GH2132簡(jiǎn)介：

該合金是Fe-25Ni-15Cr基高溫合金，加入鉬、鈦、鋁、釩及微量硼綜合強(qiáng)化。在650℃以下具有高的屈服強(qiáng)度和持久、蠕變強(qiáng)度，并且具有較好的加工塑性和滿意的焊接性能。適合制造在650℃以下長(zhǎng)期工作的航空發(fā)動(dòng)機(jī)高溫承力部件。

在650℃以下具有較高的屈服強(qiáng)度和持久、蠕變強(qiáng)度，并且具有較好的加工塑性和滿意的焊接性能，適合制造在650 ℃以下長(zhǎng)期工作的航空發(fā)動(dòng)機(jī)高溫承力部件，如渦輪盤、壓氣機(jī)盤、轉(zhuǎn)子葉片和緊固件等。其優(yōu)異的性能引起眾多學(xué)者的興趣27],研究者K. J.Ducki?研究了熱處理工藝對(duì)GH2132組織與性能的影響，但沒有研究時(shí)效工藝對(duì)合金組織與性能的影響，因此本文研究合金經(jīng)不同時(shí)效溫度和時(shí)間處理后的組織與性能，以獲得組織性能隨時(shí)效工藝的變化規(guī)律。

1?試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1?試樣制備

通過真空感應(yīng)熔煉+電渣重熔雙聯(lián)工藝得到GH2132合金電渣錠，然后鍛造開坯成65 mm×65 mm的方坯，再熱軋成φ35 mm的直棒作為試驗(yàn)料。開鍛(軋)溫度約為1100℃,終鍛(軋)溫度大于900℃,熱軋后空冷。試驗(yàn)用坯料尺寸為φ35 mm×155 mm,其化學(xué)成分如表1所示。

1.2?試驗(yàn)方法

試驗(yàn)選取工業(yè)上常用溫度作為固溶溫度，獲得固溶組織。為研究不同時(shí)效工藝對(duì)其組織和性能的影響，時(shí)效工藝設(shè)置了3個(gè)典型溫度，并將保溫時(shí)間細(xì)分為7個(gè)時(shí)間點(diǎn)，試驗(yàn)料數(shù)量共計(jì)21個(gè)。具體熱處理工藝如表2所示。熱處理完成后分別對(duì)每組試驗(yàn)料取縱向拉伸試樣3件、金相試樣1件。采用CMT5305微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試，測(cè)得拉伸性能數(shù)據(jù)取平均值作為最終測(cè)得值。金相試樣采用高溫合金侵蝕液(鹽酸：100 mL,硫酸：5mL,硫酸銅(CuSO?·5H?O):20g,水：80mL)輕度侵蝕，侵蝕后在OLYMPUS-GX51光學(xué)顯微鏡下觀察和拍攝。

2?試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1合金熱軋態(tài)與固溶態(tài)的組織與性能

合金熱軋態(tài)與固溶態(tài)的力學(xué)性能如表3所示，熱軋態(tài)與固溶態(tài)的抗拉強(qiáng)度分別為654 MPa、603 MPa,屈服強(qiáng)度分別為280 MPa、253 MPa,伸長(zhǎng)率分別為47%、49%,斷面收縮率均為68%。合金表現(xiàn)出低強(qiáng)度高塑性特點(diǎn)。從圖1熱軋態(tài)和固溶態(tài)的顯微組織中可以看出，二者組織中均沒有第二相強(qiáng)化相，各種強(qiáng)化相和析出相都回溶到γ奧氏體基體中，所以均表現(xiàn)出低強(qiáng)度高塑性。熱軋顯微組織中存在少量孿晶，固溶后孿晶數(shù)量較熱軋態(tài)孿晶數(shù)量有所減少，這也是軋態(tài)強(qiáng)度略高的原因。

