固溶温度对 GH 2787 合金组织性能的影响

张冬梅，国振兴，邰清安，崔传勇，徐 玲，张 蕾，姜 欣，付一凡

(1，中航工业沈阳黎明航空发动机(集团)有限责任公司,沈阳110043；2.中国科学院金属研究所，沈阳110016)



固溶温度对 GH 2787 合金组织性能的影响

张冬梅1，国振兴1，邰清安1，崔传勇2，徐 玲2，张 蕾1，姜 欣1，付一凡1

(1，中航工业沈阳黎明航空发动机(集团)有限责任公司,沈阳110043；2.中国科学院金属研究所，沈阳110016)

研究了 GH 2787 合金在不同固溶温度处理后的组织性能.结果表明，在900、940和980 ℃固溶处理时， GH 2787 合金的晶粒尺寸分别为20、30和40 μm.当固溶温度低于γ′溶解温度时， GH 2787 合金中的γ′相分布均匀，并有少量针状的η相出现.900 ℃固溶处理时， GH 2787 合金硬度、屈服强度和拉伸强度最高. GH 2787 合金的主要强化方式为γ′相沉淀强化和晶界强化.

GH 2787 合金；固溶处理；组织；性能

GH 2787 合金是Fe-Ni-Cr基沉淀硬化型变形高温合金，长期使用温度范围在500～750 ℃之间，最高使用温度800 ℃，主要用作压气机叶片等其他高温部件[1-4]. GH 2787 合金主要通过加入Cr、W元素进行固溶强化，加入Al、Ti元素进行沉淀强化. GH 2787 合金是以γ′为强化相的合金，固溶工艺影响合金的晶粒尺寸、γ′沉淀相的体积分数，同时合金的性能与变形过程中组织演变密切相关.为此，本文对 GH 2787 合金进行了不同温度的固溶处理，并研究了变形温度对组织性能的影响规律，以进一步系统分析该类合金工艺、组织和性能之间的关系以及变形组织演化特点，为 GH 2787 合金组织性能的控制及优化提供科学依据，以及该合金的生产和使用奠定理论基础.

1 实验材料与方法

本实验采用直径22 mm的 GH 2787 合金棒材，化学成分见表1.通过Thermo-Calc Software计算软件，选用Ni-data7数据库计算了 GH 2787 合金上限成分、下限成分和实际成分合金中γ′相溶解温度分别为970，940和955 ℃左右，如图1所示.为了研究热处理温度对组织性能的影响，棒材分别在900、940和980 ℃进行1 h固溶处理，然后对固溶处理的材料进行组织观察、显微硬度测试和不同温度(25、550和750 ℃)的力学性能测试，并对拉伸变形后的组织进行SEM和TEM分析.

表1 合金的化学成分(质量分数)

图1 GH 2787 合金的热力学计算相图

2 实验结果与分析

图2显示了固溶温度对合金显微硬度的影响，加载荷重为 500 g，加载时间为15 s.从图2可以看出，900、940和980 ℃固溶处理合金的维氏硬度分别为HV290、HV280和HV220，随着固溶处理温度的升高，合金的显微硬度值明显降低.

图3显示了不同固溶温度处理后合金的工程应力-应变曲线. GH 2787 合金在拉伸过程经过弹性变形后，发生屈服，然后进行塑性变形，在整个塑性变形过程中均发生加工硬化，无应变软化现象.但合金在550 ℃拉伸时，拉伸应力应变曲线上出现锯齿状现象，该现象与固溶处理温度无关；此现象为动态应变时效现象，许多金属和合金在一定的温度和应变速率范围内均发生动态应变时效.发生动态应变时效的机理与合金中间隙原子(C)与可动位错的相互作用有关[5-8].

图2 显微硬度与固溶温度的关系

图3 不同固溶温度处理后 GH 2787 合金在不同温度下应力-应变曲线

表2显示了不同固溶温度处理后 GH 2787 合金在不同温度下的力学性能.从表2可以看出，随着固溶温度的升高，合金的屈服强度明显降低.此外，在25～750 ℃拉伸温度范围内，合金的延伸率在46.5%～19.5%之间，说明该合金具有良好的室温和高温塑性.

图4显示了 GH 2787 合金在不同固溶处理后的金相组织，可以看出，980、940和900 ℃固溶处理后合金的晶粒尺寸分别在40、30和20 μm左右.图5是固溶热处理合金的扫描电镜显微组织.从图中可以看出，当固溶温度高于γ′溶解温度(980 ℃)时，在样品的部分区域观察到小尺寸的γ′，且分布不均匀(图5(a))；当固溶温度在γ′溶解温度附近(940 ℃)时，样品中的γ′尺寸明显增大，但是分布依然不均匀，并且出现“团簇”的现象(图5(b))；当固溶温度低于γ′溶解温度(900 ℃)时，在样品中观察到大量弥散分布的γ′(图5(c)).

此外，通过组织观察，还发现合金中的碳化物主要是(Ti,W,M)C型碳化物，不同固溶温度处理对样品中的碳化物尺寸及形貌没有明显的影响.

