GH4169高溫合金是以有序體心四方γ”相和面心立方的γ’相沉淀強(qiáng)化的鎳-鉻_鐵基高溫合金，在700℃以下使用，性能優(yōu)良，應(yīng)用廣泛[1]。該合金組織性能受鍛造、熱處理等熱加工工藝的影響明顯。合金在鍛造變形過程中，發(fā)生著δ相的溶解和析出、相和γ’相的溶解和析出、動態(tài)再結(jié)晶等一系列復(fù)雜的相變，鍛造加熱溫度、變形溫度、變形量、變形速率對這些相變過程都有明顯的影響，因此也直接影響鍛件的組織和性能。GH4169合金鍛件的熱處理工藝有固溶時效和直接時效。固溶處理工藝是950?980℃保溫1h,空冷、油冷或水冷。時效工藝是720℃保溫8h，以（50±10)℃/h的速率爐冷至620℃，保溫8h,空冷。實際生產(chǎn)中如何合理制定熱處理工藝參數(shù)、優(yōu)化鍛件的組織和性能需要進(jìn)行研究。本文進(jìn)行了調(diào)整熱處理參數(shù)的工藝試驗，研究了熱處理工藝對GH4169合金鍛件組織與性能的影響。

1、試驗材料與方法

試驗材料取自GH4169盤類鍛件，尺寸為小506mmx74mm,原材料的化學(xué)成分見表1。首先制成圓餅并沖孔，再經(jīng)模具鍛造成型，始鍛溫度為990℃,終鍛溫度為930℃,鍛后空冷至室溫。鍛造后選擇表2的熱處理工藝方案進(jìn)行試驗，試驗完成后，按照圖1取樣圖進(jìn)行取樣下料，拉伸試棒尺寸見圖2。高倍組織試樣尺寸為20mmx20mmx20mm的方塊，打磨拋光后進(jìn)行腐蝕，腐蝕液的組分為46%FeCl3+54%HCL,腐蝕10?15s,選擇高倍顯微鏡觀察組織形貌。

2、試驗結(jié)果及簡析

2.1熱處理工藝試驗結(jié)果

不同工藝方案下的室溫力學(xué)性能見表3。

由表3可看出，方案2對比方案1，鍛件固溶處理時間延長，970℃保溫時間由1h延長至3h，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都降低，分別降低19和35MPa,塑性相當(dāng)。結(jié)果表明：延長鍛件固溶時間會降低室溫拉伸性能。方案3對比方案1，降低了鍛件固溶溫度，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都降低，分別降低了20和71MPa,塑性相當(dāng)。在標(biāo)準(zhǔn)允許范圍內(nèi)，選擇合適的固溶溫度是固溶處理的一大難題，本試驗結(jié)果顯示：970℃固溶效果優(yōu)于950℃固溶效果。表2中，方案4延長了鍛件在620℃保溫時間，結(jié)果顯示：抗拉強(qiáng)度提高了9MPa，屈服強(qiáng)度提高了17MPa，塑性相當(dāng)。延長620℃保溫時間可補(bǔ)充析出少量γ相,使強(qiáng)度提高。

2.2熱處理固溶過程對GH4169鍛件組織和δ相的影響GH4169鍛件中δ相的數(shù)量、形貌、分布能反映熱變形過程的合理性和材質(zhì)的均勻性，進(jìn)而影響鍛件的力學(xué)性能。在熱處理固溶溫度下存在δ相的析出和溶解，也會影響δ相的形態(tài)和數(shù)量，這涉及如何合理的選擇固溶加熱過程和最終的加熱溫度。所以，選取了GH4169鍛件進(jìn)行了固溶處理對組織和δ相析出影響的工藝試驗。

當(dāng)固溶處理溫度在950?980℃時，對鍛件晶粒度影響不大（圖3),這是因為相的溶解溫度在980℃以上，當(dāng)晶界相溶解時，相對晶粒尺寸的抑制作用開始消失，晶粒隨著溫度升高和保溫時間延長而長大[2]，目前固溶溫度均低于980℃,因此晶粒度變化不大，經(jīng)過固溶處理后，相析出增多并更加均勻（圖4)。在950?980℃時，隨溫度升高，δ相析出減少。

2.3時效冷卻速率對性能的影響

GH4169熱處理標(biāo)準(zhǔn)中普遍要求時效的冷卻速率為(50±10)℃/h,也有標(biāo)準(zhǔn)對冷卻速率不做具體要求，僅僅要求總的時效時間不低于18h。為了研究冷卻速率對性能的影響，采用直接時效工藝對GH4169鍛件做了不同冷卻速率降溫后的拉伸性能對比試驗，不同時效冷卻速率下試樣的拉伸性能如表4所示。

結(jié)果顯示，較慢的降溫速率對鍛件的性能無明顯影響。這說明時效標(biāo)準(zhǔn)中，對冷卻速率的要求是綜合考慮工藝的穩(wěn)定性、生產(chǎn)效率和預(yù)期的時效效果給出的。較慢的冷卻速率相當(dāng)于延長了總的時效時間，沒有有害相的析出。