2.2?時(shí)效工藝對(duì)顯微組織的影響

圖2是不同時(shí)效工藝處理后的顯微組織形貌，從圖2(a)中可以看出700℃時(shí)效4h后晶粒細(xì)小均勻，晶界圓潤(rùn)光滑，晶內(nèi)存在少量孿晶；隨著時(shí)效溫度增加到720℃、時(shí)效保溫4h,出現(xiàn)較多細(xì)小的晶粒，孿晶數(shù)量有所降低(圖2(d)),這主要是由于孿晶正在形核長(zhǎng)大初期，尚沒有形成板條狀孿晶，因而認(rèn)為其為細(xì)小晶粒；時(shí)效溫度增加到740℃、時(shí)效保溫4h,晶內(nèi)孿晶數(shù)量降低，孿晶板條變寬(圖2(g)),其主要是以合并機(jī)制逐漸減少板條數(shù)量而使板條擴(kuò)寬，最終寬板條的孿晶界面由于位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)而消失，因而孿晶穿過晶內(nèi)，形成較大的板條孿晶，細(xì)小的晶粒有所減少，大的孿晶板條亦有所減少(圖2(g))。700℃時(shí)效4h、14 h、16 h的顯微組織圖中可以看出，晶粒大小沒有化，時(shí)效4h后，晶內(nèi)孿晶數(shù)量少，形狀較為細(xì)??；時(shí)效14 h后，孿晶數(shù)量較多；時(shí)效16h后，孿晶數(shù)量減小。720℃時(shí)效4h、14 h、16 h的顯微組織圖中可以看出，時(shí)效4h后，孿晶較小；時(shí)效14h與時(shí)效16 h后，顯微組織基本相同。740℃時(shí)效4h、14 h、16 h的顯微組織圖中可以看出，顯微組織基本趨于一致。

2.3時(shí)效工藝對(duì)合金力學(xué)性能的影響

圖3為合金在不同時(shí)效工藝處理后的力學(xué)性能。從圖3(a)可以看出合金在3個(gè)溫度下時(shí)效后抗拉強(qiáng)度的變化規(guī)律，合金熱軋態(tài)和固溶態(tài)抗拉強(qiáng)度低(見圖3(a)I區(qū)),合金時(shí)效4h后，抗拉強(qiáng)度迅速升高到1000 MPa左右(見圖3(a)Ⅱ區(qū)),隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，抗拉強(qiáng)度均在1000 MPa左右波動(dòng)(見圖3(a)Ⅲ區(qū)),其中720℃時(shí)效后抗拉強(qiáng)度最高，740 ℃時(shí)效后抗拉強(qiáng)度最低。其中720℃時(shí)效14h,抗拉強(qiáng)度最高，達(dá)到1060 MPa,隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，抗拉強(qiáng)度逐漸降低到1000 MPa左右。700 ℃時(shí)效后抗拉強(qiáng)度的峰值為1035 MPa,對(duì)應(yīng)時(shí)效時(shí)間為16 h。740 ℃時(shí)效后

