長期高溫時效對標準熱處理GH4169鎳基高溫合金δ相析出及綜合力學性能的影響研究——以航空領域常用GH4169鎳基高溫合金為研究載體，采用真空冶煉鍛造軋制及標準熱處理工藝制備實驗試樣

在鎳基體中添加鉻、鉬、鈮等元素的GH4169鎳基高溫合金具有優異的高溫強度、抗氧化性和耐腐蝕性，得到了廣泛的應用[1~3]。

目前關于 GH4169 鎳基高溫合金時效的研究，主要集中在時效溫度對析出相和性能的影響等方面。陶天成等[4] 研究表明，對GH4169鎳基高溫合金進行標準熱處理后再在650 ℃長期時效，其硬度隨著時效時間的延長先提高后降低。在時效初期硬度提高的主要原因是析出了細小的強化相，而時效后期硬度的降低則與析出相長大粗化以及γ''相轉變為δ相有關。合金的抗拉強度和屈服強度的變化規律與硬度的變化規律相同，其塑性隨著時效時間的延長而降低。鄭欣等[5] 研究表明 ，“高溫時效”后GH4169鎳基高溫合金的室溫和高溫強度呈下降趨勢。其原因是，“高溫時效”有利于析出δ相使合金中大量的固溶強化元素消耗，使主要強化相γ''中的Nb元素和γ''相的數量減少，導致合金的強度降低和塑性提高。Li等[6] 對鈷基高溫合金進行長期等溫時效發現，高穩定性的MC型碳化物和γ'相共同影響熱等靜壓鎳基粉末高溫合金的屈服強度，其中γ'相的貢獻最大。此外，具有多模式尺寸分布的γ'相有助于改善該合金的拉伸性能。Le等[7] 將Inconel 718合金在900 ℃老化不同時長后發現，粗大的γ''相與基體之間的共格性的喪失使合金硬度不能顯著提高。900 ℃/4 h 時效處理，使合金的硬度只比固溶態高37.06HV。本文對經過標準熱處理后的 GH4169 鎳基高溫合金在900 ℃進行長期時效處理，研究高溫時效對其性能的影響。

1、實驗方法

1.1實驗用GH4169鎳基高溫合金的制備

用真空感應爐冶煉和真空電弧重熔制備實驗用GH4169鎳基高溫合金。將鑄錠均勻化擴散退火后進行鍛造軋制(熱軋)開坯，坯料的直徑為50mm。GH4169鎳基高溫合金的化學成分(質量分數，%)為C 0.08,Cr 19.00,Ni 52.00,Co 1.01,Mo 3.10,Al 0.50,Ti0.87,Nb5.20,Si0.34,Mn0.36,其余為Fe。

用SX-G12123馬弗爐對熱軋后的GH4169鎳基高溫合金分別進行標準熱處理工藝和長期時效熱處理。熱處理方案如圖1所示。

1.2性能表征

用線切割從不同熱處理后的GH4169鎳基高溫合金坯料截取金相試樣，其尺寸為10mmx10mmx 10mm。將金相試樣用400#、800#、1000#、1200#和1500#砂紙打磨和機械拋光，然后用腐蝕劑(10mL HCl+10mLH2O2+5mL C2H5OH)腐蝕。用Zeiss LSM700型光學顯微鏡觀察試樣的微觀組織;采用TESCAN MIRA3型場發射掃描電鏡(SEM)觀察熱處理后試樣的顯微組織，用SEM附帶的Oxford X-MaxN型能譜儀(EDS)分析析出相特征;用SmartLab X射線衍射儀(XRD)測試試樣的XRD譜。衍射儀掃描角度范圍為10°~90°，掃描速率10(°)/min。用EPMA-1600型電子探針(EPMA)微量分析試樣的成分。依據GB/T230.1-2018用FALCON500顯微/宏觀維氏硬度計測試試樣的維氏硬度。測試硬度用的試樣是打磨、拋光、腐蝕后的金相試樣，其尺寸為10mm×10mm×10mm。在每個試樣上各打12個硬度點，取其平均維氏硬度值。依據GB/T228.1-2010用ATM106型拉伸實驗機進行室溫拉伸實驗，沿鑄錠的軋制方向截取棒狀拉伸試樣，試樣直徑為5mm，標距為25mm，拉伸速率為1mm/min。對不同時效時長的試樣重復2次實驗，取其結果的平均值。用TESCAN MIRA3型SEM觀察拉伸斷裂后試樣斷口的形貌。依據GB/T229-2020進行沖擊實驗，沿軋制方向截取和制備V型缺口試樣，其尺寸為55mm×10mm×10mm，測試9個試樣取其結果的平均值。在JB-5型擺錘式沖擊實驗機上進行沖擊實驗，實驗機的初始勢能為480J，實驗溫度為20℃。測試不同時效時長的3組試樣，取其結果的平均值。用SEM觀察沖擊試樣的斷口形貌。

