不同热处理工艺对K4169 高温合金组织和力学性能的影响

李妍佳 ,柳 瑞 ,何金珊*,胡聘聘*,汤 鑫,王西涛,3,肖程波

（1.中国航发北京航空材料研究院 先进高温结构材料重点实验室，北京 100095；2.北京科技大学 钢铁共性技术协同创新中心，北京材料基因工程高精尖创新中心，北京 100083；3.齐鲁工业大学（山东省科学院）新材料研究所，山东省轻质高强金属材料省级重点实验室，济南 250014）

K4169 高温合金在–253～700 ℃的温度范围内具有较高的强度和塑性[1]，铸造和焊接工艺性能优良，广泛应用于航空发动机机匣、轴承座等结构件的研制和生产[2]。K4169 合金凝固温度范围宽、Nb 元素偏析严重，易产生Laves 相、针状δ 相等有害相[3]，严重恶化铸件的力学性能。为改善凝固组织并提高材料力学性能，一般采用标准热处理（standard heat treatment，SHT）改善材料组织及性能。其中，包含均匀化（homogenization）+固溶（solution）+时效（aging）处理三个步骤[4]。另外，机匣等构件形状复杂，精密铸造过程易产生疏松、显微孔洞等冶金缺陷[5]。为消除冶金缺陷，热等静压（hot isotropic pressing，HIP）广泛应用于铸造K4169高温合金[6-7]。

为改进K4169 合金组织和力学性能，国内外围绕该合金的热处理制度优化开展了一系列工作。李爱兰等[8]和王恺等[9]研究不同温度的热等静压工艺，发现HIP 有效消除了K4169 合金中的显微疏松和Laves 相，使碳化物大量溶解，组织均匀化程度提高。李相辉等[10-11]在未进行HIP 的前提下，先将均匀化温度提高到1160 ℃，发现K4169 合金枝晶间到枝晶干的Nb 偏析显著减轻，偏析系数降至1.1[10]。而后进行无均匀化热处理，直接将固溶处理温度提高到1150 ℃，发现合金中的Nb 元素偏析同样得到改善，析出的γ″相增多，性能显著提高[11]。总的来说，由于热等静压与均匀化热处理的温度区间相似，且均有减轻偏析、使成分均匀化的作用，因此考虑无均匀化热处理（heat treatment without homogenization，HTWH），提出了缩短工序、提高生产效率、降低工艺成本的HIP+HTWH 制度。凌李石保等[12]研究了无均匀化热处理对K4169 合金组织和650 ℃/620 MPa 持久性能的影响，但没有系统对照AMS5383 的规定分析比较不同热处理工艺对合金硬度和拉伸等力学性能的影响，且未与HIP+SHT 工艺进行对比，详细探讨HIP 后无均匀化热处理制度的可行性。

本工作对比研究标准热处理（SHT）、热等静压+标准热处理（HIP+SHT）以及热等静压+无均匀化热处理（HIP+HTWH）三种热处理工艺对K4169合金组织和性能的影响，系统分析HIP 后进行无均匀化热处理（HTWH）的可行性。

1 实验材料与方法

实验合金为K4169 合金，其主要成分见表1。采用真空感应熔炼炉得到成分符合AMS5383 要求的母合金锭，然后在ZGDX-25 型真空感应双性能炉浇注单铸试棒。随后对试棒分组进行热等静压和热处理，其中，第1 组H1 为SHT、第2 组H2 为HIP+SHT、第3 组H3 为HIP+HTWH，研究不同热处理制度对合金显微组织和力学性能的影响，具体热处理制度见表2。

表1 K4169 合金的化学成分（质量分数/%）Table 1 Chemical composition of K4169 alloy（massfraction/%）

