得困难。若退火温度过高，则晶粒容易异常长大。因此，为了获得适当的冷热加工性能和室温及高温力学性能，需要采用合适的热处理温度。
3结论
1)GH5188合金的主要相组成为奥氏体基体(γ相)、富W的M6C一次碳化物和富Cr的M23C6二次碳化物。铸态组织中，Cr和W为正偏析元素，Ni为负偏析元素，Cr为最主要的偏析元素。最佳的均匀化方案为1200℃/20h。
2)热轧过程组织发生动态再结晶，晶粒细小且有大量第二相析出，多沿着轧制方向线型平行排列。晶粒沿轧制方向被拉长，有大量的颗粒状M6C与薄膜状M23C6沿着晶界分布。
3)当冷轧轧下率较大时，晶粒扭曲变形严重，颗粒状碳化物沿晶界不连续分布、基体内离散分布，M6C为主要析出相。当退火温度高于1170℃时，晶界处的二次碳化物基本回溶，再结晶晶粒能够正常长大。
