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高铌高磷GH4169C和GH4169合金的组织稳定性

为研究高铌高磷GH4169C高温合金在高温长期时效过程中的组织稳定性,通过场发射扫描电镜和数显布氏硬度计对GH4169和GH4169C两合金分别经600、650、704及720℃时效30~10000 h的显微组织和硬度变化进行对比分析。结果表明:在服役温度(650℃)范围内长期时效,GH4169合金和GH4169C合金均表现优异的稳定性;在服役温度以上长期时效,GH4169合金和GH4169C合金稳定性较差,短时间内,合金组织就出现失稳。对比而言,704℃时GH4169C合金组织稳定性较GH4169合金高,而720℃时GH4169C合金组织稳定性劣于GH4169合金。分析认为,GH4169C合金由于提高Nb含量和P含量使的γ'相稳定性增加,得以在服役温度以上(704℃)表现比GH4169合金更为优异的组织稳定性,但Nb含量的提高也引起啄相含量的增加,导致组织稳定性下降。在超高温(720℃)下,GH4169C合金稳定性劣于GH4169合金。由此推知,相比GH4169合金,改型GH4169C合金在使用温度上有所提高,但提高有限,在超高温下,其稳定性反而降低。
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工程科学学报,第38卷,第9期:1278-1287,2016年9月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.9:1278-1287,September 2016 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2016.09.012:http://journals.ustb.edu.cn 高铌高磷GH4169C和GH4169合金的组织稳定性 倪童伟,董建新四,张麦仓,姚志浩 北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083 ☒通信作者,E-mail:jxdong(@usth.cd.cn 摘要为研究高铌高磷GH4169C高温合金在高温长期时效过程中的组织稳定性,通过场发射扫描电镜和数显布氏硬度计 对GH4169和GH4169C两合金分别经600、650、704及720℃时效30~10000h的显微组织和硬度变化进行对比分析.结果表 明:在服役温度(650℃)范围内长期时效,GH4169合金和GH4169C合金均表现优异的稳定性:在服役温度以上长期时效, GH4169合金和GH4169C合金稳定性较差,短时间内,合金组织就出现失稳.对比而言,704℃时GH4169C合金组织稳定性较 GH4169合金高,而720℃时GH4169C合金组织稳定性劣于GH4169合金.分析认为,GH4169C合金由于提高Nb含量和P含 量使的Y相稳定性增加,得以在服役温度以上(704℃)表现比GH4169合金更为优异的组织稳定性,但Nb含量的提高也引起 8相含量的增加,导致组织稳定性下降.在超高温(720℃)下,GH4169C合金稳定性劣于GH4169合金.由此推知,相比 GH4169合金,改型GH4169C合金在使用温度上有所提高,但提高有限,在超高温下,其稳定性反而降低. 关键词镍基高温合金;铌:磷:时效;微观组织 分类号TG146.1·5 Microstructure stability of GH4169 and GH4169C alloys with high content of phosphorus and niobium NI Tong-wei,DONG Jian-xin,ZHANG Mai-eang,YAO Zhi-hao School of Materials Science and Engineering,University of Seience and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:jxdong@ustb.edu.cn ABSTRACT To study the microstructural stability of GH4169C alloy with high content of phosphorus and niobium,the microstruc- ture and hardness of GH4169C alloy and GH4169 alloy after long time aging were comparatively analyzed in this paper.These two su- peralloys were subjected to aging treatment at 600,650,704 and 720C for different times from 30h to 10000 h.The microstructural evolution of the alloys was characterized by using a field emission scanning electron microscope and a Brinell hardness tester.The re- sults indicate that,at the service temperature of 650 C,GH4169 alloy and GH4169C alloy show excellent structure stability.Howev- er,above the service temperature,GH4169 alloy and GH4169C alloy have poor structure stability.In a short period of time,the two alloys lose stability.In contrast,the microstructure stability of GH4169C alloy is higher than that of GH4169 alloy with aging at 704 C,while GH4169C alloy shows a lower stability compared with GH4169 alloy at 720 C.It is thought that the stability of yphase in GH4169C alloy increases with increasing Nb and P contents.GH4169C alloy shows a better microstructure stability than GH4169 alloy at 704 C.However,the content of 8 phase will also increase with increasing Nb content,leading to the decrease in microstructure sta- bility of GH4169C alloy.At ultrahigh temperature (720 C),the microstructure stability of GH4169C alloy is inferior to GH4169 al- loy.This means that,compared with GH4169 alloy,the modified GH4169C alloy can be used in a higher temperature,whereas the temperature increase is limited,the microstructure stability of GH4169C alloy will decrease at ultrahigh temperature. KEY WORDS nickel base superalloys:niobium:phosphorus:aging:microstructure GH4169合金具有优异的力学性能、良好的热工艺和焊接性能,因此广泛应用于航空、航天、石油、化工 收稿日期:2015一1109

工程科学学报,第 38 卷,第 9 期: 1278--1287,2016 年 9 月 Chinese Journal of Engineering,Vol. 38,No. 9: 1278--1287,September 2016 DOI: 10. 13374 /j. issn2095--9389. 2016. 09. 012; http: / /journals. ustb. edu. cn 高铌高磷 GH4169C 和 GH4169 合金的组织稳定性 倪童伟,董建新,张麦仓,姚志浩 北京科技大学材料科学与工程学院,北京 100083  通信作者,E-mail: jxdong@ ustb. edu. cn 摘 要 为研究高铌高磷 GH4169C 高温合金在高温长期时效过程中的组织稳定性,通过场发射扫描电镜和数显布氏硬度计 对 GH4169 和 GH4169C 两合金分别经 600、650、704 及 720 ℃时效 30 ~ 10000 h 的显微组织和硬度变化进行对比分析. 结果表 明: 在服役温度( 650 ℃ ) 范围内长期时效,GH4169 合金和 GH4169C 合金均表现优异的稳定性; 在服役温度以上长期时效, GH4169 合金和 GH4169C 合金稳定性较差,短时间内,合金组织就出现失稳. 对比而言,704 ℃时 GH4169C 合金组织稳定性较 GH4169 合金高,而 720 ℃时 GH4169C 合金组织稳定性劣于 GH4169 合金. 分析认为,GH4169C 合金由于提高 Nb 含量和 P 含 量使的 γ'相稳定性增加,得以在服役温度以上( 704 ℃ ) 表现比 GH4169 合金更为优异的组织稳定性,但 Nb 含量的提高也引起 δ 相含量的增加,导致组织稳定性下降. 在超高温( 720 ℃ ) 下,GH4169C 合金稳定性劣于 GH4169 合金. 由此推知,相比 GH4169 合金,改型 GH4169C 合金在使用温度上有所提高,但提高有限,在超高温下,其稳定性反而降低. 关键词 镍基高温合金; 铌; 磷; 时效; 微观组织 分类号 TG146. 1 + 5 Microstructure stability of GH4169 and GH4169C alloys with high content of phosphorus and niobium NI Tong-wei,DONG Jian-xin ,ZHANG Mai-cang,YAO Zhi-hao School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China  Corresponding author,E-mail: jxdong@ ustb. edu. cn ABSTRACT To study the microstructural stability of GH4169C alloy with high content of phosphorus and niobium,the microstruc￾ture and hardness of GH4169C alloy and GH4169 alloy after long time aging were comparatively analyzed in this paper. These two su￾peralloys were subjected to aging treatment at 600,650,704 and 720 ℃ for different times from 30 h to 10000 h. The microstructural evolution of the alloys was characterized by using a field emission scanning electron microscope and a Brinell hardness tester. The re￾sults indicate that,at the service temperature of 650 ℃,GH4169 alloy and GH4169C alloy show excellent structure stability. Howev￾er,above the service temperature,GH4169 alloy and GH4169C alloy have poor structure stability. In a short period of time,the two alloys lose stability. In contrast,the microstructure stability of GH4169C alloy is higher than that of GH4169 alloy with aging at 704 ℃,while GH4169C alloy shows a lower stability compared with GH4169 alloy at 720 ℃ . It is thought that the stability of γ' phase in GH4169C alloy increases with increasing Nb and P contents. GH4169C alloy shows a better microstructure stability than GH4169 alloy at 704 ℃ . However,the content of δ phase will also increase with increasing Nb content,leading to the decrease in microstructure sta￾bility of GH4169C alloy. At ultrahigh temperature ( 720 ℃ ) ,the microstructure stability of GH4169C alloy is inferior to GH4169 al￾loy. This means that,compared with GH4169 alloy,the modified GH4169C alloy can be used in a higher temperature,whereas the temperature increase is limited,the microstructure stability of GH4169C alloy will decrease at ultrahigh temperature. KEY WORDS nickel base superalloys; niobium; phosphorus; aging; microstructure 收稿日期: 2015--11--09 GH4169 合金具有优异的力学性能、良好的热工 艺和焊接性能,因此广泛应用于航空、航天、石油、化工

