热处理对GH1016合金组织和性能的影响

王志刚， 祖国胤， 程 俊， 王志刚， 曹 政

(1.抚顺特殊钢股份有限公司 技术中心，抚顺 113001；2.东北大学 材料与冶金学院，沈阳 110819)

GH1016合金是以钨、钼、铌、氮强化的奥氏体铁基合金，合金固溶状态组织为奥氏体，还有体积分数约为2%的初生Z相存在[1,2].该合金主要用于制造发动机的安装边，使用温度在750 ℃左右[1～5].实践表明，采用1 160 ℃保温后直接空冷的热处理制度对GH1016合金处理后，合金在600～800 ℃的延伸率和断面缩率均低于600 ℃以下的相应数据，存在中温低塑性现象，特别是在750 ℃达到了最低点[6～11].资料表明不同基体元素的高温合金均普遍存在中温低塑性现象，陈国良等认为低塑性区的出现与晶界区低熔点杂质弱化晶界密切相关[1,2].有文献对GH1016合金锻材性能进行研究，结果表明采用1 160 ℃保温 40 min 后炉冷到 1 050 ℃ 保温一段时间后空冷的制度对锻材试样进行性能测试，合金的750 ℃延伸率和断面缩率均有较大幅度的提高[3～5].

采用文献中记载的热处理制度对GH1016合金轧材进行热处理后测试性能，合金的750 ℃延伸率和面缩率提高只有5%左右，仍然无法满足HB5437-91的要求.因此，基于以往对GH1016合金的热处理工艺及性能参数，本文提出了一种新的热处理制度：1 160 ℃保温30 min后以160 ℃/h 的速度炉冷到950 ℃保温2 h.通过改变热处理工艺调整微观结构，从而提高了GH1016合金轧材的中高温力学性能，基本消除了GH1016合金轧材的中温低塑性现象.

1 实验材料和方法

GH1016合金采用中频感应炉+电渣炉双联工艺生产Φ360 mm电渣锭(化学成分见表1)，经过3 t锻锤锻造成Φ150 mm坯料，然后轧制成Φ55 mm棒材，在相当于棒材横截面1/2半径的位置沿纵向切取16 mm方的毛坯，经过热处理后按照GB/T 2975的要求加工成工作直径Φ5的比例试样进行拉伸性能测试.试样总长度70 mm，标距25 mm，应变速率2.3×10-3s-1，测试温度20～950 ℃.然后对断裂试样的断口形貌及断口附近的微观组织进行详细表征，并利用电镜对合金的晶界析出相进行微区分析.

表1 GH1016合金的化学成分(质量分数)

本文采用两种热处理制度分别为：A热处理制度：1 160 ℃保温30 min后，空冷(AC)；B热处理制度：1 160 ℃保温30 min后以160 ℃/h的速度炉冷(FC)到950 ℃保温120 min后，空冷.其中A制度为常用热处理制度，B制度为本实验采用的改进热处理制度.为对比改进热处理制度(B制度)的优越性，本文将两种制度处理所得合金的微观结构和力学性能进行了详细比较.热处理后的两组试样的微观结构如图1所示.

图1 两种热处理制度处理后合金的微观组织Fig.1 Microstructure of alloys after the two kind of heat treatment(a)—A制度处理式样的微观结构； (b)—B制度处理式样的微观结构

从图1可见，经过A制度处理后，合金的晶界清晰且非常干净，基本上没有夹杂和析出相，而经过B制度处理后，晶界上可观测到均匀分布的项链状析出物.经过扫描电镜微区成分分析(表2、图2)表明，主要析出物含碳量很高，结合GH1016合金成分特点和相关资料对GH1016合金析出相的介绍[1]，以及微区成分分析结果判断，晶界析出相主要为MC型和M6C型两种类型的碳化物.

图2 电镜微区成分分析图谱Fig.2 SEM micro-composition analysis

2 实验结果与讨论

2.1 两种热处理制度下合金的高温抗拉强度

从图3可以看出，两种热处理制度处理后，合金的抗拉强度随着温度的升高逐渐降低；在低于600 ℃时，随着温度的升高合金的抗拉强度降低较慢；当温度高于600 ℃以后，随着温度的升高，合金的抗拉强度迅速下降.在600 ℃至800 ℃范围内，采用B制度处理后合金的抗拉强度略低于A制度处理后合金的抗拉强度.这主要是由于经过B制度处理后，合金晶内的固溶相向晶界偏聚析出，减弱了合金的固溶强化效果.

表2 晶界微区成分分析结果(质量分数)

图3 两种热处理制度下合金的高温抗拉强度Fig.3 Elevated temperature tensile strength of alloys after two kinds of heat treatment

2.2 两种热处理制度下合金在不同温度下的塑性

从图4a可以看出：在600 ℃以下时，两种制度处理的试样，合金延伸率在40%左右，随温度变化都不大；在600 ℃到800 ℃范围内时，A制度处理的试样出现明显的中温低塑性现象，特别在750 ℃附近，延伸率低至30%，而B制度处理的试样，合金的延伸率随温度的升高而升高；当温度大于850 ℃时，两种制度处理试样的延伸率随试验温度的升高快速上升，随温度的上升幅度基本一致，但是B制度处理的试样由于未出现明显的中温低塑性现象，在温度大于850 ℃以上时合金塑性相对A制度处理的试样更高.

