GH720Li合金长期时效过程中γ'相演变规律

工程科学学报，第37卷，第12期：1610-1616,2015年12月 Chinese Journal of Engineering,Vol.37,No.12:1610-1616,December 2015 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2015.12.012:http://journals..ustb.edu.cn GH720Li合金长期时效过程中y相演变规律 陈佳语，张盼达，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，Email:chenjiayu975@126.com 摘要研究GH720Li合金经标准热处理(1105℃，4h→◆油冷+650℃，24h→空冷+760℃，16h→空冷)后分别在720℃时效 0-5000h和800℃时效0-1000h后y强化相的演变规律.合金在720℃，5000h时效后一次y相的尺寸、形态以及数量基 本不发生变化：在720℃，200h时效后，二次y相发生明显粗化：500h后出现不均匀长大.相应地，500h前硬度下降速率大， 500h后趋于平稳.在800℃，500h时效后，一次y相发生粗化：800℃，100h时效后，二次y相发生明显粗化且不均匀长大. 500h前硬度下降斜率很大，500h后硬度仍有明显下降趋势.720℃及800℃时二次Y相粗化行为是以扩散控制的粗化机制 为主导.y相平均半径与时效时间满足立方根关系，符合LS-W(Lifshiz-Slyozov一Vanger)理论. 关键词镍基高合金：时效：析出相：粗化 分类号TG146.1·5:TG132.3·2:TG156.92 Evolution of y'precipitates in GH720Li alloy during long-term aging CHEN Jia-yu,ZHANG Pan-da,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:chenjiayu975@126.com ABSTRACT A standard heat treatment (1105 C/4h/(oil cooling)+650C/24h/(air cooling)+760C/16h/(air cooling))and a subsequent long term exposure at temperatures of 720C for 0-5000h and 800 C for 0-1000h were proposed to investigate the mi- crostructural evolution of y'precipitates in GH720Li alloy.The size,morphology and quantity of the primary yphase have no signifi- cant variation at 720 C.However,at the same temperature,obvious grain coarsening and the grain size inhomogeneity of secondary y' particles appear with the aging time up to 200h and 500h,respectively.The descending slope of hardness decreases first and when the aging time exceeds 500h it flattens.At 800C,the primary y'phase coarsens after 500h of aging,while both obvious grain coarsening and the grain size inhomogeneity of secondary y particles happen after 100 h of long term exposure.The descending slope of hardness decreases first,and unlike the results at 720C,it is still downward when the aging time exceeds 500 h.The coarsening behavior is controlled by lattice diffusion.There shows a linear relationship between the average radius of the y'phase and the cube root of aging time,which accords with the L-S-W (Lifshiz-Slyozov-Wanger)theory KEY WORDS nickel base superalloys:aging:precipitates;coarsening GH720Li合金（美国牌号为Udimet720Li)是一种用性能.