倪童伟等:高铌高磷GH4169C和GH4169合金的组织稳定性 ·1279* 及能源等各个领域,在世界众多变形高温合金中占有 Y"相、Y相、8相析出行为的影响,学术界存在一定分 绝对优势地位.但由于其主要强化相Y”相是亚稳定 歧,一些学者四认为P不会影响δ相的转化,而另一些 相,易于粗化和转化为δ相,使GH4169合金性能急剧 学者60认为P能够抑制8相的转化.总的来说,P和 下降,因此GH4169合金存在着天窗温度(650℃)四限 Nb含量的提高在一定程度上对合金蠕变性能和常温 制着它的发展和应用.因此改进GH4169合金以提高 力学性能改善发挥积极的作用,但对常规GH4169合 使用温度成为近几年来的研究热点.目前学术界对改 金的长期时效组织稳定性的影响还不系统 型GH4169合金主要有三种方案:一是改变固溶元素 为对比研究GH4169C合金和GH4169合金之间 来增强基体Y相:二是改变Al、Ti及Nb含量来改变沉 高温长期时效组织稳定性,本文采用服役温度以下和服 淀相的析出行为:三是通过调整微量元素来增强晶界 役温度以上两个温度范围来对比分析其间的组织演变行 结合力或改善析出相因 为,为改进型合金组织可靠性提高提供实验依据 GH4169C合金是通过同时提高Nb含量和P含量 1 得来的改型GH4169合金.对于P和Nb对GH4169合 实验材料及方法 金室温下力学性能和蠕变性能的影响,已有大量文献 实验所用两合金均经真空感应熔炼(VM)+真空 报导.Nb含量的提高会使得合金强度显著增加.P 自耗重熔(VAR)双联工艺熔炼,后经开坯锻造成棒 在GH4169合金中则偏聚于晶界处,使晶界强度增 材,两种合金经975℃保温1h,空冷:720℃保温8h,以 强,进而提高蠕变寿命6,同时还能保持GH4169合 50℃h-炉冷至620℃保温8h,空冷后加工成10mm×10 金的高强高韧、抗疲劳和良好的加工特性网;但P对于 mm的试样m.两合金主要化学成分如表1所示. 表1实验所用各合金成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of experimental alloys 合金 Cr Mo Nb Ti Al Fe B Ni GH4169 0.031 0.003 0.0016 19.11 3.09 5.40 1.05 0.53 16.86 0.004 余量 GH4169C 0.029 0.015 ≤0.00118.73 3.06 5.48 1.06 0.50 18.22 0.004 余量 试样经热处理后在600、650、704及720℃温度下2.2服役温度范围时效组织演变 分别时效30、100、200、500、1000、2000、3000、4000、 2.2.1600℃长期时效组织 5000、7000及10000h.随后经过机械磨、抛及电解抛 600℃下进行长期时效,GH4169和GH4169C合金 光,进行电解侵蚀,用ZEISS SUPRA55场发射扫描电 不管是晶内还是晶界均表现高的稳定性.从图2(a) 镜观察两种合金组织形貌.电解抛光试剂为20mL 和(c)可以看出,相对于未时效组织,GH4169合金8 H2S04+80mLCH0H,电压为25~30V,时间为8~10 相时效10000h也没有发生明显变化,而晶内盘片状 s;电解侵蚀试剂为150mLHP04+10mLH2S04+15g Y"相则在长期时效过程中粗化长大:而图2(b)和图2 C03,电压为5V,时间为5~10s. (d)表明GH4169C合金时效10000h时8相发生一定 采用数显布氏硬度计HBS-3000对不同时效处理 程度粗化.与GH4169相似,晶内强化相在长期时效过 程中也出现y"相长大趋势,但GH4169C合金y"相长大的 后的合金进行布氏硬度测量,施加载荷为1839N,保载 时间为10s,每个试样测量三次,取其平均值. 速率小于G4169合金Y"相粗化长大速率,如图3所示, 在图3(b)中还能观察到较为细小的盘片状组织 2实验结果与讨论 图4为GH4169和GH4169C合金在600℃分别时 效30~10000h硬度曲线.从硬度曲线上来看,时效初 2.1合金热处理后组织形貌 期(30~1000h),两合金硬度有小幅度下降,而后两合 图1给出了GH4169和GH4169C两种合金各自经 金进入一稳态区,硬度均保持相对稳定 过热处理后的组织特征.图1(a)和(b)显示GH4169C 2.2.2650℃时效不同时间组织形貌 合金内8相相对GH4169合金较为粗大,且数量较多, 随着温度的增加,650℃时进行长期时效,GH4169 由于GH4169C合金的Nb含量较GH4169合金高,而 和GH4169C合金仍然保有较高的稳定性,不同时间的 Nb含量的增高会提高8相含量0,此外P在晶界偏聚 组织形貌如图5和图6所示.图5(a)和(c)给出 会和N产生交互作用,吸引Nb在晶界偏聚☒,这也 GH4169合金分别在5000h和10000h的组织形貌.与 可能导致8相含量的增高.图1(c)和(d)给出两合金 未时效组织对比,G4169合金8相在时效过程中没有 强化相的形貌,似乎可以看出GH4169合金除了细小 发生明显粗化,而晶内盘片状y”相出现大幅度的粗 弥散强化相外,还有部分小盘片状组织. 化,粗化速率高于600℃时效粗化速率,至10000h,盘