从图4b可以看出：600 ℃到800 ℃温度区间内，A制度处理试样的面缩率变化出现一个明显的低谷，这与B制度处理试样的面缩率变化趋势有明显区别.

图4 两种热处理制度下合金不同温度的塑性Fig.4 Elongation and reduction of area for the alloys after two kinds of heat treatment(a)—合金的延伸率； (b)—合金的面缩率

2.3 合金750 ℃拉伸典型断口形貌分析

对比图5a、5b可以发现A、B两种热处理制度处理试样拉伸后的断口均含有大量的韧窝; 但是B制度处理试样韧窝深且大，A制度处理试样断口上的韧窝浅且小，并且局部韧窝底部较平滑.图6a是A热处理制度处理试样750 ℃拉伸断口附近的金相显微图，对应延伸率为30%；图6b是B制度处理试样750 ℃拉伸断口附近的金相显微图，对应的延伸率为45%.对比两图发现A制度处理试样断口附近晶粒为近似等轴晶，而B制度处理试样断口附近晶粒为长条柱状晶，表明B制度处理试样在变形过程中晶粒沿轴向拉长提高了延伸率.同时在主裂纹附近可以观察到大量的微裂纹，且微裂纹均萌生于晶界处.值得注意的是A制度处理试样断口附近微裂纹尺寸大于B制度处理试样，说明在近似相同的应力条件下A制度处理试样在变形过程中裂纹扩展更快.

图5 两种制度处理下合金试样750℃的拉伸断口形貌Fig.5 Fracture surfaces of the alloys after two kinds of heat treatment (a)—A制度处理试样； (b)—B制度处理试样

图6 拉伸断口附近微观形貌 Fig.6 Microstructure near the fracture surfaces(a)—A制度处理试样； (b)—B制度处理试样

3 结 论

对GH1016合金的热处理制度进行了改进，采用1 160 ℃×30 min炉冷到950 ℃×120 min，然后空冷.20～950 ℃拉伸试验结果表明，随着温度升高抗拉强度逐渐下降，在600～800 ℃范围内，原热处理制度(A制度)处理的试样出现明显的中温低塑性现象.而改进的热处理制度(B制度)则消除了600～800 ℃时出现的延伸率和面缩率下降的现象.对750 ℃拉伸试样断口的分析表明，改进的热处理制度明显改善了合金的微观结构，断口表面大量深而大的韧窝也证明了在中温阶段合金的塑性有所改善.

[1] 赵宇新, 付书红. 中国高温合金手册[M].北京：中国标准出版社, 2001.

(Zhao Yuxin, Fu Shuhong. Superalloys handbook of China [M]. Beijing: Chinese Standerd Press, 2001.)

[2] 陈国良. 高温合金学[M]. 北京：冶金工业出版社，1987.

(Chen Guoliang. Superalloys [M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, 1987.)

[3] 何云华, 喻桂英. 微量Ca、Mg对GH1016合金组织和性能的影响[J]. 四川冶金, 1994, 30(3): 63-66.

(He Yunhua, Yu Guiying. Effect of Ga, Mg on the microstructure and properties of GH1016 alloy[J]. Sichuan Metallurgy, 1994, 30(3): 63-66.)

[4] 何云华， 喻桂英， 张红斌， 等. 改善GH1016合金750 ℃塑性的研究[J]. 特钢技术，1999，22(4): 18-20.

(He Yunhua, Yu Guiying, Zhang Hongbin,etal. Studies on the ductility of GH1016 alloy at 750 ℃[J]. Special Iron Technology, 1999, 22(4): 18-20.)

[5] 喻桂英， 何云华. 调整热处理工艺改善GH1016合金750 ℃中温低塑性，四川冶金，1996，31(2): 56-58.

(Yu Guiying, He Yunhua. Studies on the lower ductility of GH1016 alloy at 750 ℃[J]. Sichuan Metallurgy, 1996, 31(2): 56-58.)

[6] Floreen S, Westbrook J H. Grain boundary segregation and the grain size dependence of strength of Ni-S alloys [J]. Acta Metallurgica, 1969, 17(4): 1175-1184.

[7] Holt R T, Wallace W. Impurities and trace elements in nickel-base superalloys [J]. International Metals Reviews, 1976, 21(3): 1-11.

[8] Piearcey B J, Versnyder F L. A new development in Gas turbine materials: The properties and characteristics of PWA 664 [J]. Journal of Aircraft, 1966, 5(3): 390-399.

[9] Bricknell R H, Woodford D A. The embrittlement of nickel following high temperature air exposure [J]. Metall Mater Trans A, 1981, 12(5): 425-436.

[10] Bricknell R H, Mulford R A, Woodford D A. The role of sulfur in the air embrittlement of nickel and its alloys [J]. Metall Mater Trans A, 1982, 13(8): 1223-1231.

[11] Dong J X, Xie X S, Thompson R G. The influence of sulfur on stress-rupture fracture in Inconel 718 superalloys [J]. Metall Mater Trans A, 2000, 31(5): 2135-2143.