GH3625合金是以Mo、Nb為主要強(qiáng)化元素的固溶強(qiáng)化鎳基變形高溫合金，在600～900 ℃環(huán)境下服役時(shí)具有良好的耐腐蝕性、抗氧化性能、持久性能及力學(xué)性能[1],該合金管材主要用于航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)、工業(yè)燃?xì)廨啓C(jī)、核動(dòng)力設(shè)備和石油化工等[2-3]。隨著航空航天工業(yè)的迅速發(fā)展，GH3625合金管材的服役環(huán)境越來(lái)越復(fù)雜，在長(zhǎng)期服役過(guò)程中組織及性能的穩(wěn)定性降低，從而導(dǎo)致材料失效[4]。因此，有必要研究高溫環(huán)境下長(zhǎng)期服役對(duì)GH3625合金管材組織及性能的影響。

目前，國(guó)內(nèi)外針對(duì)GH3625合金的時(shí)效研究取得了一定的進(jìn)展。PAIH C等[5]指出GH3625合金的合金化程度高，相組成復(fù)雜。SUAVE L M等[6]研究了軋制+固溶態(tài)GH3625合金在550～900 ℃下時(shí)效不同時(shí)間后合金的顯微組織演變，觀察到γ"相在550～750℃析出，其粗化遵循LSW理論。Inconel 625合金在750 ℃以下時(shí)效100h后組織中析出少量的δ相，但是在700℃以下卻沒有發(fā)現(xiàn)δ相的析出?。固溶態(tài)GH3625合金在760℃進(jìn)行長(zhǎng)期時(shí)效，會(huì)析出Mz?C?、M?C碳化物和γ"相，γ相在晶界、層錯(cuò)處析出并向晶內(nèi)生長(zhǎng)，時(shí)效5000 h后M?3C?轉(zhuǎn)變?yōu)镸eCl[8]?？梢?，GH3625合金在650～700℃時(shí)效后，γ"相為主要的強(qiáng)化相，700℃以上時(shí)效，會(huì)發(fā)生γ"→?轉(zhuǎn)化，形成復(fù)雜的碳化物，減弱γ"相對(duì)合金的強(qiáng)化作用。因此，GH3625合金對(duì)時(shí)效溫度較為敏感，在不同的溫度下長(zhǎng)期保溫會(huì)得到不同的時(shí)效組織，進(jìn)而對(duì)合金的性能產(chǎn)生影響[9]。本試驗(yàn)對(duì)GH3625合金熱擠壓管材在720 ℃下進(jìn)行不同時(shí)間的時(shí)效，分析其組織演變及析出相的規(guī)律，研究長(zhǎng)期時(shí)效對(duì)GH3625合金熱擠壓管材性能的影響，為GH3625合金熱擠壓管材在高溫下的長(zhǎng)期服役提供參考。

1?試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為GH3625合金熱擠壓管，其主要化學(xué)成分見表1。利用線切割機(jī)取樣，對(duì)試樣表面進(jìn)行處理并打磨。在SX-G18123箱式電阻爐中進(jìn)行時(shí)效處理，在720℃下分別保溫1000、3000和5000h后，空冷。將原始試樣及時(shí)效處理后的試樣打磨、拋光后，進(jìn)行化學(xué)腐蝕(腐蝕液為3mL的HNO?+15 mL的HCl)5min。通過(guò)ZEISS金相顯微鏡(OM)和配置NCA能譜儀的FEG450掃描電鏡(SEM)觀察顯微組織分析；采用FM-800型維氏硬度計(jì)測(cè)量時(shí)效處理前后試樣的硬度值；利用E45-100 kN微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)原始試樣及時(shí)效處理后的試樣做室溫拉伸試驗(yàn)，并觀察試樣斷口形貌。