倪童伟等: 高铌高磷 GH4169C 和 GH4169 合金的组织稳定性 及能源等各个领域,在世界众多变形高温合金中占有 绝对优势地位[1]. 但由于其主要强化相 γ″相是亚稳定 相,易于粗化和转化为 δ 相,使 GH4169 合金性能急剧 下降,因此 GH4169 合金存在着天窗温度( 650 ℃ ) [2]限 制着它的发展和应用. 因此改进 GH4169 合金以提高 使用温度成为近几年来的研究热点. 目前学术界对改 型 GH4169 合金主要有三种方案: 一是改变固溶元素 来增强基体 γ 相; 二是改变 Al、Ti 及 Nb 含量来改变沉 淀相的析出行为; 三是通过调整微量元素来增强晶界 结合力或改善析出相[3]. GH4169C 合金是通过同时提高 Nb 含量和 P 含量 得来的改型 GH4169 合金. 对于 P 和 Nb 对 GH4169 合 金室温下力学性能和蠕变性能的影响,已有大量文献 报导. Nb 含量的提高会使得合金强度显著增加[4]. P 在 GH4169 合金中则偏聚于晶界处[5],使晶界强度增 强,进而提高蠕变寿命[6--8],同时还能保持 GH4169 合 金的高强高韧、抗疲劳和良好的加工特性[9]; 但 P 对于 γ″相、γ !相、δ 相析出行为的影响,学术界存在一定分 歧,一些学者[4]认为 P 不会影响 δ 相的转化,而另一些 学者[6,10]认为 P 能够抑制 δ 相的转化. 总的来说,P 和 Nb 含量的提高在一定程度上对合金蠕变性能和常温 力学性能改善发挥积极的作用,但对常规 GH4169 合 金的长期时效组织稳定性的影响还不系统. 为对比研究 GH4169C 合金和 GH4169 合金之间 高温长期时效组织稳定性,本文采用服役温度以下和服 役温度以上两个温度范围来对比分析其间的组织演变行 为,为改进型合金组织可靠性提高提供实验依据. 1 实验材料及方法 实验所用两合金均经真空感应熔炼( VIM) + 真空 自耗重熔( VAR) 双联工艺熔炼,后经开坯锻造成棒 材,两种合金经 975 ℃保温 1 h,空冷; 720 ℃保温 8 h,以 50 ℃·h -1 炉冷至620 ℃保温8 h,空冷后加工成 10 mm ×10 mm 的试样[11]. 两合金主要化学成分如表1 所示. 表 1 实验所用各合金成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of experimental alloys % 合金 C P S Cr Mo Nb Ti Al Fe B Ni GH4169 0. 031 0. 003 0. 0016 19. 11 3. 09 5. 40 1. 05 0. 53 16. 86 0. 004 余量 GH4169C 0. 029 0. 015 ≤0. 001 18. 73 3. 06 5. 48 1. 06 0. 50 18. 22 0. 004 余量 试样经热处理后在 600、650、704 及 720 ℃ 温度下 分别 时 效 30、100、200、500、1000、2000、3000、4000、 5000、7000 及 10000 h. 随后经过机械磨、抛及电解抛 光,进行电解侵蚀,用 ZEISS SUPRA 55 场发射扫描电 镜观察两种合金组织形貌. 电解 抛 光 试 剂 为 20 mL H2 SO4 + 80 mL CH3OH,电压为 25 ~ 30 V,时间为 8 ~ 10 s; 电解侵蚀试剂为 150 mL H3PO4 + 10 mL H2 SO4 + 15 g CrO3,电压为 5 V,时间为 5 ~ 10 s. 采用数显布氏硬度计 HBS--3000 对不同时效处理 后的合金进行布氏硬度测量,施加载荷为 1839 N,保载 时间为 10 s,每个试样测量三次,取其平均值. 2 实验结果与讨论 2. 1 合金热处理后组织形貌 图 1 给出了 GH4169 和 GH4169C 两种合金各自经 过热处理后的组织特征. 图 1( a) 和( b) 显示 GH4169C 合金内 δ 相相对 GH4169 合金较为粗大,且数量较多, 由于 GH4169C 合金的 Nb 含量较 GH4169 合金高,而 Nb 含量的增高会提高 δ 相含量[4],此外 P 在晶界偏聚 会和 Nb 产生交互作用,吸引 Nb 在晶界偏聚[12],这也 可能导致 δ 相含量的增高. 图 1( c) 和( d) 给出两合金 强化相的形貌,似乎可以看出 GH4169 合金除了细小 弥散强化相外,还有部分小盘片状组织. 2. 2 服役温度范围时效组织演变 2. 2. 1 600 ℃长期时效组织 600 ℃下进行长期时效,GH4169 和 GH4169C 合金 不管是晶内还是晶界均表现高的稳定性. 从图 2( a) 和( c) 可以看出,相对于未时效组织,GH4169 合金 δ 相时效 10000 h 也没有发生明显变化,而晶内盘片状 γ″相则在长期时效过程中粗化长大; 而图 2( b) 和图 2 ( d) 表明 GH4169C 合金时效 10000 h 时 δ 相发生一定 程度粗化. 与 GH4169 相似,晶内强化相在长期时效过 程中也出现 γ″相长大趋势,但 GH4169C 合金 γ″相长大的 速率小于 GH4169 合金 γ″相粗化长大速率,如图 3 所示, 在图3( b) 中还能观察到较为细小的盘片状组织. 图 4 为 GH4169 和 GH4169C 合金在 600 ℃分别时 效 30 ~ 10000 h 硬度曲线. 从硬度曲线上来看,时效初 期( 30 ~ 1000 h) ,两合金硬度有小幅度下降,而后两合 金进入一稳态区,硬度均保持相对稳定. 2. 2. 2 650 ℃时效不同时间组织形貌 随着温度的增加,650 ℃时进行长期时效,GH4169 和 GH4169C 合金仍然保有较高的稳定性,不同时间的 组织形貌 如 图 5 和 图 6 所 示. 图 5 ( a) 和 ( c) 给 出 GH4169 合金分别在 5000 h 和 10000 h 的组织形貌. 与 未时效组织对比,GH4169 合金 δ 相在时效过程中没有 发生明显粗化,而晶内盘片状 γ″相出现大幅度的粗 化,粗化速率高于 600 ℃ 时效粗化速率,至 10000 h,盘 ·1279·

·1280· 工程科学学报,第38卷,第9期 画 m 图1两种合金未时效原始组织形貌.(a,c)GH4169:(b,d)GH4169C Fig.1 Microstructures of the alloys without aging:(a,c)GH4169:(b,d)GH4169C b d 图2两种合金在600℃时效不同时间组织形貌.(a)GH4169,2000h:(b)GH4169C,2000h:(c)GH4169,10000h:(d)GH4169C,10000h Fig.2 Microstruetures of the alloys after aging at 600C:(a)GH4169,2000h:(b)GH4169C,2000h:(c)GH4169,10000h:(d)GH4169C. 10000h

工程科学学报,第 38 卷,第 9 期 图 1 两种合金未时效原始组织形貌 . ( a,c) GH4169; ( b,d) GH4169C Fig. 1 Microstructures of the alloys without aging: ( a,c) GH4169; ( b,d) GH4169C 图 2 两种合金在 600 ℃时效不同时间组织形貌 . ( a) GH4169,2000 h; ( b) GH4169C,2000 h; ( c) GH4169,10000 h; ( d) GH4169C,10000 h Fig. 2 Microstructures of the alloys after aging at 600 ℃ : ( a) GH4169,2000 h; ( b) GH4169C,2000 h; ( c) GH4169,10000 h; ( d) GH4169C, 10000 h ·1280·