表2 K4169 合金的热处理方案Table 2 Heat treatment of K4169 alloy

热处理完成之后，选取三种试样的横截面，经砂纸（80#～2000#）打磨后机械抛光至试样表面光亮且无显见划痕。用光学显微镜（OM）对试样进行显微疏松观察。随后，采用15 g Cr2O3+10 mL H2SO4+150 mL H3PO4对试样进行电解腐蚀，选择性腐蚀掉γ 基体，以观察各析出相的形貌，电压为5 V、电解时间为120 s；使用电解双喷制备不同热处理态TEM 试样，以对微观组织进行结构分析。分别采用光学显微镜（OM）和扫描电子显微镜（SEM）进行宏观晶粒形貌和微观析出相的观察，同时利用SEM 搭载的能谱仪（EDS）分析析出相的化学成分，使用透射电子显微镜（TEM）对纳米级强化相γ'、γ''进行观察，并使用选区电子衍射（SAED）花样进行相鉴定。采用恒电流电解法，以试样作为阳极，在外电场作用下与电解液发生电化学反应，进行选择性溶解，使基体γ 相被电离溶解，γ''相和γ'相以沉淀形式保留，采用X 射线小角散射法对三种热处理态试样γ'相和γ''相的尺寸进行分析。

硬度检测按ASTM E18 标准进行；室温拉伸性能测试按ASTM E8/E8M-16a 标准进行；704 ℃/448 MPa 持久性能测试按ASTM E139-11 标准进行。

2 结果与分析

2.1 热处理工艺对K4169合金显微组织的影响

2.1.1 对晶粒组织和显微缺陷的影响

图1（a-1）～（c-1）为不同热处理态合金的低倍金相照片。如图所示，三种热处理态试样均表现出不规则的等轴晶粒形态，尺寸大小不一。晶粒内均为典型的枝晶组织，枝晶间放大观察后存在不同的析出相。可以看出，相比于H1 试样，H2 与H3 试样枝晶间呈黑色衬度的区域明显减少，说明合金偏析减轻[9]，相应的析出相也减少。HIP 对合金显微疏松及孔洞的影响如图1（a-2）～（c-2）所示，可见铸后未经热等静压而直接进行标准热处理的试样横截面存在明显的显微孔洞（图1（a-2））。在100倍金相视场下选取6 张图片进行统计分析，H1 试样横截面的显微孔洞面积分数为0.103%。而H2（图1（b-2））和H3（图1（c-2））试样均未发现明显的显微孔洞。研究结果进一步证明了热等静压处理可以有效闭合孔洞等显微缺陷、提高合金的致密度[13]。

图1 不同热处理态下K4169 合金的金相照片（1）经侵蚀；（2）未经侵蚀；（a）H1；（b）H2；（c）H3Fig.1 Metallographic photos of different heat-treated K4169 alloys（1）etched；（2）unetched；（a）H1；（b）H2；（c）H3

2.1.2 对相组织的影响研究

图2为不同热处理态K4169 合金的高倍OM像和SEM 像，表3为不同热处理态K4169 试样析出相的能谱分析结果。如图2（a-1）、（a-2）和表3（1#、2#和3#）所示，H1 态试样中存在岛状相及周围析出的大量针状相，能谱分析结果显示均富Ni，不同的是1#针状相Cr、Fe 含量较2#岛状相高，而Nb 含量明显较低，根据形状、析出位置以及能谱分析结果可以确定针状相为δ 相，岛状相为Laves 相。可见，经标准热处理后，脆性Laves 相和一些针状的δ 相不能完全消除[14]。此外，H1 中还存在一些轮廓清晰、边界平直的3#块状相，能谱分析结果显示该相富Nb，其次富Ti，为MC 型碳化物（Nb，Ti）C。而如图2（b-1）、（b-2）和表3（4#）所示，在H2 试样中无论低倍金相还是高倍SEM 中都未观察到Laves 相和δ 相，仅在枝晶间存在一些块状相，能谱结果表明4#块状相富Nb 和Ti，为MC 型碳化物（Nb，Ti）C。图2（c-1）、（c-2）和表3（5#）为H3 试样的显微组织与相应的能谱分析结果，与H2 试样相同，H3 枝晶间无明显的Laves和δ 相，仅发现一些5#块状相，能谱结果表明与H2试样4#相相同，为MC 型碳化物（Nb，Ti）C。这些不同热处理态试样枝晶间析出相的差异，是由于K4169 合金中Laves 相的溶解温度范围为1160～1259 ℃，δ 相的溶解温度范围为982～1037 ℃[4]，而本研究所采用的热等静压温度为1170 ℃，达到Laves 相溶解温度、高于δ 相的溶解温度，同时经4 h 保温的充分扩散，可以基本消除试样枝晶间的Laves 相和δ 相。

