本发明涉及gh4780合金加工领域，具体涉及均匀化处理gh4780合金铸锭的方法和gh4780合金铸件及其应用。
背景技术：
gh4780合金具有优良的高温力学性能，服役温度达到760℃，这主要是由于两个因素，首先，合金基体溶解了近二十种合金元素，起到固溶强化作用；其次，合金基体中析出了大量共格有序的a3b型金属间化合物γ’-ni3(al,ti,ta)相及mc碳化物作为强化相，产生析出强化效果。以上两种强化机理共同作用使合金获得良好的高温强度、持久性能、疲劳性能和抗氧化性能。但是，大量合金元素的添加会引起严重的元素偏析，产生较大铸造应力，严重降低合金热变形能力，提高加工难度，影响后续合金坯料的组织均匀性。
由于gh4780合金铸锭的尺寸普遍较大，通常为直径φ508±20mm圆柱形，铸锭中的元素偏析现象更为严重，通过均匀化改善铸锭的成分均匀性，需要同时考虑处理温度、保温时间、升温速率、冷却方式等因素。这些因素都直接关系到合金固溶体对溶质元素的溶解度、以及溶质原子在基体中的扩散速度和扩散过程进行的程度。而现有技术均匀化处理方法对gh4780合金铸锭均匀化处理的效果并不理想。
因此，亟需一种简便高效地均匀化处理gh4780合金铸锭的方法。
技术实现要素：
本发明的目的是为了克服现有技术均匀化处理方法对gh4780合金铸锭均匀化处理效果不佳的问题，提供均匀化处理gh4780合金铸锭的方法和gh4780合金铸件及其应用。
经过研究，本发明的发明人发现，与其他合金相比，gh4780合金具有以下特点：(1)c含量为0.06％～0.12％，明显高于其他变形镍基合金；(2)含有0.85％～1.15％ta，ta极易与c结合生成尺寸较大的化合物，降低合金组织性能。本发明的发明人发现合适的加热温度和持续升温保温时间能够有效降低合金铸锭变形抗力，消除铸锭中的元素偏析，提高合金热变形能力，有利于后续棒材坯料的热加工。
本发明的发明人还发现与gh4780合金锻件相比，gh4780合金铸锭的尺寸明显较大，存在的元素偏析现象非常严重，并且全部由树枝晶组成，树枝状晶宽度甚至达到500μm，而由于制备工艺以及尺寸的影响，gh4780合金锻件中，元素偏析程度较轻或已经由其他加工工艺消除，并且主要为等轴晶组织。现有技术对gh4780合金锻件大多通过固溶与时效处理结合实现析出相合理分布进而提高锻件力学性能，因而现有的适用于gh4780合金锻件的方法并不适用于gh4780合金铸锭。
为了解决上述问题，本发明第一方面提供了一种均匀化处理gh4780合金铸锭的方法，包括：将gh4780铸锭在1175-1240℃下均匀化处理500-5000min。
本发明第二方面提供了由本发明第一方面所述的方法均匀化处理的gh4780合金铸件。
本发明第三方面提供了由本发明第二方面所述的gh4780合金铸件在制备航空发动机和地面燃气轮机的热端部件中的应用。
优选地，所述热端部件包括涡轮盘、机匣、压气机整流器和喷嘴。
通过本发明所述的方法，在均匀化处理过程中，合金铸件中原本存在的元素浓度梯度在高温下发生扩散，实现元素在铸锭中的均匀分布。同时消除了合金铸锭中存在的应力，均匀化处理后的gh4780合金铸件的热变形能力得到明显提高。
具体实施方式
在本文中所披露的范围的端点和任何值都不限于该精确的范围或值，这些范围或值应当理解为包含接近这些范围或值的值。对于数值范围来说，各个范围的端点值之间、各个范围的端点值和单独的点值之间，以及单独的点值之间可以彼此组合而得到一个或多个新的数值范围，这些数值范围应被视为在本文中具体公开。
本发明第一方面提供了一种均匀化处理gh4780合金铸锭的方法，包括：将gh4780合金铸锭在1175-1240℃下均匀化处理500-5000min。