倪童伟等:高铌高磷GH4169C和GH4169合金的组织稳定性 ·1281· 图3两种合金在600℃时效不同时间晶内组织形貌.(a)GH4169,10000h:(b)GH4169C,10000h Fig.3 Microstructures in grains of the alloys after aging at 600 C:(a)GH4169,10000 h:(b)GH4169C,10000 h 片状y"相平均长大约为343nm,平均宽约为19nm(图 460 6(c);相对而言,GH4169C合金在时效过程中8相不 440 仅数量增加,而且粗化(图5(b)和(d)).与600℃时 420 400 效相比,GH4169C合金盘片状Y”相粗化长大速率更 380 高.在长期时效后期,晶内盘片状Y相较为粗大(图6 360 (b)和(d)).10000h时盘片状Y相平均长约为192 340 320 --GH41690 nm,平均宽约为37nm(图6(d)).由此可以看出, 300 --GH4169 GH4169C合金在650℃下长期时效后盘片状y"相更为 280 0200040006000800010000 短小粗大,说明GH4169C合金y"相在宽方向生长速率 时效时间h 略高于GH4169合金在宽方向上生长速率. 图4600℃GH4169和GH4169C合金硬度曲线 图7是GH4169和GH4169C合金在650℃分别时 Fig.4 Hardness curves of the alloys after aging at 600 C 效30~10000h硬度曲线.由图可知,GH4169C合金硬 度先以较快速率下降,200h时下降速率减缓进入一平 a 图5两种合金在650℃时效不同时间组织形貌.(a)GH4169,5000h:(b)GH4169C,5000h:(c)GH4169,10000h:(d)GH4169C,10000h Fig.5 Microstructures of the alloys after aging at 650C:(a)GH4169,5000h:(b)GH4169C,5000h:(c)GH4169,10000h:(d)GH4169C 10000h

倪童伟等: 高铌高磷 GH4169C 和 GH4169 合金的组织稳定性 图 3 两种合金在 600 ℃时效不同时间晶内组织形貌 . ( a) GH4169,10000 h; ( b) GH4169C,10000 h Fig. 3 Microstructures in grains of the alloys after aging at 600 ℃ : ( a) GH4169,10000 h; ( b) GH4169C,10000 h 片状 γ″相平均长大约为 343 nm,平均宽约为 19 nm ( 图 6( c) ) ; 相对而言,GH4169C 合金在时效过程中 δ 相不 图 5 两种合金在 650 ℃时效不同时间组织形貌 . ( a) GH4169,5000 h; ( b) GH4169C,5000 h; ( c) GH4169,10000 h; ( d) GH4169C,10000 h Fig. 5 Microstructures of the alloys after aging at 650 ℃ : ( a) GH4169,5000 h; ( b) GH4169C,5000 h; ( c) GH4169,10000 h; ( d) GH4169C, 10000 h 仅数量增加,而且粗化( 图 5( b) 和( d) ) . 与 600 ℃ 时 效相比,GH4169C 合金盘片状 γ″相粗化长大速率更 高. 在长期时效后期,晶内盘片状 γ″相较为粗大( 图 6 ( b) 和( d) ) . 10000 h 时盘片状 γ″相平均长约为 192 nm,平均宽约为 37 nm ( 图 6 ( d) ) . 由此可以看出, GH4169C 合金在650 ℃下长期时效后盘片状 γ″相更为 短小粗大,说明 GH4169C 合金 γ″相在宽方向生长速率 略高于 GH4169 合金在宽方向上生长速率. 图 7 是 GH4169 和 GH4169C 合金在 650 ℃分别时 效 30 ~ 10000 h 硬度曲线. 由图可知,GH4169C 合金硬 图 4 600 ℃ GH4169 和 GH4169C 合金硬度曲线 Fig. 4 Hardness curves of the alloys after aging at 600 ℃ 度先以较快速率下降,200 h 时下降速率减缓进入一平 ·1281·

·1282· 工程科学学报,第38卷,第9期 400nm 400nm 400m 图6两种合金在650℃时效不同时间品内组织形貌.(a)GH4169,5000h:(b)GH4169C,5000h:(c)GH4169,10000h:(d)GHH169C, 10000h Fig.6 Microstructures in grains of the alloys after aging at 650C:(a)GH4169,5000 h:(b)GH4169C,5000 h:(c)GH4169,10000 h:(d) GH4169C,10000h 台区,2000h以后GH4169C合金又以较快速率下降, 460 至5000h以后硬度下降速率减缓,GH4169硬度变化 440 趋势与之相似.总的来说GH4169和GH4169C合金硬 420 度在650℃长期时效下保持较高的稳定性,没有大幅 400 380 度下降. 感360 从组织而言,5000h以后GH4169合金和 340 --GH4169C GH4169C合金晶内y"强化相尺寸远远大于2000h时 320 --GH4169 晶内y"相尺寸,说明在2000h(3000h)至5000h之间 300 晶内y”相粗化速率大幅度提高,表明GH4169合金和 280 0200040006000800010000 GH4169C合金在长期时效过程中出现两阶段粗化过 时效时间小 程,两阶段粗化速率不同,后一阶段粗化速率远高于前 图7650℃GH4169和GH4169C合金硬度曲线 一阶段速率,这在硬度曲线中得到印证 Fig.7 Hardness curves of the alloys after aging at 650C 2.3服役温度以上时效组织演变 律,8相粗化长大,且数量大幅增加.Y”相在时效初期 2.3.1704℃长期时效组织 就开始粗化长大(图8(b)),500h时y"相尺寸接近 图8和图9为GH4169C合金和GH4169合金在 650℃下时效10000h尺寸(图9(b).时效至2000h 704℃下时效不同时间后的组织形貌.图8(a)显示在 时,GH4169C合金y"相出现消失现象(图8(d)),但此 704℃进行长期时效,GH4169合金y"相在时效初期出 时GH4169合金晶内仍然有大量y"相(图8(c)).长 现0 stward熟化,500h时y"相尺寸大小就与650℃下 期时效后期,GH4169C合金晶内y相数量虽然出现缩 时效10000h尺寸一致(图9(a)).至3000h,GH4169 减,但相对于GH4169合金仍然保持较高水平(图8() 合金晶内出现y"相消失的现象(图8()),随后到 和(h)). 10000h时y相也大幅消减(图8(g)).此外GH4169 图9(c)和(d)也可以看到长期时效末期 合金在704℃长期时效过程中8相数量大幅增加,尺 GH4169C合金晶内y相数量多于GH4169合金晶内 寸显著增大:GH4169C合金也表现大致相同的演变规 Y相数量,表明GH4169C合金y相表现的更为稳定