2、結果和討論

2.1 GH4169鎳基高溫合金的顯微組織

圖2給出了經不同熱處理GH4169鎳基高溫合金的顯微組織。圖2a給出了標準熱處理后試樣的組織，可見其以奧氏體為主，在奧氏體晶界有析出相。圖2b給出了時效500h后試樣的組織，可見其基體仍為奧氏體，在基體上可見彌散分布的針狀析出相，晶粒尺寸沒有明顯的變化;圖2c給出了時效1134h后試樣的組織，與時效時長500h的組織相比沒有顯著的變化。其原因是，標準熱處理后再進行不同時長時效只是析出相的位置發生了變化[8-11]。

圖3分別給出了標準熱處理和時效不同時間GH4169鎳基高溫合金的XRD譜。可以看出，在譜中出現了明顯的y(111)、y(200)、y(220)衍射峰;對不同時效時間試樣的XRD譜的MDIjade軟件分析結果表明，在y(111)與y(200)之間還出現了Ni3Nb(211)(即δ相)的衍射峰，y(111)衍射峰的強度最高;與長時間高溫時效試樣中的δ相彌散分布相比，標準熱處理后試樣中只有存在于晶界且含量較低的δ相，因此在圖3中未出現8相的衍射峰。

圖4給出了不同熱處理試樣中析出相的形貌。標準熱處理試樣中的析出相，有遍布于基體的y'、亞穩相y"相以及分布在晶界的δ相(圖4a中藍色箭頭所指)和碳化物;在標準熱處理后再進行900℃長時時效的試樣，其基體中的亞穩相y"向8相轉變圖4b中的針狀和短棒狀析出相，是8相。隨著時效時間延長到1134h，晶界上的δ相顯著粗化。與圖4b、c對比表明，短棒狀δ相大多在晶界析出，而針狀δ相大多在晶粒內。這表明，短棒狀δ相變為針狀δ相[14]。δ相與基體中y相之間的畸變應變能較大，為了降低變形應變能針狀δ相在晶粒內沿特定方向延伸。

圖5給出了在不同條件熱處理后GH4169鎳基高溫合金試樣的TEM照片?？梢钥闯?，隨著時效時間延長到1134h，晶界上的δ相粗化并發生裂解[15]，如圖4c黃色虛線框和圖5c藍色虛線框所示。圖4c中晶粒內的針狀δ相也出現裂解的趨勢;使用圖像處理軟件Image-Pro Plus對圖4中的析出相的統計分析結果，列于表1。與標準熱處理的試樣相比，高溫長時間時效后的試樣中δ相的含量提高且平均尺寸增加。時效時間繼續延長則δ相的含量(體積分數)由時效500h時的14.2%提高到時效時間為1134 h時的15.1%，且其平均尺寸也隨之增加。

表1 在不同條件熱處理后試樣中δ相的含量和尺寸

Table 1 δ-phase content and dimensions of specimens under different heat treatment conditions

圖6a給出了標準熱處理試樣中的析出相的形態，EDS點掃結果列于表2。圖6a中藍色箭頭所指的析出相確定為在晶界析出的粒狀δ相，EDS結果表明基體內是y'+y"相。試樣中δ相的析出溫度范圍為720~980℃，析出的峰值溫度約為900℃，溶解的起始溫度為980℃，到1020℃完全溶解[15,16]。圖6b給出了時效處理500h試樣中的析出相，主要是晶界上的棒狀析出相和晶粒內的針狀析出相。EDS分析確定針狀析出相和晶界的析出相為δ相，點掃結果列于表2位置3;圖6c給出了時效1134h試樣中析出相的形態?？梢钥闯?，隨著時效時間的增加晶界和晶粒內的析出相粗化、尺寸有所增加，特別是晶粒內的針狀δ相。δ相的主要組成是Ni3Nb,還富集有Fe、Cr、Mo等元素。計算結果表明，這些金屬元素的原子比都約為3:1[17]。

