張冬梅，國振興，邰清安，崔傳勇，徐 玲，張 蕾，姜 欣，付一凡

(1，中航工業(yè)沈陽黎明航空發(fā)動機(jī)(集團(tuán))有限責(zé)任公司,沈陽110043；2.中國科學(xué)院金屬研究所，沈陽110016)

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固溶溫度對 GH 2787 合金組織性能的影響

張冬梅1，國振興1，邰清安1，崔傳勇2，徐 玲2，張 蕾1，姜 欣1，付一凡1

(1，中航工業(yè)沈陽黎明航空發(fā)動機(jī)(集團(tuán))有限責(zé)任公司,沈陽110043；2.中國科學(xué)院金屬研究所，沈陽110016)

研究了 GH 2787 合金在不同固溶溫度處理后的組織性能.結(jié)果表明，在900、940和980 ℃固溶處理時， GH 2787 合金的晶粒尺寸分別為20、30和40 μm.當(dāng)固溶溫度低于γ′溶解溫度時， GH 2787 合金中的γ′相分布均勻，并有少量針狀的η相出現(xiàn).900 ℃固溶處理時， GH 2787 合金硬度、屈服強(qiáng)度和拉伸強(qiáng)度最高. GH 2787 合金的主要強(qiáng)化方式為γ′相沉淀強(qiáng)化和晶界強(qiáng)化.

GH 2787 合金；固溶處理；組織；性能

GH 2787 合金是Fe-Ni-Cr基沉淀硬化型變形高溫合金，長期使用溫度范圍在500～750 ℃之間，最高使用溫度800 ℃，主要用作壓氣機(jī)葉片等其他高溫部件[1-4]. GH 2787 合金主要通過加入Cr、W元素進(jìn)行固溶強(qiáng)化，加入Al、Ti元素進(jìn)行沉淀強(qiáng)化. GH 2787 合金是以γ′為強(qiáng)化相的合金，固溶工藝影響合金的晶粒尺寸、γ′沉淀相的體積分?jǐn)?shù)，同時合金的性能與變形過程中組織演變密切相關(guān).為此，本文對 GH 2787 合金進(jìn)行了不同溫度的固溶處理，并研究了變形溫度對組織性能的影響規(guī)律，以進(jìn)一步系統(tǒng)分析該類合金工藝、組織和性能之間的關(guān)系以及變形組織演化特點，為 GH 2787 合金組織性能的控制及優(yōu)化提供科學(xué)依據(jù)，以及該合金的生產(chǎn)和使用奠定理論基礎(chǔ).

1 實驗材料與方法

本實驗采用直徑22 mm的 GH 2787 合金棒材，化學(xué)成分見表1.通過Thermo-Calc Software計算軟件，選用Ni-data7數(shù)據(jù)庫計算了 GH 2787 合金上限成分、下限成分和實際成分合金中γ′相溶解溫度分別為970，940和955 ℃左右，如圖1所示.為了研究熱處理溫度對組織性能的影響，棒材分別在900、940和980 ℃進(jìn)行1 h固溶處理，然后對固溶處理的材料進(jìn)行組織觀察、顯微硬度測試和不同溫度(25、550和750 ℃)的力學(xué)性能測試，并對拉伸變形后的組織進(jìn)行SEM和TEM分析.

表1 合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

圖1 GH 2787 合金的熱力學(xué)計算相圖

2 實驗結(jié)果與分析

圖2顯示了固溶溫度對合金顯微硬度的影響，加載荷重為 500 g，加載時間為15 s.從圖2可以看出，900、940和980 ℃固溶處理合金的維氏硬度分別為HV290、HV280和HV220，隨著固溶處理溫度的升高，合金的顯微硬度值明顯降低.

圖3顯示了不同固溶溫度處理后合金的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線. GH 2787 合金在拉伸過程經(jīng)過彈性變形后，發(fā)生屈服，然后進(jìn)行塑性變形，在整個塑性變形過程中均發(fā)生加工硬化，無應(yīng)變軟化現(xiàn)象.但合金在550 ℃拉伸時，拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線上出現(xiàn)鋸齒狀現(xiàn)象，該現(xiàn)象與固溶處理溫度無關(guān)；此現(xiàn)象為動態(tài)應(yīng)變時效現(xiàn)象，許多金屬和合金在一定的溫度和應(yīng)變速率范圍內(nèi)均發(fā)生動態(tài)應(yīng)變時效.發(fā)生動態(tài)應(yīng)變時效的機(jī)理與合金中間隙原子(C)與可動位錯的相互作用有關(guān)[5-8].

圖2 顯微硬度與固溶溫度的關(guān)系

圖3 不同固溶溫度處理后 GH 2787 合金在不同溫度下應(yīng)力-應(yīng)變曲線

表2顯示了不同固溶溫度處理后 GH 2787 合金在不同溫度下的力學(xué)性能.從表2可以看出，隨著固溶溫度的升高，合金的屈服強(qiáng)度明顯降低.此外，在25～750 ℃拉伸溫度范圍內(nèi)，合金的延伸率在46.5%～19.5%之間，說明該合金具有良好的室溫和高溫塑性.