工程科学学报,第 38 卷,第 9 期 图 6 两种合金在 650 ℃时效不同时间晶内组织形貌 . ( a) GH4169,5000 h; ( b) GH4169C,5000 h; ( c) GH4169,10000 h; ( d) GH4169C, 10000 h Fig. 6 Microstructures in grains of the alloys after aging at 650 ℃ : ( a) GH4169,5000 h; ( b) GH4169C,5000 h; ( c) GH4169,10000 h; ( d) GH4169C,10000 h 台区,2000 h 以后 GH4169C 合金又以较快速率下降, 至 5000 h 以后硬度下降速率减缓,GH4169 硬度变化 趋势与之相似. 总的来说 GH4169 和 GH4169C 合金硬 度在 650 ℃长期时效下保持较高的稳定性,没有大幅 度下降. 从 组 织 而 言,5000 h 以 后 GH4169 合 金 和 GH4169C 合金晶内 γ″强化相尺寸远远大于 2000 h 时 晶内 γ″相尺寸,说明在 2000 h ( 3000 h) 至 5000 h 之间 晶内 γ″相粗化速率大幅度提高,表明 GH4169 合金和 GH4169C 合金在长期时效过程中出现两阶段粗化过 程,两阶段粗化速率不同,后一阶段粗化速率远高于前 一阶段速率,这在硬度曲线中得到印证. 2. 3 服役温度以上时效组织演变 2. 3. 1 704 ℃长期时效组织 图 8 和图 9 为 GH4169C 合金和 GH4169 合金在 704 ℃下时效不同时间后的组织形貌. 图 8( a) 显示在 704 ℃进行长期时效,GH4169 合金 γ″相在时效初期出 现 Ostward 熟化,500 h 时 γ″相尺寸大小就与 650 ℃ 下 时效 10000 h 尺寸一致( 图 9( a) ) . 至 3000 h,GH4169 合金晶内 出 现 γ″相 消 失 的 现 象( 图 8 ( e) ) ,随 后 到 10000 h 时 γ'相也大幅消减( 图 8( g) ) . 此外 GH4169 合金在 704 ℃长期时效过程中 δ 相数量大幅增加,尺 寸显著增大; GH4169C 合金也表现大致相同的演变规 图 7 650 ℃ GH4169 和 GH4169C 合金硬度曲线 Fig. 7 Hardness curves of the alloys after aging at 650 ℃ 律,δ 相粗化长大,且数量大幅增加. γ″相在时效初期 就开始粗化长大( 图 8 ( b) ) ,500 h 时 γ″相尺寸接近 650 ℃下时效 10000 h 尺寸( 图 9( b) ) . 时效至 2000 h 时,GH4169C 合金 γ″相出现消失现象( 图 8( d) ) ,但此 时 GH4169 合金晶内仍然有大量 γ″相( 图 8( c) ) . 长 期时效后期,GH4169C 合金晶内 γ'相数量虽然出现缩 减,但相对于 GH4169 合金仍然保持较高水平( 图 8( f) 和( h) ) . 图 9 ( c ) 和 ( d ) 也 可 以 看 到 长 期 时 效 末 期 GH4169C 合金晶内 γ'相数量多于 GH4169 合金晶内 γ'相数量,表明 GH4169C 合金 γ'相表现的更为稳定, ·1282·

倪童伟等:高铌高磷GH4169C和GH4169合金的组织稳定性 ·1283· 图8两种合金在704℃时效不同时间组织形貌.(a)GH4169,500h:(b)GH4169C,500h:(c)GH4169,2000h:(d)GH4169C,2000h: (e)GH4169,3000h:(0GH4169C,3000h:(g)GH4169,10000h:(h)GH4169C,10000h Fig.8 Microstructures of the alloys after aging at 704C:(a)GH4169,500 h:(b)GH4169C,500 h:(c)GH4169,2000 h:(d)GH4169C. 2000h:(e)GH4169,3000h:(f0GH4169C,3000h:(gGH4169,10000h:(h)GH4169C,10000h 数量更多,这与谢锡善等研究结果相符.根据固体Ti会提高结合能,使其稳定性增加.Vski和Sil- 分子与经验理论国计算得到Nb取代yNi,Ti中Ti后ler研究表明,提高N含量会使Y相中Nb含量增 的结合能,如表2所示.由表可知,取代Y'Ni,Ti中 加.因此,提高Nb含量可以增加y相稳定性.在图10

倪童伟等: 高铌高磷 GH4169C 和 GH4169 合金的组织稳定性 图 8 两种合金在 704 ℃时效不同时间组织形貌. ( a) GH4169,500 h; ( b) GH4169C,500 h; ( c) GH4169,2000 h; ( d) GH4169C,2000 h; ( e) GH4169,3000 h; ( f) GH4169C,3000 h; ( g) GH4169,10000 h; ( h) GH4169C,10000 h Fig. 8 Microstructures of the alloys after aging at 704 ℃ : ( a) GH4169,500 h; ( b) GH4169C,500 h; ( c) GH4169,2000 h; ( d) GH4169C, 2000 h; ( e) GH4169,3000 h; ( f) GH4169C,3000 h; ( g) GH4169,10000 h; ( h) GH4169C,10000 h 数量更多,这与谢锡善等[4]研究结果相符. 根据固体 分子与经验理论[13]计算得到 Nb 取代 γ'-Ni3Ti 中 Ti 后 的结合能,如表 2 所示. 由表可知,Nb 取代 γ'-Ni3Ti 中 Ti 会 提 高 结 合 能,使 其 稳 定 性 增 加. Viskari 和 Stil￾ler [14]研究表明,提高 Nb 含量会使 γ'相中 Nb 含量增 加. 因此,提高 Nb 含量可以增加 γ'相稳定性. 在图 10 ·1283·

·1284· 工程科学学报,第38卷,第9期 400m 400nm 400m 图9两种合金在704℃时效不同时间晶内组织形貌.(a)GH4169,500h:(b)GH4169C,500h:(c)GH4169,10000h:(d)GH4169C, 10000h Fig.9 Microstructures in grains of the alloys after aging at 704C:(a)CH4169,500 h:(b)GH4169C,500 h:(c)CH4169,10000 h:(d) GH4169C,10000h 硬度曲线中,GH4169C合金时效后期硬度高于 比,704℃硬度曲线有所不同.704℃硬度曲线中,时效 GH4169合金正是因为GH4169C合金y相更稳定,在 初期(30~1000h),硬度快速下降,随后在1000~2000 10000h还有大量y相存在. h之间进入硬度平缓区,而后(2000~4000h)硬度值又 有所下降,在4000h后硬度再次进入平缓区.由此可 表2不同N原子数分数y-Nb-体系结合能 见,在704℃硬度曲线并不存在时效初期的低速率粗 Table 2 Cohesive energy of y'-Nb-Ni systems with different Nb atom 化阶段.这是因为在此时效条件下,时效初期晶内盘 fractions 片状强化相就严重粗化,导致硬度难以保持相对稳定 Nb原子数分数 0 40% 80% 100% 此外704℃长期时效过程中,相比时效初期硬度的下 结合能/(kmm11)334.865349.065361.440364.591 降,时效后期硬度的下降较为缓慢.由时效组织可以 看出,在时效初期,合金主要是Y”相强化,而Y相发生 图10为GH4169和GH4169C合金在704℃分别 Ostward熟化,组织粗化长大,数量大幅度减小,使硬度 时效30~10000h硬度曲线图.与650℃硬度曲线相 460 快速下降.而到了2000h以后,晶内y"相已基本消失, 440 不能起到强化作用,此时合金主要强化相是y相,而 y相在704℃下又较为稳定,不容易粗化长大.在 400 10000h还能存在,因此硬度下降被抑制,使得时效后 期硬度下降不如前期快 360 340 GH4169C. 2.3.2720℃长期时效组织 320 图11和图12显示,在720℃下长期时效,不管是 GH4169 300 GH4169合金还是GH4169C合金组织都将快速失效. 280 GH4169合金中8相粗化长大,数量大幅增加,在1000 0 200040006000800010000 时效时间M h出现了魏氏体组织(图11(e).y”相在时效初期就 图10704℃GH4169和GH4169C合金硬度曲线 出现Ostward熟化,粗化现象严重(图11(a)和图12 Fig.10 Hardness curves of the alloys after aging at 704 C (a),1000h时GH4169合金内y"相基本消失(图11