表2列出了在不同條件下熱處理合金試樣基體和δ析出相的成分，其中序號1,3,5分別為標準熱處理、長期時效試樣中δ相的成分，序號2,4,6為無析出相處成分，如圖6a~c中所示序號。與不同熱處理試樣不同位置的EDS結果對比，可見在無析出相處Nb元素貧化。對于不同熱處理的試樣，熱處理溫度低于δ相析出峰值溫度時Nb元素以γ"相的形式存在[18]。在高溫時效的試樣中，γ"相中的Nb元素轉變到δ相中。結合表1可見，隨著δ相含量的提高Nb隨之顯著貧化。

表2 在不同條件熱處理后，GH4169鎳基高溫合金中δ相的成分及其兩側無析出處的成分

Table 2 δ-phase compositions and compositions of GH4169 nickel-based superalloy without precipitation on both sides of δ-phase under different heat treatment conditions

圖7給出了不同時效時間的試樣中析出相的EPMA結果。由圖7a、b可見，試樣中的主要析出相是δ(Ni3Nb),在晶界δ相的位置，δ相的尺寸越大Cr元素的貧化越顯著。同時，如表3所示，在析出相兩側Nb元素貧化。

2.2 GH4169鎳基高溫合金的硬度

GH4169鎳基高溫合金的硬度列于表3?？梢钥闯觯瑯藴薀崽幚淼腉H4169鎳基高溫合金其硬度最高為497.44HV;時效熱處理1134h的試樣其平均硬度最低，為267.28HV。不同時長時效試樣的平均硬度均低于標準熱處理試樣的硬度。時效500h的試樣其平均硬度與時效1134h試樣的平均硬度基本相同。試樣硬度的降低可歸因于其在高溫長期時效過程中δ相的析出。標準熱處理的試樣中穩定的δ相隨著時效的進行先在晶界析出，對晶界遷移的釘扎產生細晶強化;隨著時效時間的延長δ相在晶內析出，主要是奧氏體晶粒內大量的γ"相發生相變;同時，雖然高溫時效試樣基體中的強化相γ與穩定相的非共格關系使轉變所需的能量較大，但是較高的溫度可使δ相在基體的γ相中析出[19]。彌散分布在晶粒內針狀δ相的增加消耗了較多的強化相γ+γ"，最終使試樣的硬度降低[20]。

表3 在不同條件熱處理后GH4169鎳基高溫合金的力學性能

Table 3 Mechanical properties of GH4169 nickel-based superalloy under different heat treatment conditions

2.3 GH4169鎳基高溫合金的室溫拉伸性能和斷口形貌

3種不同熱處理試樣的室溫拉伸性能列于表3。可以看出，標準熱處理的GH4169鎳基高溫合金其屈服強度和抗拉強度都最高。由圖4可見，標準熱處理試樣的基體主要是強化相γ+γ";在高溫長期時效后的試樣，其抗拉強度和屈服強度顯著降低而斷后延伸率顯著提高。時效時間為500h的試樣，其斷后延伸率為35.5%。標準熱處理試樣的拉伸后斷后延伸率為19.75%，塑性約提高80%。圖8給出了不同熱處理試樣的室溫拉伸應力-應變曲線。由圖8可見，在彈性變形階段曲線幾乎重合，表明在此階段不同熱處理試樣的彈性模量變化較小;從塑性變形階段開始，高溫時效試樣中穩定相δ的含量開始提高而強化相γ+γ"減少，使屈服強度和抗拉強度降低而塑性提高。

圖9a~c給出了標準熱處理試樣的典型拉伸斷口形貌。圖9a給出了試樣的宏觀斷口形貌;圖9b給出了啟裂區的微觀斷口形貌。可以看出，斷口中心區域的表面較為粗糙，圓形凹痕是等軸韌窩(圖9b中紅色虛線);圖9c給出了擴展區的形貌，可見斷口邊緣區域較為平整，呈現“魚鱗狀”，韌窩淺小。圖9d~f給出了時效500h試樣的拉伸斷口形貌，宏觀形貌如圖9d所示?？梢钥闯?，與標準熱處理試樣相比其斷口較為平整;圖9e給出了斷口啟裂區的形貌，可見斷口上還有亮白色的撕裂棱。這些撕裂棱由細小的韌窩構成，有的則因沿針片狀δ相開裂而形成光滑斷面，為柳葉片狀韌窩(圖9e中的藍色虛線框);圖9f給出了斷口擴展區的形貌，可見其由較淺的柳葉片狀韌窩和較少的細小等軸韌窩組成，整體較為平整。圖9g~i給出了時效1134h試樣的拉伸斷口形貌，宏觀形貌如圖9g所示?？梢钥闯觯c時效的500h試樣相比斷口整體較為平整;斷口啟裂區的形貌與圖9e中的形貌相近，斷口上出現亮白色的撕裂棱，為柳葉片狀的韌窩和等軸韌窩(圖9h中紅色和藍色虛線框);圖9i給出了斷口擴展區的形貌，與圖9f中的形貌不同的是，時效1134h后雖然也出現了柳葉片狀的亮白色撕裂棱，但是較小的柳葉片狀韌窩的尺寸有所增加，因為遍布于基體中的δ相發生了粗化。

