700℃超超臨界鍋爐材料GH4700鎳基合金組織演變研究

曾 莉，王 巖，李 莎，李 陽，金憲哲

（太原鋼鐵（集團）有限公司 先進不銹鋼材料國家重點實驗室，太原030003）

提高火力發電機組熱效率，降低CO2排放量，是解決能源和環境兩大問題的重要方向[1，2］。已有研究表明，提高火電廠鍋爐的蒸汽參數可以有效地提高火力發電機組效率。不斷提高的蒸汽參數對鍋爐管道用高溫材料提出了巨大的挑戰，對超超臨界機組鍋爐用管道材料，尤其是過熱器、再熱器管材料的開發和研制成為整個能源計劃的核心[3－5］。為了發展我國700℃蒸汽參數超超臨界電站鍋爐用管材，結合國際上的設計思路，本工作在INCONEL740H的基礎之上，提出設計了GH4700鎳基高溫合金，其主要成分為55Ni－25Cr－20Co。GH4700的合金化程度高，由于有害雜質元素偏析以及低熔點共晶和組織的存在，造成其熱加工性能差。目前關于熱加工工藝參數對組織影響規律的研究不足，進一步研究合金在熱加工過程中的組織演變，對于了解熱塑性特征及確定熱加工過程的工藝參數具有理論指導意義。迄今為止關于GH4700鎳基合金熱加工過程組織演變及再結晶行為的研究還鮮見報道。本工作采用等溫壓縮實驗方法，對GH4700合金在熱加工過程中的組織演變規律及再結晶行為進行研究。

1 實驗

1.1 原料及制備

實驗用GH4700合金的化學成分如表1所示。試樣規格為φ8mm×12mm的圓柱形，取自鍛態材料。在Gleeble1500熱模擬試驗機上進行GH4700合金不同變形溫度與應變速率的等溫單軸壓縮變形，實驗溫度為1120～1210℃，應變速率為0.1～20s－1，工程應變為15%～60%。所有試樣均以20℃／s加熱至1230℃保溫4min，然后冷卻至變形溫度后開始壓縮，實驗數據由計算機自動記錄收集，變形完成后迅速將試樣水冷至室溫以保留變形組織。

1.2 分析測試

變形后試樣沿軸向剖開，采用1.5g CuSO4＋40mL HCl＋20mL酒精進行腐蝕，觀察分析不同變形條件下合金微觀組織的演變過程以及動態再結晶行為。

表1 GH4700合金的化學成分（質量分數／%）Table 1 Chemical composition of GH4700superalloy（mass fraction／%）

2 結果與討論

2.1 GH4700合金的流變行為

圖1為不同變形溫度與應變速率條件下GH4700合金的峰值應力。由圖1可知合金的流變行為具有較高的變形溫度和應變速率敏感性，合金的流變應力隨著變形溫度的升高和應變速率的減小而降低。

圖1 不同變形溫度和應變速率條件下GH4700合金的峰值應力Fig.1 Peak stress of GH4700alloy at various deformation temperatures and strain rates

熱變形是一個受激活控制的過程，流變應力主要與變形溫度、應變速率及應變有關。GH4700合金的激活能可通過式（1）計算[6－8］：

式中：Z 為 Zener－Hollomon參數；σ 為流變應力，MPa；T 為變形溫度，℃；ε·為應變速率，s－1；A，α和n分別為材料常數；R 為氣體常數，其值為8.314J／（mol·K）；Q 為形變激活能，J／mol。

對式（1）兩邊求導，并根據實驗數據，采用線性回歸方法，得到激活能Q為345.0948kJ／mol，如圖2與圖3所示。Z參數為

圖2 ln[sinh（ασ）］與lnε· 的關系Fig.2 Relation of ln[sinh（ασ）］and lnε·

圖3 ln[sinh（ασ）］與1000／T 的關系Fig.3 Relation of ln[sinh（ασ）］and 1000／T

2.2 變形參數對合金組織演變過程的影響

圖4（a）為GH4700合金鍛件的組織形貌。本工作設定實驗過程中，壓縮試樣首先被加熱到1230℃并保溫4min，以保證合金原始組織的均勻性。保溫后合金為典型的固溶組織，如圖4（b）所示。