2?試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 GH3625合金熱擠壓管材的顯微組織

GH3625熱擠壓管材的顯微組織見圖1?？梢钥闯觯髁显跓釘D壓變形后的組織為細(xì)小、均勻、等軸的再結(jié)晶組織，晶界上只存在少量的NbC一次碳化物。平均晶粒尺寸為37.5μm(晶粒等級(jí)為6.3)。組織中存在大量的孿晶，說(shuō)明在熱擠壓過(guò)程中，塑性變形方式主要有滑移和孿生。由于擠壓比(6.06)較大，使得在熱擠壓過(guò)程中產(chǎn)生了較大的切應(yīng)力。孿生是一個(gè)純切變過(guò)程，通常出現(xiàn)于滑移受阻而引起的應(yīng)力集中，孿生所需的切應(yīng)力比滑移大得多。這種孿晶通過(guò)機(jī)械變形而產(chǎn)生，呈透鏡狀或者片狀，屬于變形孿晶或機(jī)械孿晶，具有強(qiáng)化合金的作用。

2.2 GH3625合金的時(shí)效組織

圖2為GH3625合金在720 ℃不同時(shí)間時(shí)效后的組織變化。可以看出，時(shí)效處理后合金組織仍為均勻的等軸晶，晶內(nèi)及晶界處均有相析出，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，晶界處的析出相越來(lái)越密集。由圖2中的晶粒放大圖可以明顯地看到，時(shí)效后，晶界處析出新的碳化物，且聚集長(zhǎng)大為塊狀，晶界處還析出了由晶界向晶內(nèi)延伸的針狀δ相和圓盤狀的y"相。晶內(nèi)分布很少的碳化物、針狀δ相及γ"相。γ"相是GH3625合金的主要時(shí)效析出相，其主要成分為Ni?(Nb,Mo),是有序體心立方結(jié)構(gòu)(DO??)的亞穩(wěn)態(tài)相，起沉淀強(qiáng)化作用。δ相是正交結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定相(DO。),與基體不共格[10],使合金性能降低。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，針狀δ相沿長(zhǎng)度方向明顯聚集長(zhǎng)大且密度增大，覆蓋了整個(gè)晶界。對(duì)針狀δ相進(jìn)行EDS分析，測(cè)得該相的主要成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同):Ni為43.3%,Nb為19.7%,Mo為6.6%。Ni和Nb的摩爾比為3:1,可知針狀δ相表示為Ni?(Nb,Mo)。

圖3為GH3625合金不同時(shí)效時(shí)間處理后的平均晶粒尺寸和T-T-T曲線。從圖3a可以看出，時(shí)效處理后，組織中的等軸晶粒明顯長(zhǎng)大，時(shí)效5000 h后，平均晶粒尺寸為57.7μm(晶粒等級(jí)5.0),較擠壓態(tài)增大了72.5%,與時(shí)效3000 h相比，晶粒尺寸只增大了3.8%,這是因?yàn)榫Ы缣幍奈龀靓南鄬?duì)晶界的滑移起到釘扎作用，有效地控制了晶粒尺寸[11]。可以看出，在720℃下，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，γ基體中析出M??C?、γ"相和δ相[12]。因此，時(shí)效處理時(shí)，原始組織中的NbC轉(zhuǎn)變?yōu)榫哂袕?fù)雜面心立方結(jié)構(gòu)的M23C?,主要成分：Ni為33.5%,C為41.6%,Cr為13.0%,Fe為2.2%,Mo為4.5%,Nb為1.7%。圓盤狀的γ"相在時(shí)效一定時(shí)間后以一定的生長(zhǎng)方向從晶內(nèi)析出，隨著時(shí)效過(guò)程的進(jìn)行，γ"相與γ基體失去共格而析出，產(chǎn)生較大的晶格畸變，出現(xiàn)新的原子堆垛結(jié)構(gòu)，形成δ相，γ"相與γ基體間的共格畸變是y"相轉(zhuǎn)化為δ相的主要驅(qū)動(dòng)力[13]。完成形核的δ相沿著阻力最小的方向不斷長(zhǎng)大，大多數(shù)的γ"相被δ相所取代，同時(shí)從基體中析出新的δ相，使得δ相含量不斷增加。