图5 不同温度固溶处理后样品的SEM组织

900 ℃固溶处理样品的屈服强度明显高于940 ℃和980 ℃处理的样品.这是与多晶高温合金的强度主要与合金的晶粒尺寸、γ′沉淀相的体积分数及分布状态、(Ti,W,M)C型碳化物的晶界强化有关.从图6中可以看出合金的变形机制主要是位错滑移.而在位错滑移过程中γ′析出相、针状析出相及晶界是位错滑移的主要障碍.从图6(a)中可以看出位错在遇到γ′析出相时，采用绕过的方式绕过γ′.而当位错运动至针状η相界面处，η相成为位错运动的障碍，因此位错大量塞积在针状析出相界面处，如图6(b) 所示.此外，在晶界处位错大量塞积，晶界成为位错运动的障碍(图6(c)).因此，为了提高 GH 2787 合金的力学性能，需要在热处理过程中严格控制热处理工艺，降低晶粒尺寸，增加晶界数量，增加阻碍位错运动的障碍.从图6至图8的TEM组织中可以看出，随着固溶温度的升高，合金中的析出相逐渐减少，合金变形时位错在基体中滑移所受的阻力较小，位错主要在晶界处塞积.由图5可知，980 ℃固溶处理后合金中的γ′体积分数降低且γ′直径较小，因此在室温拉伸变形过程中，位错主要是在晶界处塞积，如图4所示.此外，由于980 ℃固溶处理样品的晶粒尺寸(40 μm)大于 940 ℃ 的尺寸(30 μm)，晶界数量减少，根据Hall-Petch关系，980 ℃固溶温度下合金的屈服强度也大于 940 ℃.因此在980 ℃时合金的拉伸强度最低.

图6 900 ℃固溶处理后室温拉伸变形的TEM显微组织

图7 940 ℃固溶处理后室温拉伸变形组织

图8 980 ℃固溶处理后室温拉伸变形组织

3 结 论

(1) 当固溶温度在γ′溶解温度以上时， GH 2787 合金中γ′相体积分数较低，合金中γ′尺寸较小；当固溶温度接近γ′溶解温度时， GH 2787 合金中的γ′相分布不均匀，出现γ′团簇；当固溶温度低于γ′溶解温度时， GH 2787 合金中的γ′相分布均匀，并有少量针状的η相出现.

(2) 随着固溶温度的降低，合金的显微硬度值和屈服强度大幅提高.900 ℃固溶处理时， GH 2787 合金拉伸强度最高.

(3) GH 2787 合金的主要强化方式为γ′沉淀强化的同时存在晶界强化.

[1]高温合金手册编写组. 高温合金手册[M]. 北京: 冶金工业出版社, 1972. (Writing team of superalloy handbook. Superalloy handbook[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, 1972.)

[2]黄乾尧, 李汉康. 高温合金[M]. 北京: 冶金工业出版社, 2000. (Huang Q Y, Li H K. Superalloy[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, 2000.)

[3]赵成志, 李凤艳, 刘宁, 等. GH 2787 合金热处理制度工艺[J]. 物理测试, 2013, 31(3):6-8. (Zhao C Z, Li F Y, L N,etal. Research on heat treatment of GH 2787 alloy[J]. Physics Examination and Testing, 2013, 31(3):6-8.)

[4]赵成志, 刘宁, 吴贵林, 等. 热处理制度对 GH 2787 合金持久性能和纵低倍组织的影响[J]. 钢铁研究学, 2011, 23(2): 72-75. (Zhao C Z, Liu N, Wu G L,etal. Influence of heat treatment on rupture properties and lengthways macroscopic structure of GH 2787 alloy[J]. Journal of Iron and Steel Research, 2011, 23(2): 72-75.)

[5]Viswanathan G B, Hayes R W, Mills M J. A study based on jogged-screw dislocations for high temperature creep in Ti alloys[J]. Mater Sci Eng, 2001, A319: 706-710.

[6]Han G, Tian C, Chu Z,etal. Activation energy calculations for the portevin-le chatelier effect in nimonic 263 superalloy[J]. Matall Mater Trans, 2015, 46(10): 4629-4635.

[7]Seifollahi M, Razavi S, Kheirandish S,etal. The mechanism ofηphase precipitation in a 286 superalloy during heat treatment[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2013, 22(10): 3063-3069.

[8]Jin S, Guo L P, Ren Y Y, TEM characterization of self-ion irradiation damage in nickel-base alloy c-276 at elevated temperature[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2015, 2(1): 1039-1045.

Influence of solid solution temperature on microstructures and properties for a GH 2787 alloy

Zhang Dongmei1，Guo Zhenxing1，Tai Qing’an1，Cui Changyong2，Xu Ling2，Zhang Lei1，Jiang Xin1，Fu Yifan1

(1. AVIC Shenyang Liming Aero-Engine (Group) Corporation Ltd, Shenyang 110043, China;2. Institute of Metal Research，Chinese Academy of Sciences，Shenyang 110016, China)

Through different solid solution temperature treatment, the microstructures and properties of the GH 2787 alloy were investigated. The results showed that, when the solid solution temperatures are 900, 940 and 980 ℃, the grain sizes of the GH 2787 alloy are 20, 30 and 40 μm, respectively. When the solid solution temperature is below the melting temperature ofγ′ phase,γ′ phase uniformly distributes, and a small amount of needle-likeηphase appeares. When the solid solution temperature is at 900 ℃, the maximum hardness, yield strength and tensile strength of the GH 2787 alloy can be obtained. The main strengthened mechanisms of the GH 2787 alloy are precipitation and grain boundary strengthening ofγ′ phase.

GH 2787 alloy; solid solution treatment; microstructure; properties

10.14186/j.cnki.1671-6620.2016.03.012

TG 146.21

A

1671-6620(2016)03-0220-05