為了進一步確定長期高溫時效試樣的斷裂特征，對時效1134h試樣的拉伸斷口形貌進行了EDS分析，面掃結果如圖10所示。圖10a給出了沿析出相開裂的亮白色撕裂棱SEM照片，圖10b~d給出了Nb、Cr和Ni元素的分布。從圖10a中藍色虛線框區域對應的元素分布可見，在撕裂棱兩側出現Nb、Cr和Ni元素的貧化。結合表2和圖7EPMA結果可以確定，斷口啟裂區中這種亮白色撕裂棱是沿著8相開裂形成的。

2.4 GH4169鎳基高溫合金的沖擊韌性與斷口形貌

3種不同熱處理試樣的沖擊實驗結果列于表3。可以看出，標準熱處理試樣的室溫沖擊吸收功為58.17J;時效500和1134h的試樣其沖擊吸收功平均值均為46.83J，都低于標準熱處理GH4169鎳基高溫合金的沖擊吸收功。Zhang等[21]的研究表明，隨著δ相含量的提高沖擊韌性降低，表3中的結果與其一致。

不同熱處理條件的試樣其典型沖擊斷口形貌如圖11所示。圖11a給出了標準熱處理試樣的沖擊宏觀斷口形貌，可見主要由缺口附近的啟裂區、裂紋擴展區以及兩側的剪切唇區組成，在圖11a中分別用1,2,3表示。啟裂區的斷口形貌主要由較淺的韌窩組成，且在韌窩中出現了蛇形滑移花樣，如圖11b中紅色虛線和綠色箭頭標注所示。裂紋擴展區的韌窩比啟裂區的韌窩淺，即面上的凹坑較淺(圖11c)。剪切唇區的形貌與裂紋擴展區的相近，也出現了蛇形滑移花樣(圖11d中的綠色箭頭所指);標準熱處理試樣的斷裂為準解理斷裂。圖11e~h給出了時效500h試樣的典型沖擊斷口形貌。圖11f給出了啟裂區的斷口形貌，可見長條狀韌窩較淺。針狀的δ相存在使斷口沿δ相開裂而形成光滑斷面，與拉伸斷口形貌相似出現柳葉片狀韌窩。圖11g給出了裂紋擴展區的斷口形貌?？梢钥闯?，與啟裂區相比，棱狀撕裂產生的韌窩更細小，也有較淺的韌窩。剪切唇區的斷口，由較淺的細小等軸韌窩和少量的條片狀韌窩組成，如圖11h所示。圖11i~l給出了時效1134h的試樣的典型沖擊斷口形貌。啟裂區的斷口形貌與時效500h試樣的斷口形貌相近，主要由較淺的棱狀撕裂韌窩和解理斷面組成，如圖11j所示。裂紋擴展區的形貌與啟裂區的形貌相似，但是韌窩更少且柳葉片狀韌窩的尺寸比啟裂區的更小，有良好的方向性(圖11k)。圖111給出了剪切唇區的形貌，也表現為棱狀撕裂。

3、結論

(1)標準熱處理的GH4169鎳基高溫合金基體是奧氏體(y相)，晶界有少量的短棒狀δ相;長期高溫時效后亞穩γ”相向δ相(Ni3Nb)轉變，短時間時效后δ相含量激增，在晶界呈短棒狀和在晶內呈針狀抑制了晶粒的長大;長時間時效后δ相粗化、晶界裂解，晶內針狀δ相沿特定方向延伸以降低應變能。

(2)標準熱處理后這種合金的強度和硬度最高，但是塑性較低。高溫長期時效使硬度和強度降低、塑性提高和沖擊吸收功降低。

(3)標準熱處理試樣呈典型韌性斷裂。長期時效后δ相的析出、分布及粗化影響合金的性能和斷裂機制。

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（注，原文標題：高溫時效對GH4169鎳基高溫合金性能的影響_鄭建軍）