2.3?時(shí)效態(tài)GH3625合金的力學(xué)性能

圖4 720 ℃時(shí)長(zhǎng)期時(shí)效對(duì)GH3625合金強(qiáng)度、硬度的影響?？梢钥闯?，時(shí)效處理后合金的強(qiáng)度、硬度均提高?？估瓘?qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為938 MPa和485MPa,當(dāng)時(shí)效時(shí)間為5000h時(shí)，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為1047 MPa和717 MPa,增幅分別為11.6%和47.8%。可見，屈服強(qiáng)度的提高較抗拉強(qiáng)度更明顯。由圖4還可發(fā)現(xiàn)，隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，合金的伸長(zhǎng)率顯著下降，熱擠壓態(tài)的伸長(zhǎng)率為40.4%,時(shí)效處理5000 h后，伸長(zhǎng)率下降了58.3%。而硬度(HV)達(dá)到337,較熱擠壓態(tài)提高了15.4%。此外，強(qiáng)度和硬度隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，提高幅度微小，尤其是時(shí)效3000 h增至5000 h,抗拉強(qiáng)度和硬度(HV)分別只提高了0.96%和1.2%,而在時(shí)效1000h時(shí)，分別提高了6.72%和7.20%。

圖5為GH3625合金拉伸試樣斷口掃描。由圖5a看出，擠壓態(tài)合金微觀斷口中存在纖維區(qū)和剪切唇區(qū)，在纖維區(qū)有少量分布不均勻的韌窩。時(shí)效處理后合金的拉伸斷面垂直于拉伸軸，斷面比較平坦，呈顆粒狀，棱線分布表明斷裂源大致在斷口邊緣，時(shí)效后，在晶界析出M?3C?,同時(shí)y"相向晶內(nèi)延伸長(zhǎng)大并轉(zhuǎn)變?yōu)棣南啵沟镁Ы鐝?qiáng)度下降，裂紋易首先在晶界處產(chǎn)生，整個(gè)斷面以韌性沿晶斷裂為主，界面上存在大量的淺韌窩和沿晶二次裂紋，剪唇區(qū)存在淺而細(xì)長(zhǎng)的韌窩帶，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，這種淺韌窩及韌窩帶減少，斷裂模式從塑性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔?，表現(xiàn)為合金塑性的下降?？梢姡瑫r(shí)效時(shí)析出的針狀δ相易成為裂紋擴(kuò)展的路徑[14]。

GH3625合金的強(qiáng)度和硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化與組織結(jié)構(gòu)變化緊密相關(guān)[15]。強(qiáng)度和硬度提高是由于y"相的析出，γ"相與γ之間的點(diǎn)陣錯(cuò)配度大，y"/y界面的共格應(yīng)力可產(chǎn)生顯著的強(qiáng)化作用，使得強(qiáng)度和硬度升高[16]。而時(shí)效5000h后強(qiáng)度和硬度變化不大是由于y"相的粗化和γ"→δ相的綜合作用引起的，y"相尺寸增大和體積分?jǐn)?shù)減少，使得合金的強(qiáng)化效果減弱。γ"相對(duì)屈服強(qiáng)度的強(qiáng)化大于抗拉強(qiáng)度，時(shí)效1000 h后，γ"相沿長(zhǎng)度方向長(zhǎng)大且密度增大，因而屈服強(qiáng)度增幅較大。