抗拉強(qiáng)度趨于平穩(wěn)，峰值不明顯。圖3(b)中可以看出屈服強(qiáng)度隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，屈服強(qiáng)度逐漸增加700 MPa左右。740℃時(shí)效10h,屈服強(qiáng)度達(dá)到峰值，隨后隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，屈服強(qiáng)度適當(dāng)降低并趨于穩(wěn)定。740℃時(shí)效14h,屈服強(qiáng)度達(dá)到峰值。700℃時(shí)效后屈服強(qiáng)度逐漸增加到700 MPa左右。圖3(c)、(d)是伸長(zhǎng)率和斷面收縮率隨時(shí)效時(shí)間的變化規(guī)律。時(shí)效4h后，伸長(zhǎng)率和斷面收縮率分別降低到28%和46%左右，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，伸長(zhǎng)率和斷面收縮率分別在28%(圖3(c)Ⅲ區(qū))和46%(圖3(d)Ⅲ區(qū))上下波動(dòng)。合金GH2132為鐵基時(shí)效強(qiáng)化型高溫合金，通過固溶使元素溶于γ基體形成過飽和的固溶體，再經(jīng)過時(shí)效處理，析出大量強(qiáng)化相來提高合金強(qiáng)度。合金經(jīng)過熱軋+固溶后，各種強(qiáng)化相和析出相都回溶到γ奧氏體基體中，表現(xiàn)出低強(qiáng)度高塑性(圖3(a)I區(qū))。經(jīng)過時(shí)效以后，合金力學(xué)性能發(fā)生顯著變化。時(shí)效4 h,合金抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度迅速增加(圖4(a)、(b)的Ⅱ區(qū)),伸長(zhǎng)率、斷面收縮率迅速降低(圖3(c)、(d)的Ⅱ區(qū))。這主要是因?yàn)楹辖鹪跁r(shí)效過程，固溶于過飽和固溶體中的元素在γ基體上彌散均勻析出Ni(Ti,Al)型γ'相以及TiN或TiC等析出相，這些析出相在基體中阻礙位錯(cuò)移動(dòng)，起到了良好的強(qiáng)化作用，合金時(shí)效以后，強(qiáng)度得到迅速提高。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)(圖3(a)的Ⅲ區(qū)),合金組織形成不同數(shù)量的孿晶，使得合金在時(shí)效過程中抗拉強(qiáng)度先增加再降低(圖3(a)Ⅲ區(qū)),屈服強(qiáng)度先增加再降低(圖3(b)的Ⅲ區(qū)),伸長(zhǎng)率與斷面收縮率略有變化(圖3(c)、(d)的Ⅱ區(qū))。對(duì)比圖2與圖3的Ⅲ區(qū)可以發(fā)現(xiàn)，孿晶數(shù)量多時(shí)，合金強(qiáng)度較高；孿晶數(shù)量少時(shí)，合金強(qiáng)度較低。這主要是因?yàn)榇罅繉\晶的出現(xiàn)同時(shí)將金屬基體分成很多塊，這種作用類似于晶粒細(xì)化，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)而起到強(qiáng)化作用。因而孿晶越細(xì)越多，其切割晶體的作用越顯著，金屬基體的強(qiáng)化程度也越高。由以上分析可以得出，合金在時(shí)效前期(Ⅱ區(qū)),沉淀硬化起主要作用；時(shí)效后期(Ⅲ區(qū)),沉淀硬化與孿晶共同作用起到強(qiáng)化作用[9]。

合金在700℃時(shí)效16h抗拉強(qiáng)度達(dá)到峰值1040 MPa(圖4(a)),對(duì)應(yīng)屈服強(qiáng)度也達(dá)到峰值710 MPa(圖4(b));720℃時(shí)效14 h抗拉強(qiáng)度達(dá)到峰值1060 MPa(圖4(a)),740 MPa(圖4(b));740℃時(shí)效10h后抗拉強(qiáng)度達(dá)到峰值995 MPa(圖4(a)),710 MPa(圖4(b))。這主要是由于時(shí)效溫度較低時(shí)，析出均勻細(xì)小且數(shù)量較多的γ'相，形成的孿晶板條薄而小，數(shù)量多；隨時(shí)效溫度的升高，γ'相逐漸變大，顆粒數(shù)量變少，形成的孿晶板條厚而大，數(shù)量較少，所以時(shí)效溫度較高(740℃)時(shí)，強(qiáng)度較低。

3?結(jié)論

通過以上分析可以得出如下結(jié)論：

1)?時(shí)效過程中隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，GH2132合金中孿晶數(shù)量先增加后減少，最后趨于穩(wěn)定的狀態(tài)；

2)抗拉強(qiáng)度隨著時(shí)效時(shí)間和延長(zhǎng)先增加，后趨于穩(wěn)定。屈服強(qiáng)度在700℃時(shí)效不同時(shí)間后逐漸增加，最后趨于穩(wěn)定；720℃與740℃時(shí)效不同時(shí)間，屈服強(qiáng)度先增加達(dá)到峰值后再降低，最后趨于穩(wěn)定。