优选地，将gh4780合金铸锭在1175-1210℃下均匀化处理700-4500min。
更优选地在1175-1200℃温度下进行均匀化处理。
根据本发明，延长均匀化处理时间过长，长于5000min，例如将均匀化处理时间延长至6000min并不会导致合金性能如热变形能力的进一步提升，反而因为耗时较长影响工艺进程，进而影响工艺成本和经济效益。
根据本发明，如果均匀化处理温度过高，高于1240℃例如达到1280℃及以上，或许能在一定程度上减少均匀化处理时间，但是很容易出现过烧现象，低熔点共晶相熔化和晶界复熔形成空洞等缺陷，晶粒组织结合力降低，塑性急剧下降，导致铸锭在热加工过程中极易开裂。
优选地，所述gh4780合金铸锭主要包含以下元素：0.005-0.07重量％的锆，0.06-0.12重量％的碳，22-23重量％的铬，不大于0.2重量％的钼，1.8-2.2重量％的钨，18.5-19.5重量％的钴，不大于0.7重量％的铁，0.65-0.95重量％的铌，1.1-1.4重量％的铝，2.1-2.4重量％的钛，不大于0.015重量％的磷，0.002-0.007重量％的硼，0.85-1.15重量％的钽，不大于0.1重量％的铜，不大于0.1重量％的锰，不大于0.15重量％的硅，不大于0.1重量％的钒，不大于0.007重量％的镁，不大于0.007重量％的硫，47-53重量％的镍。
在一种优选的实施方式中，所述方法还包括：
(1)从室温升温至700-900℃，并保温60-180min；
(2)之后升温至950-1050℃，并保温120-240min；
(3)再升温至1100-1150℃，并保温120-240min；
(4)最后升温至1175-1240℃进行均匀化处理。
在一种更优选的实施方式中，所述方法包括：
(1)以1-2.2℃/min的升温速率从室温升温至700-900℃，并保温60-180min；
(2)以0.5-1.5℃/min的升温速率升温至950-1050℃，并保温120-240min；
(3)以0.5-1.2℃/min的升温速率升温至1100-1150℃，并保温120-240min；
(4)0.3-1.2℃/min的升温速率升温至1175-1240℃进行均匀化处理。
在一种更优选的实施方式中，所述方法包括：
(1)以1.2-2℃/min的升温速率从室温升温至700-900℃，并保温90-150min；
(2)以0.8-1.2℃/min的升温速率升温至950-1050℃，并保温140-200min；
(3)以0.75-1℃/min的升温速率升温至1100-1150℃，并保温140-200min；
(4)0.5-1℃/min的升温速率升温至1175-1240℃进行均匀化处理。
根据本发明所述方法，优选地，所述gh4780合金铸锭是由真空感应熔炼+电渣重熔+真空自耗熔炼三联工艺冶炼得到；或者，所述gh4780合金铸锭是由真空感应熔炼+真空自耗熔炼两联工艺冶炼得到。
根据本发明，真空感应熔炼+电渣重熔+真空自耗熔炼三联工艺、真空感应熔炼+真空自耗熔炼两联工艺的条件可以为本领域常用的工艺条件。
优选地，所述gh4780合金铸锭为圆柱形或长方体。
更优选地，所述gh4780合金铸锭为圆柱形，所述gh4780合金铸锭的直径为450-550mm，优选为480-530mm。
优选地，所述方法还包括：经第一冷却降温至550-650℃，之后经第二冷却至室温。
在一种优选的实施方式中，第一冷却的方式为随炉冷却，第二冷却为空气冷却或棉冷。
在本文中，“随炉冷却”是指将炉关闭电源后自然冷却。
在本文中，“棉冷”是指将铸锭从炉中取出立即覆盖保温棉后自然冷却。
