引言

GH4169合金是以體心四方γ″和面心立方γ′相沉淀強(qiáng)化的鎳基高溫合金，在-253～700℃具有良好的綜合性能[1-3]，可用于制造多種形狀復(fù)雜的零部件，在宇航、核能和石油化工等領(lǐng)域獲得了極為廣泛的應(yīng)用[4-5]。GH4169合金鍛件成形后需進(jìn)行固溶和時效處理，以獲得所需的組織和性能。沖擊性能往往是某些領(lǐng)域應(yīng)用的GH4169合金鍛件的重要性能指標(biāo)[6]。

本文研究了固溶處理的溫度和冷卻速度對鍛造態(tài)晶粒度為10.5級的GH4169合金鍛件組織、沖擊和拉伸性能的影響，采用Deform軟件模擬分析了980℃固溶后空冷的溫度場和冷卻速度場，可為GH4169合金鍛件的驗收和制訂固溶處理工藝提供參考。

1、試驗材料和方法

試驗用材料采用進(jìn)口GH4169合金棒料生產(chǎn)的壓氣機(jī)盤模鍛件，如圖1所示。

原棒料采用VIM＋ESR＋VAR三聯(lián)冶煉工藝生產(chǎn)。以1/2壓氣機(jī)盤鍛件作試料，固溶和時效處理工藝列于表1。

熱處理前、后按圖2取樣并進(jìn)行沖擊和拉伸試驗，表1中Ｂ、Ｃ、Ｄ組各3支沖擊試樣和2支拉伸試樣。鍛造態(tài)試料的晶粒度為10.5級。

采用夏比Ｖ形缺口試樣分別在-50℃、室溫和60℃進(jìn)行沖擊試驗，在650℃進(jìn)行拉伸試驗，并按GB/T 229、GB/T 228.1、GB/T 228.2和GB/T 6394檢測顯微組織，采用截點法評定晶粒度。

2、試驗結(jié)果與分析

2.1固溶處理溫度對組織和性能的影響

圖3為按Ｂ、Ｃ、Ｄ三組工藝熱處理后壓氣機(jī)盤的顯微組織。圖3表明，晶粒度為10.5級的GH4169合金壓氣機(jī)盤鍛件980℃、1005℃和1020℃固溶處理后的晶粒度相應(yīng)為10.5級、10.0級和6.0級，即晶粒平均直徑約為9.4μm、11.2μm和44.9μm，即GH4169合金的晶粒尺寸隨著固溶處理溫度的升高而增大。1005℃固溶處理的合金晶粒尺寸變化較??；1020℃固溶處理的合金晶粒尺寸明顯增大。

鍛造態(tài)GH4169合金的組織由γ基體、γ′（Ni3ＡｌＴｉ）、γ″（Ni3Ｎｂ）、δ（Ni3Ｎｂ）和ＮｂＣ相組成，晶界δ相具有釘扎作用，阻礙晶粒粗化；δ相開始溶解的溫度為980℃，完全溶解的溫度為1020℃。固溶處理溫度低于1005℃時，晶粒尺寸變化較小，1020℃固溶處理的合金晶粒尺寸急劇增大是由于δ相的溶解造成的。

圖4為不同溫度固溶和時效處理的Ｂ、Ｃ、Ｄ三組試料的室溫和650℃拉伸性能。

從圖4可見，在980～1020℃，固溶和時效處理的GH4169合金的強(qiáng)度和塑性均有顯著差異，隨著固溶溫度的升高，合金的室溫和650℃抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度先增加后降低，室溫斷后伸長率和斷面收縮率均升高，而650℃斷后伸長率和斷面收縮率則降低。

GH4169合金中γ″相是主要的強(qiáng)化相，γ′相為次要的強(qiáng)化相，γ″和δ相均含Ｎｂ元素，在一定條件下可相互轉(zhuǎn)變。隨著固溶溫度從980℃升高至1005℃，合金中δ相部分溶解，γ″相含量增加，因此合金的抗拉強(qiáng)度提高。

隨著固溶溫度進(jìn)一步升高至1020℃，合金中δ相全部溶解，導(dǎo)致晶粒顯著增大，晶界面積減小，合金的強(qiáng)度降低，這與Hall.petch關(guān)系和晶界位錯塞積模型相吻合[7]。

圖5為不同溫度固溶處理后時效處理的Ｂ、Ｃ、Ｄ三組試料在-50℃、室溫和60℃的夏比沖擊韌度?？梢?，在980～1020℃固溶處理后按相同工藝時效處理的GH4169合金，其-50℃、室溫和60℃的沖擊性能均有顯著差異，即固溶處理溫度對該合金不同溫度的沖擊性能均有顯著影響。隨著固溶溫度的升高，合金的沖擊韌度和沖擊試樣斷口韌性斷裂面積的比例增加，1020℃固溶熱處理的合金室溫沖擊韌度達(dá)53Ｊ，沖擊斷口韌性斷裂面積比例為25％。相同工藝固溶和時效處理的GH4169合金在-50～60℃的沖擊韌度和沖擊試樣斷口韌性斷裂面積比例基本相同。沖擊試樣的斷裂始于δ相，較少的δ相有利于合金沖擊性能的提高[8]。