工程科学学报,第 38 卷,第 9 期 图 9 两种合金在 704 ℃时效不同时间晶内组织形貌 . ( a) GH4169,500 h; ( b) GH4169C,500 h; ( c) GH4169,10000 h; ( d) GH4169C, 10000 h Fig. 9 Microstructures in grains of the alloys after aging at 704 ℃ : ( a) GH4169,500 h; ( b) GH4169C,500 h; ( c) GH4169,10000 h; ( d) GH4169C,10000 h 硬度 曲 线 中,GH4169C 合 金 时 效 后 期 硬 度 高 于 GH4169 合金正是因为 GH4169C 合金 γ'相更稳定,在 10000 h 还有大量 γ'相存在. 表 2 不同 Nb 原子数分数 γ'--Nb--Ti 体系结合能 Table 2 Cohesive energy of γ'--Nb--Ni systems with different Nb atom fractions Nb 原子数分数 0 40% 80% 100% 结合能/( kJ·mol - 1 ) 334. 865 349. 065 361. 440 364. 591 图 10 704 ℃ GH4169 和 GH4169C 合金硬度曲线 Fig. 10 Hardness curves of the alloys after aging at 704 ℃ 图 10 为 GH4169 和 GH4169C 合金在 704 ℃ 分别 时效 30 ~ 10000 h 硬度曲线图. 与 650 ℃ 硬度曲线相 比,704 ℃硬度曲线有所不同. 704 ℃硬度曲线中,时效 初期( 30 ~ 1000 h) ,硬度快速下降,随后在 1000 ~ 2000 h 之间进入硬度平缓区,而后( 2000 ~ 4000 h) 硬度值又 有所下降,在 4000 h 后硬度再次进入平缓区. 由此可 见,在 704 ℃硬度曲线并不存在时效初期的低速率粗 化阶段. 这是因为在此时效条件下,时效初期晶内盘 片状强化相就严重粗化,导致硬度难以保持相对稳定. 此外 704 ℃长期时效过程中,相比时效初期硬度的下 降,时效后期硬度的下降较为缓慢. 由时效组织可以 看出,在时效初期,合金主要是 γ″相强化,而 γ″相发生 Ostward 熟化,组织粗化长大,数量大幅度减小,使硬度 快速下降. 而到了 2000 h 以后,晶内 γ″相已基本消失, 不能起到强化作用,此时合金主要强化相是 γ'相,而 γ'相 在 704 ℃ 下 又 较 为 稳 定,不容易粗化长大. 在 10000 h 还能存在,因此硬度下降被抑制,使得时效后 期硬度下降不如前期快. 2. 3. 2 720 ℃长期时效组织 图 11 和图 12 显示,在 720 ℃ 下长期时效,不管是 GH4169 合金还是 GH4169C 合金组织都将快速失效. GH4169 合金中 δ 相粗化长大,数量大幅增加,在 1000 h 出现了魏氏体组织( 图 11( e) ) . γ″相在时效初期就 出现 Ostward 熟化,粗化现象严重( 图 11 ( a) 和图 12 ( a) ) ,1000 h 时 GH4169 合金内 γ″相基本消失( 图 11 ·1284·

倪童伟等:高铌高磷GH4169C和GH4169合金的组织稳定性 ·1285· b 2 um (c) (d) m 图11两种合金在720℃时效不同时间组织形貌.(a)GH4169,30h:(b)GH4169C,30h:(c)GH4169,500h:(d)GH4169C,500h:(e) GH4169,1000h:(0GH4169C,1000h:(g)GH4169,10000h:(h)GH4169C,10000h Fig.11 Microstructures of the alloys after aging at 720C:(a)GH4169,30h:(b)GH4169C,30h:(e)GH4169,500h;(d)GH4169C,500h: (e)GH4169,1000h:(0GH4169C,1000h:(g)GH4169,10000h:(h)GH4169C,10000h (e)),至时效10000h,晶内y相含量大幅消减(图11 相,GH4169C合金中8相主要呈粗大的短棒状(图11 (g)和图12(c)).GH4169C合金8相同样粗化严重, (e)和11()),且没有魏氏体组织形成.GH4169C合 数量上也大幅增加.相比于GH4169合金中长针状8 金Y"相演变规律与GH4169合金一致,时效一开始就

倪童伟等: 高铌高磷 GH4169C 和 GH4169 合金的组织稳定性 图 11 两种合金在 720 ℃时效不同时间组织形貌 . ( a) GH4169,30 h; ( b) GH4169C,30 h; ( c) GH4169,500 h; ( d) GH4169C,500 h; ( e) GH4169,1000 h; ( f) GH4169C,1000 h; ( g) GH4169,10000 h; ( h) GH4169C,10000 h Fig. 11 Microstructures of the alloys after aging at 720 ℃ : ( a) GH4169,30 h; ( b) GH4169C,30 h; ( c) GH4169,500 h; ( d) GH4169C,500 h; ( e) GH4169,1000 h; ( f) GH4169C,1000 h; ( g) GH4169,10000 h; ( h) GH4169C,10000 h ( e) ) ,至时效 10000 h,晶内 γ'相含量大幅消减( 图 11 ( g) 和图 12( c) ) . GH4169C 合金 δ 相同样粗化严重, 数量上也大幅增加. 相比于 GH4169 合金中长针状 δ 相,GH4169C 合金中 δ 相主要呈粗大的短棒状( 图 11 ( e) 和 11( f) ) ,且没有魏氏体组织形成. GH4169C 合 金 γ″相演变规律与 GH4169 合金一致,时效一开始就 ·1285·

·1286 工程科学学报,第38卷,第9期 粗化长大(图11(b)和图12(b)),500h时,GH4169C 10000h,GH4169C合金y相难以保持704℃时的高稳 合金晶内已找不到y"相(图11(d)),但此时GH4169 定性,同样消减严重,其数量略微高于GH4169合金 合金中还能观察到少量y"相存在(图11(c)).至时效 (图11(h)和图12(d)). 400 400nm 400nm 400nm 图12两种合金在720℃时效不同时间晶内组织形貌.(a)GH4169,30h;(b)GH4169C,30h:(c)GH4169,10000h:(d)GH4169C, 10000h Fig.12 Microstructures in grains of the alloys after aging at 720 C:(a)GH4169,30 h;(b)GH4169C,30 h;(c)GH4169,10000 h:(d) GH4169C,10000h 在720℃长期时效过程中,GH4169C合金8相较 并,难以区分,同时在时效末期又出现硬度稳定阶段, GH4169合金而言更加粗大,更多表现为短棒状而不 这一新阶段与强化相完成粗化长大消失有极其密切 是长针状,Y”相粗化长大速度比GH4169高,消失时间 联系. 早,而γ相在长期时效过程中处于高速消减,难以保 460r 持稳定状态 440 图13是GH4169和GH4169C合金在720℃分别 -GH4169C 时效30~10000h硬度曲线.对比650℃硬度曲线和 400 ◆-GH4169 704℃硬度曲线可以看到720℃硬度曲线略有不同. MaH' 380 在时效初期(30~2000h),两合金硬度就开始快速下 降,到2000h时两合金硬度下降减缓,进入硬度平 320 台区. 300 从时效组织上来看,在720℃下时效,两合金在30 280 0 200040006000 800010000 h时晶内组织就已经出现Y"强化相熟化,在500h就出 时效时间小 现y相数量减少,因此对于720℃硬度曲线不存在时 图13720℃GH4169和GH4169C合金硬度曲线 效初期低速率粗化阶段和γ相稳定的硬度稳定阶段. Fig.13 Hardness curves of the alloys after aging at 720 C 而2000h以后,两合金晶内基本不存在y”相,y相数量 也降至低点.此时,δ相转化和粗化长大开始减弱,晶 2.4长期时效过程中不同的演变阶段 内组织变化又不明显,因此两合金在2000h以后硬度 根据600、650、704及720℃硬度曲线变化及组织 进入一平台区 演变规律,可以将长期时效下的硬度曲线分为六个区, 在720℃长期时效过程中,两大硬度下降阶段合 分别为I区、Ⅱ区、Ⅲ区、W区、V区及M区,如图14所