圖4顯示了 GH 2787 合金在不同固溶處理后的金相組織，可以看出，980、940和900 ℃固溶處理后合金的晶粒尺寸分別在40、30和20 μm左右.圖5是固溶熱處理合金的掃描電鏡顯微組織.從圖中可以看出，當(dāng)固溶溫度高于γ′溶解溫度(980 ℃)時，在樣品的部分區(qū)域觀察到小尺寸的γ′，且分布不均勻(圖5(a))；當(dāng)固溶溫度在γ′溶解溫度附近(940 ℃)時，樣品中的γ′尺寸明顯增大，但是分布依然不均勻，并且出現(xiàn)“團(tuán)簇”的現(xiàn)象(圖5(b))；當(dāng)固溶溫度低于γ′溶解溫度(900 ℃)時，在樣品中觀察到大量彌散分布的γ′(圖5(c)).

此外，通過組織觀察，還發(fā)現(xiàn)合金中的碳化物主要是(Ti,W,M)C型碳化物，不同固溶溫度處理對樣品中的碳化物尺寸及形貌沒有明顯的影響.

圖5 不同溫度固溶處理后樣品的SEM組織

900 ℃固溶處理樣品的屈服強(qiáng)度明顯高于940 ℃和980 ℃處理的樣品.這是與多晶高溫合金的強(qiáng)度主要與合金的晶粒尺寸、γ′沉淀相的體積分?jǐn)?shù)及分布狀態(tài)、(Ti,W,M)C型碳化物的晶界強(qiáng)化有關(guān).從圖6中可以看出合金的變形機(jī)制主要是位錯滑移.而在位錯滑移過程中γ′析出相、針狀析出相及晶界是位錯滑移的主要障礙.從圖6(a)中可以看出位錯在遇到γ′析出相時，采用繞過的方式繞過γ′.而當(dāng)位錯運(yùn)動至針狀η相界面處，η相成為位錯運(yùn)動的障礙，因此位錯大量塞積在針狀析出相界面處，如圖6(b) 所示.此外，在晶界處位錯大量塞積，晶界成為位錯運(yùn)動的障礙(圖6(c)).因此，為了提高 GH 2787 合金的力學(xué)性能，需要在熱處理過程中嚴(yán)格控制熱處理工藝，降低晶粒尺寸，增加晶界數(shù)量，增加阻礙位錯運(yùn)動的障礙.從圖6至圖8的TEM組織中可以看出，隨著固溶溫度的升高，合金中的析出相逐漸減少，合金變形時位錯在基體中滑移所受的阻力較小，位錯主要在晶界處塞積.由圖5可知，980 ℃固溶處理后合金中的γ′體積分?jǐn)?shù)降低且γ′直徑較小，因此在室溫拉伸變形過程中，位錯主要是在晶界處塞積，如圖4所示.此外，由于980 ℃固溶處理樣品的晶粒尺寸(40 μm)大于 940 ℃ 的尺寸(30 μm)，晶界數(shù)量減少，根據(jù)Hall-Petch關(guān)系，980 ℃固溶溫度下合金的屈服強(qiáng)度也大于 940 ℃.因此在980 ℃時合金的拉伸強(qiáng)度最低.

圖6 900 ℃固溶處理后室溫拉伸變形的TEM顯微組織

圖7 940 ℃固溶處理后室溫拉伸變形組織

圖8 980 ℃固溶處理后室溫拉伸變形組織

3 結(jié) 論

(1) 當(dāng)固溶溫度在γ′溶解溫度以上時， GH 2787 合金中γ′相體積分?jǐn)?shù)較低，合金中γ′尺寸較?。划?dāng)固溶溫度接近γ′溶解溫度時， GH 2787 合金中的γ′相分布不均勻，出現(xiàn)γ′團(tuán)簇；當(dāng)固溶溫度低于γ′溶解溫度時， GH 2787 合金中的γ′相分布均勻，并有少量針狀的η相出現(xiàn).

(2) 隨著固溶溫度的降低，合金的顯微硬度值和屈服強(qiáng)度大幅提高.900 ℃固溶處理時， GH 2787 合金拉伸強(qiáng)度最高.

(3) GH 2787 合金的主要強(qiáng)化方式為γ′沉淀強(qiáng)化的同時存在晶界強(qiáng)化.

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Influence of solid solution temperature on microstructures and properties for a GH 2787 alloy

Zhang Dongmei1，Guo Zhenxing1，Tai Qing’an1，Cui Changyong2，Xu Ling2，Zhang Lei1，Jiang Xin1，F(xiàn)u Yifan1

(1. AVIC Shenyang Liming Aero-Engine (Group) Corporation Ltd, Shenyang 110043, China;2. Institute of Metal Research，Chinese Academy of Sciences，Shenyang 110016, China)

Through different solid solution temperature treatment, the microstructures and properties of the GH 2787 alloy were investigated. The results showed that, when the solid solution temperatures are 900, 940 and 980 ℃, the grain sizes of the GH 2787 alloy are 20, 30 and 40 μm, respectively. When the solid solution temperature is below the melting temperature ofγ′ phase,γ′ phase uniformly distributes, and a small amount of needle-likeηphase appeares. When the solid solution temperature is at 900 ℃, the maximum hardness, yield strength and tensile strength of the GH 2787 alloy can be obtained. The main strengthened mechanisms of the GH 2787 alloy are precipitation and grain boundary strengthening ofγ′ phase.

GH 2787 alloy; solid solution treatment; microstructure; properties

10.14186/j.cnki.1671-6620.2016.03.012

TG 146.21

A

1671-6620(2016)03-0220-05