在980～1020℃固溶處理，隨著固溶溫度的升高，合金組織中δ相含量減少，故其沖擊性能提高。

2.2固溶處理冷卻速度對組織和性能的影響

Ａ、Ｂ兩組試樣熱處理工藝相同，有效厚度分別為81ｍｍ和11～13ｍｍ，試樣的有效厚度影響從固溶溫度冷卻的速度，即厚的工件比薄的工件冷卻速度慢。圖6和圖3（ａ）分別為Ａ、Ｂ兩組試料的顯微組織?？梢姡懺鞈B(tài)晶粒度為10.5級的GH4169合金鍛件經(jīng)980℃固溶處理后其晶粒度仍為10.5級，即晶粒平均直徑約為9.4μm，從980℃固溶溫度冷卻的速率對合金的晶粒度沒有影響；但Ａ組試料的δ相含量高于Ｂ組試料，即冷卻速率對δ相含量有影響。

980℃固溶后以不同速度冷卻的Ａ、Ｂ兩組試樣的力學(xué)性能如表2所示。

由表2可知，隨著固溶后冷卻速度的增大，GH4169合金的沖擊韌度和斷口韌性斷裂面積的比例稍有增大，室溫和650℃抗拉強(qiáng)度約提高了20MPa，屈服強(qiáng)度約提高了60MPa，室溫斷后伸長率和斷面收縮率稍有提高，650℃斷后伸長率和斷面收縮率下降。另外，在-50～60℃，隨著溫度的升高，GH4169合金的沖擊韌度和沖擊斷口韌性斷裂面積比例的變化均較小。

2.3固溶后冷卻過程中溫度場和冷卻速度場的數(shù)值模擬

GH4169鍛件固溶處理過程中δ相的溶解量對合金晶粒尺寸有重要影響。

GH4169合金中δ相開始析出溫度為700℃，940℃析出量最大；δ相開始溶解溫度為980℃，完全溶解溫度為1020℃。Ａ、Ｂ兩組試樣的鍛造態(tài)組織相同，即δ相初始含量和晶粒尺寸相同，固溶溫度均為δ相開始溶解的溫度980℃，且兩者固溶時間相同，因此固溶處理加熱過程中兩者的δ相溶解量相當(dāng)，固溶處理后的晶粒尺寸相近。

固溶后的冷卻速度會影響合金中析出相的數(shù)量和尺寸等，從而影響合金的力學(xué)性能[2]。

Ａ、Ｂ兩組試樣熱處理工藝相同，但有效厚度不同，厚度大的工件冷卻速度慢。為了解Ａ、Ｂ兩組試料固溶處理的冷卻速度對組織和力學(xué)性能的影響，采用Deform軟件模擬了980℃固溶空冷的溫度場和冷卻速度場。

圖7、圖8為數(shù)值模擬的Ａ、Ｂ兩組試樣拉伸試樣固溶后冷卻至700℃（δ相開始析出溫度）時近中心部位的溫度場和冷卻速度場。

可見，固溶后空冷至700℃時，有效厚度不同的Ａ、Ｂ試料的溫度場和冷卻速度場有顯著差異。拉伸試樣空冷至700℃時的冷卻速度分別約為0.40℃/ｓ和3.99℃/ｓ，即拉伸試樣中心部位自980℃固溶空冷至700℃時的時間分別為700ｓ和70ｓ，Ａ組試料在980～700℃范圍內(nèi)的停留時間約為Ｂ組試料的10倍。980～700℃是δ相的析出溫度范圍，940℃δ相的析出量最大；在950℃γ″相完全溶解，840℃是γ″相開始溶解、γ′完全溶解的溫度[2]。980～700℃范圍內(nèi)的冷卻速度會影響合金最先析出的δ相的數(shù)量和尺寸，從而

影響合金的力學(xué)性能。隨著固溶后的冷卻速度的降低，合金在980～700℃的停留時間延長，δ相析出量增加，所以Ａ組試樣的δ相含量高于Ｂ組試料。

δ相含量增加會導(dǎo)致合金沖擊性能降低，故與Ｂ組試樣相比，Ａ組試樣的沖擊韌度稍差，沖擊斷口韌性斷裂面積比例稍小。合金中δ相含量的增加會導(dǎo)致γ″強(qiáng)化相含量減少，進(jìn)而合金的強(qiáng)度降低，故Ａ組試樣的強(qiáng)度性能比Ｂ組試樣的差。

3、結(jié)論

（1）隨著固溶處理溫度的升高，晶粒度為10.5級的GH4169合金鍛件的δ相含量減少，晶粒尺寸增大；980～1020℃固溶處理的合金平均晶粒尺寸從9.4μm增大到了44.9μm；隨著從980℃固溶溫度冷卻的速率的減小，合金δ相含量增加，晶粒尺寸基本不變。

（2）隨著固溶溫度從980℃升高至1020℃，GH4169合金室溫和650℃抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度先增加后降低，室溫斷后伸長率和斷面收縮率增加，高溫斷后伸長率和斷面收縮率降低；隨著固溶溫度的升高，合金-50～60℃沖擊韌度和沖擊斷口韌性斷裂面積比例增大。

（3）隨著從980℃固溶溫度冷卻的速率從0.40℃/ｓ提高至3.99℃/ｓ，合金-50～60℃的沖擊韌度和沖擊斷口韌性斷裂面積比例稍有增大，室溫和650℃屈服強(qiáng)度約提高了60MPa，室溫和高溫抗拉強(qiáng)度、室溫斷后伸長率和斷面收縮率稍有提高，而高溫斷后伸長率和斷面收縮率降低。

（4）GH4169合金-50～60℃的沖擊韌度和沖擊斷口韌性斷裂面積比例變化較小。

參考文獻(xiàn)

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