圖5為GH4700合金在1180℃／0.1s－1變形條件下的熱變形組織的發展過程。可以看出當變形量為15%時，原始晶粒出現晶界弓彎，并在晶界及孿晶界處有動態再結晶晶粒形成。母晶粒中的孿晶界也出現彎曲，部分動態再結晶晶粒在孿晶界處形核（圖5（a））。這說明GH4700合金動態再結晶形核方式為典型的應變誘導晶界遷移形核。在熱變形過程中，位錯在晶界及孿晶界處堆積，由于合金的層錯能較低，位錯的交滑移和攀移受到抑制，導致動態回復較弱，加速了位錯的堆積過程。晶界處位錯的局部調整導致晶界弓彎出現，并在弓彎內側形成位錯密度極低的新晶粒核心，核心向位錯密度較高的母晶粒擴展使動態再結晶晶粒逐漸長大。當變形量為30%時，母晶粒晶界被再結晶晶粒覆蓋，形成“項鏈”組織，部分新晶粒擴展進入變形晶粒中（圖5（b））；當變形量達到60%時，合金基本為動態再結晶組織，晶粒得到細化，但仍存留局部未再結晶區域（圖5（c））。

圖4 GH4700合金鍛態（a）和壓縮前的組織（b）Fig.4 Microstructures of GH4700alloy forged state（a）and before compressed（b）

圖5 GH4700合金在1180℃／0.1s－1條件下的熱變形組織 （a）15%；（b）30%；（c）60%Fig.5 Thermal deformation micro structure of GH4700alloy at 1180℃／0.1s－1 （a）15%；（b）30%；（c）60%

合金的動態再結晶行為受變形條件的影響。GH4700合金的再結晶百分數和再結晶晶粒的尺寸隨著變形溫度的升高而明顯增加。這是由于激活能一定時，晶界的遷移速度主要取決于溫度，變形溫度較高時，突起的晶界遷移較快，也容易在較短的時間內長大到臨界形核尺寸而成為新的再結晶顆粒；同時由于晶界的遷移速度大，連續變形引起的遷移晶界后方位錯密度的劇烈減少很難得到補充，從而產生新的位錯密度差為新的形核作好準備。當變形溫度較低時，由于晶界的移動速度較慢，很容易在新的潛在晶核長大到臨界尺寸之前被移動晶界后增加的位錯密度趕超，這樣在移動晶界的兩邊缺少驅動力，潛在的晶核停止生長，從而減小再結晶百分數。

隨著應變速率的提高，GH4700合金的動態再結晶百分數和再結晶晶粒尺寸都有所降低。這是因為在變形溫度和應變量一定的情況下，變形速率大則需要的臨界形核位錯密度也大，在動態再結晶進行的過程中，晶界上有些區域的位錯密度達不到臨界要求，因此再結晶百分數較小。應變速率較大時，由于高應變速率導致的溫升作用，使得再結晶晶粒尺寸增大。

2.3 組織演化數學模型

通過等溫熱壓縮研究了GH4700合金的熱變形特點，特別是對組織影響較大的動態再結晶行為。為了使實驗得到的合金常規熱變形行為獲得應用，需要對實驗現象和規律進行數學建模，并在分析熱擠壓過程中進行適當內插值與外推。目前在工程上獲得大量應用的熱加工組織演化模型是Sellars等提出的物理冶金模型，這一模型涵蓋了熱加工過程中金屬可能發生的與動態再結晶和晶粒長大相關的各種物理冶金現象。本工作所涉及的GH4700合金熱變形行為，可以用到的模型包括動態再結晶模型和晶粒長大模型，如式（2），（3）所示[9，10］。

動態再結晶模型：

晶粒長大方程：

式中：XDRX為動態再結晶百分數；εC為動態再結晶臨界應變；ε0.5為完成動態再結晶分數50%時所需的應變量；DDRX為穩態動態再結晶晶粒尺寸；QGG為晶粒長大激活能；a為與材料有關的系數；t為保溫時間；n為晶粒長大指數。