因此，在研究GH720Li合金的组织演变与性 沉淀硬化型镍基高温合金，应用于航空发动机的高性 能变化的关系时需要着重考察γ相 能涡轮盘与涡轮叶片材料网.合金中γ强化相形成 热处理是改变和控制合金组织的重要手段之一， 元素Al+Ti质量分数高达7.5%，y相的体积分数可 GH720i合金的热处理一般包括两种，即固溶处理和 达40%~50%，其数量、尺寸和分布决定了合金的使 时效处理.目前，已有大量关于GH720Li合金固溶处 收稿日期：2014-08-27 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51371023)

工程科学学报，第 37 卷，第 12 期: 1610--1616，2015 年 12 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 37，No． 12: 1610--1616，December 2015 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2015． 12． 012; http: / /journals． ustb． edu． cn GH720Li 合金长期时效过程中 γ'相演变规律 陈佳语，张盼达，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: chenjiayu975@ 126． com 摘 要 研究 GH720Li 合金经标准热处理( 1105 ℃，4 h→油冷 + 650 ℃，24 h→空冷 + 760 ℃，16 h→空冷) 后分别在 720 ℃时效 0 ～ 5000 h 和 800 ℃时效 0 ～ 1000 h 后 γ !强化相的演变规律． 合金在 720 ℃，5000 h 时效后一次 γ'相的尺寸、形态以及数量基 本不发生变化; 在 720 ℃，200 h 时效后，二次 γ'相发生明显粗化; 500 h 后出现不均匀长大． 相应地，500 h 前硬度下降速率大， 500 h 后趋于平稳． 在 800 ℃，500 h 时效后，一次 γ'相发生粗化; 800 ℃，100 h 时效后，二次 γ'相发生明显粗化且不均匀长大． 500 h 前硬度下降斜率很大，500 h 后硬度仍有明显下降趋势． 720 ℃及 800 ℃ 时二次 γ'相粗化行为是以扩散控制的粗化机制 为主导． γ'相平均半径与时效时间满足立方根关系，符合 L--S--W ( Lifshiz--Slyozov--Wanger) 理论． 关键词 镍基高合金; 时效; 析出相; 粗化 分类号 TG146. 1 + 5; TG132. 3 + 2; TG156. 92 Evolution of γ' precipitates in GH720Li alloy during long-term aging CHEN Jia-yu ，ZHANG Pan-da，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: chenjiayu975@ 126． com ABSTＲACT A standard heat treatment ( 1105 ℃ /4 h/( oil cooling) + 650 ℃ /24 h/( air cooling) + 760 ℃ /16 h/( air cooling) ) and a subsequent long term exposure at temperatures of 720 ℃ for 0--5000 h and 800 ℃ for 0--1000 h were proposed to investigate the mi￾crostructural evolution of γ' precipitates in GH720Li alloy． The size，morphology and quantity of the primary γ' phase have no signifi￾cant variation at 720 ℃ ． However，at the same temperature，obvious grain coarsening and the grain size inhomogeneity of secondary γ' particles appear with the aging time up to 200 h and 500 h，respectively． The descending slope of hardness decreases first and when the aging time exceeds 500 h it flattens． At 800 ℃，the primary γ' phase coarsens after 500 h of aging，while both obvious grain coarsening and the grain size inhomogeneity