本发明第二方面提供了由本发明第一方面所述的方法均匀化处理过的gh4780合金铸件。
通过本发明所述的方法，在均匀化处理过程中，合金铸件中原本存在的元素浓度梯度在高温下发生扩散，实现元素在铸锭中的均匀分布。同时消除了合金铸锭中存在的应力，均匀化处理后的gh4780合金铸件的热变形能力得到明显提高。
优选地，所述均匀化处理过的gh4780合金铸件主要由树枝晶组成，均匀化处理过程中树枝晶发生长大，晶粒平均宽度增加，热变形抗力显著降低，进而显著提高了合金的热变形能力，提高合金塑性。
本发明第三方面提供了本发明第二方面所述的gh4780合金铸件在制备航空发动机和地面燃气轮机的热端部件中的应用。
优选地，所述热端部件包括但不限于涡轮盘、机匣、压气机整流器和喷嘴。
经本发明所述方法得到的均匀化处理后的gh4780合金铸件，因为能够有效降低合金铸锭变形抗力，消除铸锭元素偏析，提高合金热变形能力，特别适用于后续棒材开坯锻造。
以下将通过实施例对本发明进行详细描述。
实施例1
通过两联工艺冶炼得到gh4780合金铸锭(锭型为φ508±20mm)，组成如下：0.02重量％的锆，0.086重量％的碳，22.19重量％的铬，0.037重量％的钼，2.09重量％的钨，18.9重量％的钴，0.24重量％的铁，0.81重量％的铌，1.26重量％的铝，2.24重量％的钛，不大于0.005重量％的磷，0.0032重量％的硼，0.98重量％的钽，0.0023重量％的铜，0.005重量％的锰，0.029重量％的硅，不大于0.005重量％的钒，不大于0.001重量％的镁，0.0006重量％的硫，50.76重量％为镍。
将该合金铸锭按照以下程序升温过程进行处理：
(1)以1℃/min的升温速率从室温升温至700℃，并保温60min；
(2)以0.5℃/min的升温速率升温至950℃，并保温120min；
(3)以0.5℃/min的升温速率升温至1100℃，并保温120min；
(4)以0.3℃/min的升温速率升温至1175℃，并保温500min进行均匀化处理，随炉冷却至550℃，之后空气冷却至室温，得到gh4780合金铸件a1。
按照astme8标准测试gh4780合金铸件a1的室温拉伸性能，按照astme21标准测试gh4780合金铸件a1的高温拉伸性能，如表1所示。
电子探针是在电子光学和x射线光谱学原理的基础上发展起来的一种高效率分析技术。其原理是用细聚焦电子束入射样品表面，激发出样品元素的特征x射线，分析特征x射线的波长(或特征能量)即可知道合金中所含元素的种类，分析x射线的强度，则可知道合金中对应元素含量的多少。合金中元素的偏析程度通常用偏析比来表示，偏析比为树枝晶间元素最高含量与树枝晶干元素最低含量的比值。使用电子探针检测合金铸件a1中元素ti、cr、ta的偏析比，结果如表2所示。
实施例2
通过两联工艺冶炼得到gh4780合金铸锭(同实施例1)。
将该合金铸锭按照以下程序升温过程进行处理：
(1)以1.2℃/min的升温速率从室温升温至700℃，并保温60min；
(2)以0.8℃/min的升温速率升温至950℃，并保温120min；
(3)以0.75℃/min的升温速率升温至1150℃，并保温120min；
(4)以0.5℃/min的升温速率升温至1200℃，并保温700min进行均匀化处理，随炉冷却至550℃，之后空气冷却至室温，得到gh4780合金铸件a2。
按照astme8标准测试gh4780合金铸件a2的室温拉伸性能，按照astme21标准测试gh4780合金铸件a2的高温拉伸性能，如表1所示。