3、討論與分析

GH4169合金固溶加熱和保溫過程中，發(fā)生γ"相、γ'相的溶解和δ相的析出。固溶溫度、時間、升溫方式對最終固溶的效果都有影響。標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的固溶溫度范圍為950?980℃,在此溫度范圍內(nèi)固溶，對盤鍛件晶粒度影響不大。經(jīng)過固溶處理后，相析出增多并更加均勻，固溶時間較短時，相僅在晶界呈一定角度析出，隨著固溶時間延長，除了在晶界，在晶粒內(nèi)部也析出了一定數(shù)量的相，晶界析出的相會起到釘扎作用，強(qiáng)化晶界，但其會相應(yīng)的消耗合金中的主要強(qiáng)化相γ"中的Nb元素，導(dǎo)致合金性能下降。在950?980℃時，隨溫度升高，δ相析出減少。δ相本身沒有強(qiáng)化作用，但其形態(tài)和數(shù)量對鍛件組織性能具有重要影響,δ相過少，會出現(xiàn)缺口敏感性,δ相過多，會降低強(qiáng)度、沖擊、持久和蠕變性能δ相的數(shù)量和形態(tài)主要決定于鍛造過程。在標(biāo)準(zhǔn)熱處理條件下，固溶溫度、時間和升溫速率對δ相是有影響的，但不明顯。試驗結(jié)果表明：固溶時間過長會降低抗拉和屈服強(qiáng)度。通過在環(huán)件取樣進(jìn)行重復(fù)固溶的試驗同樣表明，強(qiáng)度隨固溶次數(shù)的增多而不斷下降。

時效過程中發(fā)生γ"相、γ’相的彌散析出使合金強(qiáng)化。γ'相為球狀，與基體完全共格，組織穩(wěn)定性較高；相為盤片狀，以其盤面分別平行于基體(001)、（010)和（100)面析出，為GH4169合金的主要強(qiáng)化相，因為其與基體較大的點陣錯配度，顯著的共格應(yīng)力強(qiáng)化效果可以獲得較高的屈服強(qiáng)度[4]。在720℃保溫8h,析出γ"相和γ'相，隨后經(jīng)620℃保溫8h，主要析出γ'相。合金在鍛態(tài)下含有相和γ'相，約為7%,時效后達(dá)到15%左右。合金在620?680℃時效，發(fā)生持續(xù)硬化而不發(fā)生軟化，在720?

740℃數(shù)小時出現(xiàn)硬化峰值，高于760℃,合金迅速因過時效而軟化[5]。試驗結(jié)果顯示：延長620℃保溫時間或進(jìn)行兩次時效，合金強(qiáng)度略有提高。說明試驗用盤鍛件經(jīng)過正常時效工藝后，強(qiáng)化相已經(jīng)充分析出，延長620℃保溫時間還可以補(bǔ)充析出少量強(qiáng)化相。資料顯示，盤件經(jīng)650℃長期時效200h,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均提高約50MPa,是因為彳"相和γ'相繼續(xù)析出補(bǔ)充強(qiáng)化。對于直接時效鍛件，兩次時效沒有發(fā)生過時效現(xiàn)象，這與直接時效鍛件δ相含量相對較少有關(guān)。但對于δ相含量較多的直接時效鍛件，不排除過時效的可能性。資料顯示，直接時效的鍛件在600℃長時效500h,γ"相和γ'相數(shù)量減少1.41%,δ相無變化；直接時效的鍛件在650℃長時效500h,γ"相和Y相數(shù)量減少0.53%，δ相數(shù)量增加約1%,說明已經(jīng)開始過時效;直接時效的鍛件在700℃長時效500h,γ'相和γ相數(shù)量減少4%,δ相數(shù)量增加約4%,發(fā)生了明顯的過時效[6]。

4、結(jié)論

(1)鍛件經(jīng)正常時效工藝后，強(qiáng)化相已充分析出，延長620℃保溫時間還可補(bǔ)充析出少量強(qiáng)化相，使強(qiáng)度提高。鍛件固溶處理加熱時間過長或重復(fù)固溶處理都將降低室溫拉伸性能。

(2)晶粒度均勻，δ相含量適中的鍛后組織可獲得較佳的力學(xué)性能。鍛后δ相形態(tài)和數(shù)量比較合適時，采用970℃固溶可以得到較佳的力學(xué)性能。鍛后δ相形態(tài)粗大、數(shù)量比較多時，需要適當(dāng)提高固溶溫度。鍛后δ相數(shù)量比較少時，宜采用較低的固溶溫度。

(3)720℃保溫8h爐冷至620℃再保溫8h時效，可以在不太長的時間內(nèi)達(dá)到較高的強(qiáng)化效果。中間階段的冷卻速率對性能的影響很小。

參考文獻(xiàn)：

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