of secondary γ' particles happen after 100 h of long term exposure． The descending slope of hardness decreases first，and unlike the results at 720 ℃，it is still downward when the aging time exceeds 500 h． The coarsening behavior is controlled by lattice diffusion． There shows a linear relationship between the average radius of the γ' phase and the cube root of aging time，which accords with the L--S--W ( Lifshiz--Slyozov--Wanger) theory． KEY WOＲDS nickel base superalloys; aging; precipitates; coarsening 收稿日期: 2014--08--27 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51371023) GH720Li 合金( 美国牌号为 Udimet 720Li) 是一种 沉淀硬化型镍基高温合金，应用于航空发动机的高性 能涡轮盘与涡轮叶片材料［1--2］． 合金中 γ'强化相形成 元素 Al + Ti 质量分数高达 7. 5% ，γ'相的体积分数可 达 40% ～ 50% ，其数量、尺寸和分布决定了合金的使 用性能． 因此，在研究 GH720Li 合金的组织演变与性 能变化的关系时需要着重考察 γ'相． 热处理是改变和控制合金组织的重要手段之一， GH720Li 合金的热处理一般包括两种，即固溶处理和 时效处理． 目前，已有大量关于 GH720Li 合金固溶处

陈佳语等：GH720Li合金长期时效过程中Y相演变规律 *1611 理对y相及性能影响方面的报道，3刀，但国内关于 效处理 GH720Li合金长期时效后y相演变的详细研究甚 表1GH720Li合金化学成分（质量分数） 少.了解长期时效过程中y相演变的规律，有助于 Table 1 Chemical composition of GH720Li superalloy 研究GH720Li合金在使用过程中的组织稳定性 B Cr Co Mo W Ti Al Ni GH720Li主要是在750℃以下长期使用以及900℃的 0.0180.01516.0114.93.001.285.152.64余量 短期使用.本文主要研究GH720Li合金标准热处理试 样中Y相在720和800℃长期时效过程中的演化规 时效处理后的样品经机械磨光抛光后，用质量分 律，着重讨论二次γ相的粗化动力学，并分析长期时 数为20%H,S0,+80%CH,0H溶液对试样进行电解 效对合金硬度的影响.GH720Li合金主要应用于航空 抛光，电压为25~30V,时间为5s左右：然后用150mL 发动机盘件且在最高温度可达730℃的温度下服 HP0,+10mLH,S04+15gC03溶液电解侵蚀，电压5 役0.本文选择研究y相在720℃和800℃长期时效 V,时间为3s左右.合金中y相通过场发射扫描电子 过程中的演化规律以验证该合金在可能飞机发动机盘 显微镜观察，并利用ImageTool对二次y相尺寸分布进 件的高服役温度(720℃)条件下合金的组织稳定性和 行统计分析.此外，在XHB-3000布氏硬度仪上对样 高于长期服役温度(800℃)下使用可靠性，为该合金 品进行硬度测量 在不同温度下的服役提供更多的实验数据基础. 2实验结果 1实验材料及方法 2.1原始锻态与标准热处理组织 实验用GH4720Li合金锻态棒材经真空感应+真 图1为GH720Li原始合金锻态组织.合金中的y' 空自耗(VIM+VAR)的双联工艺治炼后热加工获得， 相呈现大小三种尺寸分布：大部分一次Y相分布在晶 其化学成分如表1所示.在高温箱式电阻炉中对锻态 界处，呈现不规则块状，尺寸在1~2μm之间：晶内分 棒材进行标准热处理：1105℃，4h→油冷+650℃， 布着二次y相，呈现蝶形与方形，尺寸约为250nm;晶 24h→空冷+760℃，16h→空冷.之后把棒材线切割 内在一次y相周围和二次y相之间，弥散分布着球形 加工成10mm×10mm×10mm的方样，在等温炉中分 的三次y相，其尺寸小于90nm 别进行720℃，30、100、200、500、1000、2000、3000、4000 图2所示为GH720Li合金经标准热处理后显微组 和5000h以及800℃，30、100、200、500和1000h的时 织.其中，一次Y相数量与体积基本无变化，形状变得 2四 图1初始锻态GH720Li合金Y相微观组织形貌(a)及其局部放大图(b) Fig.1 Microstructure of the y'phase in the as-forged GH720Li sample (a)and partial magnification (b) 200wm 图2GH720Li合金标准热处理组织场发射电镜照片.(a)一次y相形貌：(b)二次Y相形貌 Fig.2 FE-SEM micrographs of GH720Li alloy after standard heat treatment:(a)primary yphase:(b)secondary Yphase