按照实施例1所述方法使用电子探针检测合金铸件a2中元素ti、cr、ta的偏析比，结果如表2所示。
实施例3
通过两联工艺冶炼得到gh4780合金铸锭(同实施例1)。
将该合金铸锭按照以下程序升温过程进行处理：
(1)以2℃/min的升温速率从室温升温至900℃，并保温150min；
(2)以1.2℃/min的升温速率升温至1050℃，并保温200min；
(3)以1℃/min的升温速率升温至1150℃，并保温200min；
(4)1℃/min的升温速率升温至1175℃，并保温4000min进行均匀化处理，随炉冷却至550℃，之后空气冷却至室温，得到gh4780合金铸件a3。
按照astme8标准测试其室温拉伸性能，按照astme21标准测试其高温拉伸性能，结果如表1所示。
按照实施例1所述方法使用电子探针检测合金铸件a3中元素ti、cr、ta的偏析比，结果如表2所示。
实施例4
通过两联工艺冶炼得到gh4780合金铸锭(同实施例1)。
将该合金铸锭按照以下程序升温过程进行处理：
(1)以2.2℃/min的升温速率从室温升温至700℃，并保温90min；
(2)以1.5℃/min的升温速率升温至950℃，并保温140min；
(3)以1.2℃/min的升温速率升温至1100℃，并保温140min；
(4)1.2℃/min的升温速率升温至1240℃，保温4500min进行均匀化处理，随炉冷却至550℃，之后空气冷却至室温，得到gh4780合金铸件a4。
按照astme8标准测试其室温拉伸性能，按照astme21标准测试其高温拉伸性能，结果如表1所示。
按照实施例1所述方法使用电子探针检测合金铸件a4中元素ti、cr、ta的偏析比，结果如表2所示。
实施例5
参照实施例1所述方法，不同的是，程序升温过程为：以1℃/min的升温速率从室温升温至1175℃，其余与实施例1相同，得到gh4780合金铸件a5。
按照astme8标准测试其室温拉伸性能，按照astme21标准测试其高温拉伸性能，结果如表1所示。
按照实施例1所述方法使用电子探针检测其中元素ti、cr、ta的偏析比，结果如表2所示。
对比例1
参照实施例1所述方法，不同的是，不将所述gh4780合金铸锭进行均匀化处理。直接将该gh4780合金铸锭按照astme8标准测试其室温拉伸性能，按照astme21标准测试其高温拉伸性能，如表1所示。
按照实施例1所述方法使用电子探针检测其中元素ti、cr、ta的偏析比，结果如表2所示。
对比例2
参照实施例1所述方法，不同的是，均匀化处理为温度为1160℃，其余与实施例1相同，最终得到gh4780合金铸件d2。
按照astme8标准测试其室温拉伸性能，按照astme21标准测试其高温拉伸性能，结果如表1所示。
按照实施例1所述方法使用电子探针检测其中元素ti、cr、ta的偏析比，结果如表2所示。
对比例3
参照实施例1所述方法，不同的是，在1175℃下保温400min进行均匀，其余与实施例1相同，最终得到gh4780合金铸件d5。
按照astme8标准测试其室温拉伸性能，按照astme21标准测试其高温拉伸性能，结果如表1所示。
按照实施例1所述方法使用电子探针检测其中元素ti、cr、ta的偏析比，结果如表2所示。
表1
表2
通过以上结果可以看出，采用本发明所述方法均匀化处理gh4780合金铸锭能够有效地减少或消除元素偏析现象，并且提高了热变形能力。
以上详细描述了本发明的优选实施方式，但是，本发明并不限于此。在本发明的技术构思范围内，可以对本发明的技术方案进行多种简单变型，包括各个技术特征以任何其它的合适方式进行组合，这些简单变型和组合同样应当视为本发明所公开的内容，均属于本发明的保护范围。