图2 不同热处理态K4169 合金的宏观金相和SEM 图（1）金相照片；（2）SEM 照片；（a）H1；（b）H2；（c）H3Fig.2 OM and SEM images of different heat-treated K4169 alloys（1）OM images；（2）SEM images；（a）H1；（b）H2；（c）H3

图3为H2 与H3 试样晶界处的SEM 图。与H2 试样的晶界（图3（a））不同，在H3 试样的晶界上，除了部分块状碳化物外，还观察到了一些不连续的短棒状相（图3（b））。对其进行EDS 能谱鉴定（表3（6#）），发现该相Ni、Cr 和Fe 含量较高、Nb含量相对较少，确定为δ 相。对比分析H2 与H3试样的热处理制度，无均匀化热处理是造成这两种状态样品晶界上析出相有所差异的原因。由于固溶处理温度（968 ℃）与δ 脆性相的形成温度区间（815～950 ℃）基本相同，因此凌李石保等[12]认为合金经HIP+STA（固溶+时效）处理时晶界针状δ 脆性相在固溶处理过程重新析出。在本研究中，H2 试样经968 ℃的固溶处理，未在晶界上发现不连续短棒状δ 相，说明δ 相未在固溶过程重新析出。与H2 试样相比，H3 析出了少量短棒状δ 相，这有可能是因为热等静压后冷却过程缓慢，在冷却过程中析出少量短棒状δ 相；H2 的样品在HIP 后进行了1093 ℃均匀化热处理，可以消除这些δ 相，而H3 的样品只进行了968 ℃固溶和718 ℃/8 h+621 ℃/8 h 时效，无法消除短棒状δ 相。

图3 不同热处理态K4169 合金晶界处的SEM 图Fig.3 SEM images of grain boundaries for different heat-treated K4169 alloys（a）H2；（b）H3

表3 不同热处理态合金中析出相的能谱分析结果（原子分数/%）Table 3 EDS results of precipitates in different heat-treated alloys（atom fraction/%）

图4（a）～（c）为不同热处理态试样枝晶干位置的SEM 图。如图所示，γ''和γ'相的尺寸均在100 nm以下，均匀弥散地分布在γ 基体中。图4（d）为相萃取法分析获得的不同热处理态试样γ''相和γ'相的平均尺寸。如图4（d）所示，H2 和H3 试样γ''相和γ'相的平均直径分别为26.4 nm 和18.9 nm，均小于H1 试样γ''相和γ'相的32.6 nm。图5（a）～（c）为三种热处理态合金强化相的TEM 明场像和相应的电子衍射花样。通过SAED 图确定，在基体中弥散分布的析出相分别为γ'相和γ''相。可见，H2 和H3 试样的γ''和γ'强化相形态、分布基本一致，无均匀化热处理未对其产生明显影响。

图4 不同热处理态K4169 合金中γ'、γ''相形貌和两相平均尺寸（a）H1；（b）H2；（c）H3；（d）γ''相和γ'相的平均尺寸Fig.4 SEM images of γ'，γ'' and the mean size of γ'' and γ' of different heat-treat K4169 alloys（a）H1；（b）H2；（c）H3；（d）mean size of γ'' and γ'

图5 不同热处理态K4169 合金（1）TEM 图；（2）γ''相SAED 花样（a）H1；（b）H2；（c）H3Fig.5 K4169 alloy under different heat treatment states（1）TEM images；（2）SAED pattern of γ'' phase；（a）H1；（b）H2；（c）H3

2.2 热处理工艺对K4169 合金力学性能的影响

图6为三种热处理态试样的洛氏硬度值。如图6所示，H1、H2 和H3 三种热处理态试样的平均洛氏硬度值分别为36.8HRC、38.1 HRC 和38.4 HRC。经HIP 处理后，H2 和H3 的硬度值比H1 分别提高3.5%和4.3%。合金硬度主要由强化相（γ'、γ''）的析出数量决定，强化相数量越多，合金的硬度值越高[15]。HIP 后的两种热处理态合金的组织更加致密，并且成分更均匀，使得时效过程析出了更多的γ''[16]，从而使得HIP 处理的H2 与H3 样品硬度得以提高。

图6 不同热处理态K4169 合金的洛氏硬度值Fig.6 Rockwell hardness of different heat-treated K4169 alloys