工程科学学报,第 38 卷,第 9 期 粗化长大( 图 11( b) 和图 12( b) ) ,500 h 时,GH4169C 合金晶内已找不到 γ″相( 图 11( d) ) ,但此时 GH4169 合金中还能观察到少量 γ″相存在( 图 11( c) ) . 至时效 10000 h,GH4169C 合金 γ'相难以保持 704 ℃ 时的高稳 定性,同样消减严重,其数量略微高于 GH4169 合金 ( 图 11( h) 和图 12( d) ) . 图 12 两种合金在 720 ℃ 时效不同时间晶内组织形貌 . ( a) GH4169,30 h; ( b) GH4169C,30 h; ( c) GH4169,10000 h; ( d) GH4169C, 10000 h Fig. 12 Microstructures in grains of the alloys after aging at 720 ℃ : ( a) GH4169,30 h; ( b) GH4169C,30 h; ( c) GH4169,10000 h; ( d) GH4169C,10000 h 在 720 ℃长期时效过程中,GH4169C 合金 δ 相较 GH4169 合金而言更加粗大,更多表现为短棒状而不 是长针状,γ″相粗化长大速度比 GH4169 高,消失时间 早,而 γ'相在长期时效过程中处于高速消减,难以保 持稳定状态. 图 13 是 GH4169 和 GH4169C 合金在 720 ℃ 分别 时效 30 ~ 10000 h 硬度曲线. 对比 650 ℃ 硬度曲线和 704 ℃硬度曲线可以看到 720 ℃ 硬度曲线略有不同. 在时效初期( 30 ~ 2000 h) ,两合金硬度就开始快速下 降,到 2000 h 时 两 合 金 硬 度 下 降 减 缓,进 入 硬 度 平 台区. 从时效组织上来看,在 720 ℃下时效,两合金在 30 h 时晶内组织就已经出现 γ″强化相熟化,在 500 h 就出 现 γ !相数量减少,因此对于 720 ℃ 硬度曲线不存在时 效初期低速率粗化阶段和 γ'相稳定的硬度稳定阶段. 而 2000 h 以后,两合金晶内基本不存在 γ″相,γ'相数量 也降至低点. 此时,δ 相转化和粗化长大开始减弱,晶 内组织变化又不明显,因此两合金在 2000 h 以后硬度 进入一平台区. 在 720 ℃长期时效过程中,两大硬度下降阶段合 并,难以区分,同时在时效末期又出现硬度稳定阶段, 这一新阶段与强化相完成粗化长大消失有极其密切 联系. 图 13 720 ℃ GH4169 和 GH4169C 合金硬度曲线 Fig. 13 Hardness curves of the alloys after aging at 720 ℃ 2. 4 长期时效过程中不同的演变阶段 根据 600、650、704 及 720 ℃ 硬度曲线变化及组织 演变规律,可以将长期时效下的硬度曲线分为六个区, 分别为Ⅰ区、Ⅱ区、Ⅲ区、Ⅳ区、Ⅴ区及Ⅵ区,如图 14 所 ·1286·

倪童伟等:高铌高磷GH4169C和GH4169合金的组织稳定性 ·1287· 示.I区主要发生在时效初期,硬度小幅度下降,对应 提高是有限的,超过此限度,其稳定性反而降低 的晶内组织细小均匀,呈颗粒状分布.Ⅱ区发生在I 区之后,为缓慢下降区,硬度下降缓慢,强化相Y”粗化 参考文献 速率较低.Ⅲ区为熟化区,在此区内,晶内y”强化相发 [Pollock T M,Tin S.Nickel-based superalloys for advanced tur- 生Ostward熟化,尺寸迅速增大,数量大幅度减小,导 bine engines:chemistry,microstructure and properties.Propul 致硬度快速下降.而后进入Ⅳ区,硬度缓慢下降,其原 Poer,2006,22(2):361 2] 因可能是Y”相粗化长大到一定程度,并转化为δ相, Cedergren S,OlovsjoS,Sjoberg G,et al.The effects of grain size and feed rate on notch wear and burr formation in wrought Alloy 表现为y"相含量较少或基本不可见,而y相较为稳 718.Int J Adv Manuf Technol,2013,67(5-8):1501 定.随后硬度曲线进入V区,在V区内,晶内y相开始 B] Cao W D,Kennedy R L.New developments in wrought 718-ype 失效,含量减少,硬度因此下降.当y相含量降至低点 superalloys.Acta Metall Sin Engl Lett,2009,18(1):39 后,γ相含量不再大幅减少,硬度下降减缓,此时硬度 4]Xie X S,Dong J X.Fu S H,et al.Research and development of 曲线进入M区. y"and y'strengthened Ni-Fe base superalloy GH4169.Acta Metall Sin,2010,46(11):1289 (谢锡善,董建新,付书红,等.Y和y相强化的Ni-Fe基高 温合金GH4169的研究与发展.金属学报,2010,46(11): 1289) [5]Ping D H,Gu Y F,Cui C Y,et al.Grain boundary segregation in a Ni-Fe-based (Alloy 718)superalloy.Mater Sci Eng A,2007, 456(1):99 [6]Sun W R,Guo S R,Lee J H,et al.Effects of phosphorus on the Ni Nb phase precipitation and the stress rupture properties in al- loy 718.Mater Sci Eng A,1998,247(1):173 Yamaguchi M,Shiga M.Kaburaki H.Grain boundary decohesion by impurity segregation in a nickel-sulfur system.Science,2005, 时效时间 307(5708):393 图14GH4169类合金长期时效硬度曲线 [8]Wang M,Du J,Deng Q,et al.The effect of phosphorus on the Fig.14 Hardness curve of the alloys with long time aging microstructure and mechanical properties of ATI 718Plus alloy. Mater Sci Eng A,2015,626:382 3结论 [9]Du J H,Lii X D,Deng Q,et al.Progress in GH4169 alloy devel- opment.Mater China,2012,31(12)12 (1)在服役温度范围内长期时效,GH4169合金和 (杜金辉,吕旭东,邓群,等.GH4169合金研制进展.中国材 GH4169C合金均表现较为优异的稳定性,至10000h, 料进展,2012,31(12):12) 两合金晶内仍然存有大量y"相和Y相. 0o] Du J H,Wang M Q,Deng Q,et al.The Research on the mech- (2)在服役温度以上长期时效,GH4169合金和 anism of the influence on microstructure and properties of alloy CH4169Plus by phosphorus.J Iron Steel Res,2011,23(Suppl GH4169C合金稳定性较差,在短时间内,合金组织就 2):209 出现失稳,强化相开始粗化长大.相对比而言,704℃ (杜金辉,王民庆,邓群,等.磷对GH4169Ps合金组织及 时GH4169C合金组织稳定性较GH4169合金高,10000 性能影响机理的研究.钢铁研究学报,2011,23(增刊2): h时合金还存在y相,而720℃时GH4169C合金组织 209) 稳定性劣于GH4169合金. [11]Whitmore L,Leitner H,Povoden-Karadeniz E,et al.Transmis- (3)与GH4169合金相比,GH4169C合金y相更 sion electron microscopy of single and double aged 718Plus su- peralloy.Mater Sci Eng A,2012,534:413 加稳定,可能是因为Nb取代YNi,Ti中Ti提高了结 02] Dong J X,Zhang M C,Xie X S,et al.Interfacial segregation 合能,进而增加了Y相稳定性. and cosegregation behaviour in a nickel-base alloy 718.Mater Sci (4)总的来说,GH4169C合金由于提高Nb含量 EngA,2002,328(1):8 和P含量使得其Y相稳定性增加,提高了合金整体稳 n3] Yu R H.Empirical electron theory of solids and molecules.Sci 定性,使得在服役温度以上还能表现比GH4169合金 Bll,1978,23(4):217 (余瑞璜.固体与分子经验电子理论.科学通报,1978,23 更为优异的组织稳定性,但Nb含量的提高同时增加 (4):217) 了8相含量,因此在超高温(720℃)时,GH4169C合金 [14]Viskari L.Stiller K.Atom probe tomography of Ni-base superal- 稳定性劣于GH4169合金.这说明改型GH4169C合金 loys Allvac 718Plus and Alloy 718.Ulramicroscopy,2011,111 相对于GH4169合金而言在使用温度上有所提高,但 (6):652