陈佳语等: GH720Li 合金长期时效过程中 γ'相演变规律 理对 γ'相及性能影响方面的报道［1，3--7］，但国内关于 GH720Li 合金 长 期 时 效 后 γ' 相演变的详细研究甚 少［8--9］． 了解长期时效过程中 γ'相演变的规律，有助于 研究 GH720Li 合 金 在 使 用 过 程 中 的 组 织 稳 定 性． GH720Li 主要是在 750 ℃ 以下长期使用以及 900 ℃ 的 短期使用． 本文主要研究 GH720Li 合金标准热处理试 样中 γ'相在 720 和 800 ℃ 长期时效过程中的演化规 律，着重讨论二次 γ'相的粗化动力学，并分析长期时 效对合金硬度的影响． GH720Li 合金主要应用于航空 发动机 盘 件 且 在 最 高 温 度 可 达 730 ℃ 的 温 度 下 服 役［10］． 本文选择研究 γ'相在 720 ℃和 800 ℃长期时效 过程中的演化规律以验证该合金在可能飞机发动机盘 件的高服役温度( 720 ℃ ) 条件下合金的组织稳定性和 高于长期服役温度( 800 ℃ ) 下使用可靠性，为该合金 在不同温度下的服役提供更多的实验数据基础． 1 实验材料及方法 实验用 GH4720Li 合金锻态棒材经真空感应 + 真 空自耗( VIM + VAＲ) 的双联工艺冶炼后热加工获得， 其化学成分如表 1 所示． 在高温箱式电阻炉中对锻态 棒材进行标准热处理: 1105 ℃，4 h→油冷 + 650 ℃， 24 h→空冷 + 760 ℃，16 h→空冷． 之后把棒材线切割 加工成 10 mm × 10 mm × 10 mm 的方样，在等温炉中分 别进行 720 ℃，30、100、200、500、1000、2000、3000、4000 和 5000 h 以及 800 ℃，30、100、200、500 和 1000 h 的时 效处理． 表 1 GH720Li 合金化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of GH720Li superalloy % C B Cr Co Mo W Ti Al Ni 0. 018 0. 015 16. 01 14. 9 3. 00 1. 28 5. 15 2. 64 余量 时效处理后的样品经机械磨光抛光后，用质量分 数为 20% H2 SO4 + 80% CH3OH 溶液对试样进行电解 抛光，电压为 25 ～ 30 V，时间为 5 s 左右; 然后用 150 mL H3PO4 + 10 mL H2 SO4 + 15 g CrO3溶液电解侵蚀，电压 5 V，时间为 3 s 左右． 合金中 γ'相通过场发射扫描电子 显微镜观察，并利用 ImageTool 对二次 γ'相尺寸分布进 行统计分析． 此外，在 XHB--3000 布氏硬度仪上对样 品进行硬度测量． 2 实验结果 2. 1 原始锻态与标准热处理组织 图 1 为 GH720Li 原始合金锻态组织． 合金中的 γ' 相呈现大小三种尺寸分布: 大部分一次 γ'相分布在晶 界处，呈现不规则块状，尺寸在 1 ～ 2 μm 之间; 晶内分 布着二次 γ'相，呈现蝶形与方形，尺寸约为 250 nm; 晶 内在一次 γ'相周围和二次 γ'相之间，弥散分布着球形 的三次 γ'相，其尺寸小于 90 nm． 图 2 所示为 GH720Li 合金经标准热处理后显微组 织． 其中，一次 γ'相数量与体积基本无变化，形状变得 图 1 初始锻态 GH720Li 合金 γ'相微观组织形貌( a) 及其局部放大图( b) Fig． 1 Microstructure of the γ' phase in the as-forged GH720Li sample ( a) and partial magnification ( b) 图 2 GH720Li 合金标准热处理组织场发射电镜照片． ( a) 一次 γ'相形貌; ( b) 二次 γ'相形貌 Fig． 2 FE--SEM micrographs of GH720Li alloy after standard heat treatment: ( a) primary γ' phase; ( b) secondary γ' phase · 1161 ·