2.4 δ相的粗化

圖6是GH3625合金長(zhǎng)期時(shí)效的呈針狀的δ相形貌?？梢钥闯觯蠖鄶?shù)的δ相在晶界處析出，δ相沿著一定的方向析出并長(zhǎng)大，析出方向與晶界成60°或互成120°?？梢姦南嘀饕窃诰w缺陷處形核。時(shí)效5000h后δ相的形貌從長(zhǎng)針狀轉(zhuǎn)變?yōu)殚L(zhǎng)棒狀。δ相的來(lái)源一是從基體析出，二是通過(guò)y"相轉(zhuǎn)變而來(lái)，720 ℃以下主要由γ"相轉(zhuǎn)變而來(lái)[17]。

圖6經(jīng)Image-Pro plus軟件分析，合金在1000、3000、5000h時(shí)效后的δ相體積分?jǐn)?shù)依次為1.51%、3.96%和8.70%。時(shí)效3000h后，能明顯看到沿晶分布的呈塊狀的M2?C?,這時(shí)M3C?顆粒已經(jīng)聚集長(zhǎng)大，尺寸為2～5μm見圖6b。時(shí)效5000 h時(shí)，合金中的M??C?相界面能較大，一定條件下可分解產(chǎn)生M?C。M23C?具有復(fù)雜的面心立方結(jié)構(gòu)，M以Cr為主。M?C具有復(fù)雜的面心立方結(jié)構(gòu)，是一種三元碳化物，即A?B?C,A是Fe、Ni等元素，B是Mo等元素。當(dāng)M23C?碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)镸?C時(shí)Cr元素大量富集析出，晶界析出2種碳化物，導(dǎo)致基體中Mo含量降低，弱化了固溶強(qiáng)化效果。

表2為通過(guò)Image-Pro plus軟件測(cè)得的δ相平均長(zhǎng)度和寬度。δ相平均長(zhǎng)度和平均寬度都符合LSW理論[18],即有：

將表2中的數(shù)據(jù)代入上式，得到δ相平均長(zhǎng)度和平均寬度的長(zhǎng)大速率分別為5.9×10?和2.4×10?nm3/h。平均長(zhǎng)度擬合時(shí)的線性相關(guān)系數(shù)R=0.995,擬合度很高，然而，平均寬度的線性相關(guān)系數(shù)僅為R=0.715,擬合度很低，說(shuō)明δ相的平均寬度的粗化偏離了LSW理論。原因在于時(shí)效處理5000 h后，δ相的長(zhǎng)大速率增幅較大，依據(jù)LSW理論預(yù)測(cè)時(shí)效5000 h后δ相的平均寬度應(yīng)為663 nm,但是實(shí)際測(cè)得的平均寬度為1210nm,是預(yù)測(cè)值的1.83倍，使得δ相的平均寬度偏離了LSW理論的預(yù)測(cè)值。δ相的嚴(yán)重粗化，是GH3625合金時(shí)效5000 h后其力學(xué)性能變化不大的主要原因之一。Inconel625熔覆金屬中δ相時(shí)隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，δ相的高密度、不同向析出特征使得其實(shí)際尺寸偏離了LSW理論的預(yù)測(cè)值[19]。

3?結(jié) 論

(1)?熱擠壓GH3625合金在720 ℃長(zhǎng)期時(shí)效后析出M?3C?、γ"相和δ相，使得合金的強(qiáng)度和硬度均提高，而塑性顯著下降。

(2)?熱擠壓GH3625合金隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，部分M23C?轉(zhuǎn)變?yōu)镸?C,大部分y"相轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧瞀南啵?jīng)5000 h后δ相由長(zhǎng)針狀變?yōu)殚L(zhǎng)棒狀，使得合金強(qiáng)度和硬度的提高隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)而減緩。

(3)熱擠壓GH3625合金組織中δ相隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)而長(zhǎng)大，平均長(zhǎng)度的長(zhǎng)大速率為5.9×10?nm3/h,符合LSW理論，而δ相平均寬度的粗化卻偏離了LSW理論，這也是時(shí)效5000 h后合金的力學(xué)性能提高不明顯的原因之一。