表4和图7为三种热处理态试样的室温拉伸性能。可见，H2 和H3 的抗拉强度分别为1074 MPa和1082 MPa，高于H1 的1064 MPa。且H2 和H3试样的屈服强度比H1 试样的821 MPa 分别增加了73 MPa 和91 MPa，伸长率也分别提高了3%和13%。室温下K4169 合金塑性变形时，位错与沉淀析出强化相的交互作用会随强化相的尺寸而由位错切过向Orowan 绕过机制转变[17-18]，对于第二相强化的合金，存在一个临界强化相尺寸Dc值，强化相尺寸在曲线上愈接近该Dc值，强化效果越好[19]，合金的屈服强度也就越高。室温条件下，K4169 合金所对应的临界强化相直径Dc为26 nm[20-21]。而如图4（d）所示，相比H1 态的32.6 nm，H2 及H3 合金的γ''相和γ'相平均尺寸在曲线上更加接近临界强化相直径Dc，因而具备更好的强化效果，使得合金室温屈服强度更高。

图7 不同热处理态K4169 合金的室温拉伸性能Fig.7 Tensile properties of different heat-treated K4169 alloys at room temperature

表4 不同热处理态试样室温拉伸性能Table 4 Tensile properties of different heat-treated alloys at room temperature

表5和图8为不同热处理态试样的704 ℃/448 MPa 条件下持久性能测试结果。结果表明，H2 和H3 试样的持久寿命比H1 试样的329 h 分别提高了35%和32%，但伸长率比H1 分别下降了17%和27%。虽然H2 和H3 的持久寿命都有显著提高，但对比图8中H2 和H3 持久性能数据发现，相比H2 试样，无均匀化热处理的H3 试样持久寿命值和塑性散点分布范围较大。对于K4169 合金，适量的δ 相沿晶界以颗粒分布时，会松弛裂纹前端应力状态，延缓裂纹形成及扩展，从而提高持久塑性；但δ 相以针状魏氏组织大量析出时，容易产生应力集中成为裂纹源，同时会使基体Nb 含量减少，使其周围不能析出γ''相，会降低合金强度[22]。对于H2 样品而言，HIP 后进行了1093 ℃/1.5 h 均匀化热处理，高于δ 相完全回溶温度1020 ℃，因而消除了HIP 后冷却过程中析出的晶界δ 相。对于H3 样品而言，由于HIP 后直接进行了固溶和时效处理，低于δ 相完全回溶温度1020 ℃，不能消除HIP 冷却过程产生的δ 相，因而试样晶界处分布不均匀且尺寸不一的短棒状δ 相，导致持久寿命和塑性分散度大于H2 试样。

图8 不同热处理态K4169 合金704 ℃/448 MPa 持久性能Fig.8 Stress-rupture properties of different heat-treated K4169 alloys at 704 ℃/448 MPa

表5 不同热处理态试样704 ℃/448 MPa 条件下的持久性能Table 5 Stress-rupture properties of different heat-treated alloys at 704 ℃/448 MPa

综上所述，由于HIP 处理可以使合金成分均匀化，减轻偏析，同时消除合金内部显微疏松、针状δ 相和大部分Laves 相等，因而生产效率更高、工艺成本更低的无均匀化热处理（HIP+HTWH）工艺达到和全流程热处理工艺（HIP+SHT）基本相同的力学性能，能够满足AMS 5383 材料规范规定的硬度、室温拉伸性能和704 ℃/448 MPa 条件下持久性能的要求，可作为K4169 合金铸件热处理制度优化方案之一。

3 结论

（1）不同热处理工艺对比研究表明，HIP 可以代替均匀化热处理从而有效消除显微孔洞和针状δ 相，基本消除Laves 相并提高γ''、γ'相体积分数。

（2）力学性能研究表明，HIP+SHT 和HIP+HTWH 态K4169 合金的硬度、拉伸性能、持久寿命相当，且均比SHT 态有所提高。

（3）组织研究表明，虽然HIP+HTWH 态的K4169 合金部分晶界存在短棒状δ 相，造成持久性能存在一定的分散度，但满足AMS 5383 对材料力学性能的要求。为简化工序、节约成本，工业应用中可采用HIP+HTWH 对K4169 合金进行热处理。