一种难变形高温合金的组织与拉伸性能研究

张艳峰李 璐张新占

（1.山东省机械设计研究院，济南 250031；2.济南石油化工设计院，济南 250014）

一种难变形高温合金的组织与拉伸性能研究

张艳峰1李 璐2张新占1

（1.山东省机械设计研究院，济南 250031；2.济南石油化工设计院，济南 250014）

本文研究的合金W、Nb、Ti等元素含量较高。其锻后热处理态组织为直径小于1μm的细颗粒状μ相和直径约为15nm的球状γ′相均匀分布在合金基体上，连续膜状相沿晶界分布。在室温和高温下，该合金都具有较高的屈服强度和断裂强度，这与合金的高W固溶强化和较高程度的γ′相沉淀强化有关。随着温度的升高，塑性下降，断口的沿晶断裂比例增大，表明晶界强度是限制合金高温拉伸性能的瓶颈因素。

高温合金 组织 拉伸性能

高温合金是伴随着航空发动机的发展而开发的一类合金。它以镍、钴、铁为基，能够在较大的温度范围内保持稳定的组织，并能在高温、燃气和腐蚀条件下承受严酷的工作条件和工作应力，同时保持良好的表面稳定性[1-2]。高温合金具备较高的高温强度、优异的蠕变性能和疲劳性能、良好的组织稳定性、较高的抗氧化性和抗热腐蚀性等力学性能[3]。在航空发动机中，高温合金主要用来制造热端部件，是决定发动机性能的关键因素。

随着航空发动机推重比的增加，对高温合金热强性的要求随之提高。为此，合金中难熔金属元素含量越来越高。本文研究了一种镍基变形高温合金，其成分特点是难熔元素W的含量很高，同时保持较高的Al、Ti、Nb水平，使合金在析出足够数量的γ′相的同时，对γ基体和γ′相进行了高度固溶强化，从而使合金获得了很高的热强性，提高合金的使用温度。另一方面，W的加入大大增加了合金中μ相的析出倾向，同时合金中较低的碳含量和较高的Cr含量也促进了这一趋势。μ相属于TCP相，其对合金性能的影响比较复杂。受这两方面因素的影响，合金的热加工性能恶化，变形困难。本文对该合金的组织和拉伸性能进行研究，以期为该合金未来的生产和应用提供参考。

1 实验材料和实验方法

1.1 实验材料

采用真空感应炉熔炼13kg合金铸锭，配料成份如表1所示。

表1 合金的配料成份

图1 合金的锻态组织

μ相的析出机制为：经过均匀化处理，W元素绝大部分溶入合金基体，使基体处于高度固溶的不稳定状态，容易发生μ相析出。而该合金锻造温度，落在合金的μ相析出温度区间内。在锻造过程中，因合金变形而在基体中产生大量晶体缺陷，μ相在晶体缺陷上形核并长大成颗粒状。利用图像分析软件对μ相的分布进行分析，锻态合金中颗粒状μ相的体积分数是0.81%，其粒径统计结果如表2所示。可以看出，绝大部分颗粒的直径小于1μm，而直径小于0.5μm的颗粒约占3/4。

2.2 热处理态组织

热处理态组织如图2所示。平均晶粒度相对于锻态长大一级。μ相仍然呈颗粒状分布在基体上，数量有所增多。沿晶界析出连续膜状相，该相的成分和结构尚待进一步研究。γ′相的形态如图3（b）所示，与热处理之前相比，仍呈圆球形，但已充分细化，直径仅为15nm左右。

利用图像分析软件统计颗粒状μ相分布。由于固溶处理温度1130℃处于μ相的析出温度区间，所以热处理后合金中的μ相数量增加，体积分数达到1.5%。μ相颗粒的粒径分布如表3所示。相对于热处理前，μ相颗粒有所长大，超过一半的颗粒直径小于0.5μm，绝大部分颗粒的直径仍小于1μm。

表2 锻态合金中μ相粒径统计结果

图2 合金的热处理态组织

表3 热处理态合金中μ相粒径统计结果

图3 合金锻态和热处理态的γ′相

2.3 室温及高温拉伸性能

合金的室温及高温拉伸性能如表4所示。可以看出，合金从室温到750℃都具有很高的强度。在750℃下，合金的拉伸强度比GH4742合金高200MPa以上[4]。另外一个值得注意的特点是，除1000℃拉伸塑性较高外，提高实验温度，在合金强度降低的同时，合金的塑性也降低。

表4 合金的室温及高温拉伸性能

图4 1000℃拉伸断口附近的组织

3 结论

（1）锻态合金基体上均匀析出细颗粒状μ相，体积分数约为0.81%，晶界上析出颗粒状碳化物相。热处理后，μ相增多，体积分数约为1.5%，同时尺寸长大，但绝大部分颗粒尺寸在1μm以下；γ′相呈圆球状，尺寸约为15nm；晶界上析出连续膜状相。

（2）合金具有较高的室温和高温拉伸强度，但高温塑性较低。在γ′相固溶温度以下，随着实验温度的提高，强度下降，塑性降低，断口也更多地呈现沿晶断裂特征，表明晶界强度是限制合金高温拉伸性能的瓶颈因素。鉴于此，应进一步研究晶界析出相的性质，通过热处理等手段改善其形态和分布，提高合金性能。

[1]郭建亭.高温合金材料学[M].北京：科学出版社，2008：3-16.

[2]黄乾尧，李汉康.高温合金[M].北京：冶金工业出版社，2000：1-11.

[3]C.T.Sims.Superalloy Ⅱ[M].New York：John Wiley & Sons，1987：1-3.

[4]中国航空材料手册编辑委员会.中国航空材料手册第二卷，变形高温合金，铸造高温合金[M].2版.北京：中国标准出版社，2001：484-485.

[5]钟群鹏，赵子华.断口学[M].北京：高等教育出版社，2006：147-149.

The Microstructure and Tensile Properties of A Hard-deformed Superalloy

ZHANG Yanfeng1, LI Lu2, ZHANG Xinzhan1
(1.Shandong machinery design and research institute, Jinan 250031;2.Jinan petrochemical design institute,Jinan 250014)

The alloy investigated in the present paper contains high W,Nb and Ti content. The μ particles with a diameter below 1 μm and globular γ′ particles with a diameter of 15nm are distributed uniformly in the grains of the alloy as deformed and heat treated. The film-like phase is distributed along the grain boundary. The ultimate and yield strength of the alloy at room and elevated temperatures are high, which can be attributed to the solution strengthening of higher W addition and the higher precipitating strengthening by γ′ phase. When temperature increases, the plasticity decreases and the volume of intergranular fracture increases，which indicates that the grain boundary strength is the restrictive factor for tensile properties of the alloy.

superalloy, microstructure, tensile properties