倪童伟等: 高铌高磷 GH4169C 和 GH4169 合金的组织稳定性 示. Ⅰ区主要发生在时效初期,硬度小幅度下降,对应 的晶内组织细小均匀,呈颗粒状分布. Ⅱ区发生在Ⅰ 区之后,为缓慢下降区,硬度下降缓慢,强化相 γ″粗化 速率较低. Ⅲ区为熟化区,在此区内,晶内 γ″强化相发 生 Ostward 熟化,尺寸迅速增大,数量大幅度减小,导 致硬度快速下降. 而后进入Ⅳ区,硬度缓慢下降,其原 因可能是 γ″相粗化长大到一定程度,并转化为 δ 相, 表现为 γ″相含量较少或基本不可见,而 γ'相较为稳 定. 随后硬度曲线进入Ⅴ区,在Ⅴ区内,晶内 γ'相开始 失效,含量减少,硬度因此下降. 当 γ'相含量降至低点 后,γ'相含量不再大幅减少,硬度下降减缓,此时硬度 曲线进入Ⅵ区. 图 14 GH4169 类合金长期时效硬度曲线 Fig. 14 Hardness curve of the alloys with long time aging 3 结论 ( 1) 在服役温度范围内长期时效,GH4169 合金和 GH4169C 合金均表现较为优异的稳定性,至 10000 h, 两合金晶内仍然存有大量 γ″相和 γ'相. ( 2) 在服役温度以上长期时效,GH4169 合金和 GH4169C 合金稳定性较差,在短时间内,合金组织就 出现失稳,强化相开始粗化长大. 相对比而言,704 ℃ 时 GH4169C 合金组织稳定性较 GH4169 合金高,10000 h 时合金还存在 γ'相,而 720 ℃ 时 GH4169C 合金组织 稳定性劣于 GH4169 合金. ( 3) 与 GH4169 合金相比,GH4169C 合金 γ'相更 加稳定,可能是因为 Nb 取代 γ'-Ni3 Ti 中 Ti 提高了结 合能,进而增加了 γ'相稳定性. ( 4) 总的来说,GH4169C 合金由于提高 Nb 含量 和 P 含量使得其 γ'相稳定性增加,提高了合金整体稳 定性,使得在服役温度以上还能表现比 GH4169 合金 更为优异的组织稳定性,但 Nb 含量的提高同时增加 了 δ 相含量,因此在超高温( 720 ℃ ) 时,GH4169C 合金 稳定性劣于 GH4169 合金. 这说明改型 GH4169C 合金 相对于 GH4169 合金而言在使用温度上有所提高,但 提高是有限的,超过此限度,其稳定性反而降低. 参 考 文 献 [1] Pollock T M,Tin S. Nickel-based superalloys for advanced tur￾bine engines: chemistry,microstructure and properties. J Propul Power,2006,22( 2) : 361 [2] Cedergren S,Olovsj S,Sjberg G,et al. The effects of grain size and feed rate on notch wear and burr formation in wrought Alloy 718. Int J Adv Manuf Technol,2013,67( 5--8) : 1501 [3] Cao W D,Kennedy R L. New developments in wrought 718-type superalloys. Acta Metall Sin Engl Lett,2009,18( 1) : 39 [4] Xie X S,Dong J X,Fu S H,et al. Research and development of γ″ and γ' strengthened Ni--Fe base superalloy GH4169. Acta Metall Sin,2010,46( 11) : 1289 ( 谢锡善,董建新,付书红,等. γ″和 γ'相强化的 Ni--Fe 基高 温合金 GH4169 的研究与发展. 金属学报,2010,46 ( 11) : 1289) [5] Ping D H,Gu Y F,Cui C Y,et al. Grain boundary segregation in a Ni--Fe-based ( Alloy 718) superalloy. Mater Sci Eng A,2007, 456( 1) : 99 [6] Sun W R,Guo S R,Lee J H,et al. Effects of phosphorus on the δ-Ni3Nb phase precipitation and the stress rupture properties in al￾loy 718. Mater Sci Eng A,1998,247( 1) : 173 [7] Yamaguchi M,Shiga M,Kaburaki H. Grain boundary decohesion by impurity segregation in a nickel-sulfur system. Science,2005, 307( 5708) : 393 [8] Wang M,Du J,Deng Q,et al. The effect of phosphorus on the microstructure and mechanical properties of ATI 718Plus alloy. Mater Sci Eng A,2015,626: 382 [9] Du J H,Lü X D,Deng Q,et al. Progress in GH4169 alloy devel￾opment. Mater China,2012,31( 12) : 12 ( 杜金辉,吕旭东,邓群,等. GH4169 合金研制进展. 中国材 料进展,2012,31( 12) : 12) [10] Du J H,Wang M Q,Deng Q,et al. The Research on the mech￾anism of the influence on microstructure and properties of alloy GH4169Plus by phosphorus. J Iron Steel Res,2011,23 ( Suppl 2) : 209 ( 杜金辉,王民庆,邓群,等. 磷对 GH4169Plus 合金组织及 性能影响机理的研究. 钢铁研究学报,2011,23 ( 增刊 2) : 209) [11] Whitmore L,Leitner H,Povoden-Karadeniz E,et al. Transmis￾sion electron microscopy of single and double aged 718Plus su￾peralloy. Mater Sci Eng A,2012,534: 413 [12] Dong J X,Zhang M C,Xie X S,et al. Interfacial segregation and cosegregation behaviour in a nickel-base alloy 718. Mater Sci Eng A,2002,328( 1) : 8 [13] Yu R H. Empirical electron theory of solids and molecules. Sci Bull,1978,23( 4) : 217 ( 余瑞璜. 固体与分子经验电子理论. 科学通报,1978,23 ( 4) : 217) [14] Viskari L,Stiller K. Atom probe tomography of Ni-base superal￾loys Allvac 718Plus and Alloy 718. Ultramicroscopy,2011,111 ( 6) : 652 ·1287·

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