熱變形過程中存在一定的變形不均勻性，即局部的位錯堆積，滿足這一條件要求合金的應變量必須超過某一臨界形核量εC。大量研究表明，臨界變形量εC與峰值應變有線性關系，對于GH4700合金可認為臨界應變εC＝0.5εP。動態再結晶為典型的形核長大過程，所以其比例隨應變量的變化呈“S”型曲線，ε0.5由該曲線內插值得到。將實驗結果中變形量為15%，30%和60%時動態再結晶百分數（包含原點）的值進行“S”曲線擬合（見圖6），得到不同變形條件下的ε0.5。對式（2）進行推導，采用Z函數進行統一描述，線性擬合求得各個系數，獲得動態再結晶模型為

圖6 GH4700合金在1180℃時動態再結晶百分數與真應變的關系Fig.6 Relationship of dynamic recrystallization percentage and true strain of GH4700at 1180℃

在熱變形結束后的保溫或空冷過程中，雖然動態再結晶已經使材料內部的形變能基本釋放完全，但組織仍然不是完全穩定的，勢必會發生晶粒的長大。此時晶粒長大的驅動力不再是再結晶晶粒擴展時晶界兩側的位錯密度差，而是系統內總界面能的降低，大晶粒靠消耗小晶粒而逐漸長大。從組織演化模型式（3）可以看出，溫度和保溫時間是決定晶粒尺寸的核心因素。線性擬合與1／T，即得到長大激活能的函數QGG／R。將本實驗數據代入得出長大激活能QGG為252.05kJ／mol。晶粒長大方程為：

3 結論

（1）GH4700合金的流變行為具有較高的變形溫度和應變速率敏感性，隨著變形溫度的下降和應變速率的增大，合金的流變應力迅速升高；熱變形激活能Q為345.0948kJ／mol。

（2）GH4700合金動態再結晶形核方式為典型的應變誘導晶界遷移形核；GH4700合金的再結晶百分數隨著變形溫度的升高而明顯增加，隨著應變速率的提高而有所減少；應變速率較大時，高應變速率導致的溫升作用，使得再結晶晶粒尺寸增大。

（3）GH4700合金晶粒長大激活能為252.05kJ／mol。

[1]GIBBONS T B.Superalloy in modern power generation applications[J］.Materials Science and Technology，2009，25（2）：129－135.

[2]RAE C.Alloys by design：modelling next generation superalloys[J］.Materials Science and Technology，2009，25（4）：479－487.

[3]ALNIAK M O，BEDIR F.Hot forging behavior of nickel based superalloys under elevated temperatures[J］.Materials and Design，2010，31（3）：1588－1592.

[4]BI Zhong－nan，ZHANG Mai－cang，DONG Jian－xin，etal.A new prediction model of steady state stress based on the influence of the chemical composition for nickel－base superalloys[J］.Materials Science and Engineering：A，2010，527（16－17）：4373－4382.

[5]MONAJATI H，JAHAZI M，YUE S，etal.Deformation characteristics of isothermally forged UDIMET 720nickel－base superalloy[J］.Metallurgical and Materials Transactions A，2005，36（4）：895－905.

[6]WANG Y，SHAO W Z，ZHEN L，etal.Flow behavior and micro structures of superalloy 718during high temperature deformation[J］.Materials Science and Engineering：A，2008，497（1－2）：479－486.

[7]MEDINA S F，HEMANDEZ C A.General expression of the Zener－Hollomon parameter as a function of the chemical composition of low alloy and microalloyed[J］.Acta Mater，1996，44（1）：137－148.

[8]PHANIRAJ M P，LAHIRI A K.Constitutive equation for elevated temperature flow behavior of plain carbon steels using dimensional analysis[J］.Materials ＆Design，2008，29（3）：734－738.

[9]劉鵬飛，劉東，羅子健，等.GH761合金的熱變形行為與動態再結晶模型[J］.稀有金屬材料與工程，2009，38（2）：275－279.LIU Peng－fei，LIU Dong，LUO Zi－jian，etal.Hot deformation behavior and dynamic recrystallization model of GH761alloy[J］.Rare Metal Materials and Engineering，2009，38（2）：275－279.

[10]李慶波，葉凡，周海濤，等.Mg－9Y－3Zn－0.5Zr合金的熱變形行為[J］.中國有色金屬學報，2008，18（6）：1012－1014.LI Qing－bo，YE Fan，ZHOU Hai－tao，etal.Hot deformation behavior of Mg－9Y－3Zn－0.5Zr alloy[J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2008，18（6）：1012－1014.