·1612 工程科学学报，第37卷，第12期 更加规则：二次与三次Y相完全回溶，并在随后析出 影响更强烈 新的球状二次y相，其尺寸约为40m,均匀分布于 球形二次Y相在长期时效过程中，颗粒发生粗化 基体. 现象，尺寸逐渐增大，如图6所示.100h时效后，可见 2.2时效过程中的组织演变 明显的大颗粒相长大及小颗粒相缩小的现象，符合 2.2.1720℃时效过程中的组织演变 Ostwald熟化理论.说明更高温度下，二次y相更易发 图3为720℃时效过程中的Y相微观组织形貌 生Ostwald熟化.这与Helm和Keefe等oU进行的 长期时效过程中，晶界处一次Y相其形状和尺寸分布 760和845℃长期时效中，得到的二次y相颗粒发生 基本无变化.由此可知，一次y相在长期时效过程中 粗化且温度越高，发生明显粗化所需的时间越短的结 稳定，对晶界起着稳定的钉扎作用. 果相一致 新析出的球形二次Y相在随后的长期时效过程 2.3时效过程中硬度的变化规律 中，随着时效时间增加，二次y相尺寸逐渐增大，同时 由前文显微组织观察可知，一次Y相组织较为稳 数量呈现递减趋势，y相之间距离增大，如图4所示 定，从而一次y相对基体贡献的强度基本不变并且晶 二次y'相呈现粗化现象.200h之前，晶粒中弥散均匀 界受到一次Y相的定扎作用，晶粒未发生长大现象， 分布着大量的球状二次y相.500h后，新析出的y相 硬度变化不受晶粒长大影响.Zhou等☒在对650℃及 呈现不均匀长大，其出现两种尺寸分布状态.尤其在 700℃长期时效时y相的变化分析中指出，700℃以下 1000h以后，粗化现象的趋势明显，符合Ostwald熟化 三次y“相颗粒已经全部溶解消失，且温度越高其完全 理论.小y相颗粒溶解，尺寸逐渐缩小致消失；大y相 溶解所需时间越短.本实验在720℃和800℃时效后 颗粒逐渐长大.颗粒总数减少且颗粒平均尺寸增加. 组织均未观察到三次y相，强度值不存在三次y相颗 另外，长期时效过程中，球形二次y相不断长大，但并 粒的贡献.因此硬度的变化主要为二次γ相的变化导 没有向立方形转化的趋势. 致.经硬度测量可得到长期时效过程中合金平均硬度 2.2.2800℃时效过程中的组织演变 随时效时间延长的变化规律，如图7所示. 图5为800℃时效过程中y相的组织形貌.长期 由图可知，平均硬度都随着时效时间的增加而下 时效过程中，200h前，晶界处一次y相的尺寸和形状 降.其原因有两方面：一方面主要是均匀球形小的二 分布基本无变化，保持稳定.500h时，一次Y相发生 次γ相在长期时效过程中，颗粒发生粗化现象，且无 粗化，而720℃时效下5000h时y相仍未发生粗化. 补充析出，阻碍位错运动的y相数目减少.另一方面 这说明合金在800℃时的组织稳定性与720℃时相比 是随着颗粒尺寸的增加，颗粒之间的距离增大，阻碍位 较差.可见，温度对y相组织的影响相比时效时间的 错运动的能力减弱，因此硬度下降.500h前硬度下降 a m 图3720℃经不同时间时效后一次y强化相的演变规律.(a)30h:(b)100h:(c)1000h:(d)2000h:(e)4000h:(05000h Fig.3 Variation of the primary y'phase in GH720Li alloy aged at 720 C for different time:(a)30h:(b)100h:(c)1000h:(d)2000h:(e)4000 h:(05000h

工程科学学报，第 37 卷，第 12 期 更加规则; 二次与三次 γ'相完全回溶，并在随后析出 新的球状二次 γ'相，其尺寸约为 40 nm，均匀分布于 基体． 2. 2 时效过程中的组织演变 2. 2. 1 720 ℃时效过程中的组织演变 图 3 为 720 ℃ 时效过程中的 γ'相微观组织形貌． 长期时效过程中，晶界处一次 γ'相其形状和尺寸分布 基本无变化． 由此可知，一次 γ'相在长期时效过程中 稳定，对晶界起着稳定的钉扎作用． 图 3 720 ℃经不同时间时效后一次 γ'强化相的演变规律 . ( a) 30 h; ( b) 100 h; ( c) 1000 h; ( d) 2000 h; ( e) 4000 h; ( f) 5000 h Fig． 3 Variation of the primary γ' phase in GH720Li alloy aged at 720 ℃ for different time: ( a) 30 h; ( b) 100 h; ( c) 1000 h; ( d) 2000 h; ( e) 4000 h; ( f) 5000 h 新析出的球形二次 γ'相在随后的长期时效过程 中，随着时效时间增加，二次 γ'相尺寸逐渐增大，同时 数量呈现递减趋势，γ'相之间距离增大，如图 4 所示． 二次 γ'相呈现粗化现象． 200 h 之前，晶粒中弥散均匀 分布着大量的球状二次 γ'相． 500 h 后，新析出的 γ'相 呈现不均匀长大，其出现两种尺寸分布状态． 尤其在 1000 h 以后，粗化现象的趋势明显，符合 Ostwald 熟化 理论． 小 γ'相颗粒溶解，尺寸逐渐缩小致消失; 大 γ'相 颗粒逐渐长大． 颗粒总数减少且颗粒平均尺寸增加． 另外，长期时效过程中，球形二次 γ'相不断长大，但并 没有向立方形转化的趋势． 2. 2. 2 800 ℃时效过程中的组织演变 图 5 为 800 ℃时效过程中 γ'相的组织形貌． 长期 时效过程中，200 h 前，晶界处一次 γ'相的尺寸和形状 分布基本无变化，保持稳定． 500 h 时，一次 γ'相发生 粗化，而 720 ℃ 时效下 5000 h 时 γ'相仍未发生粗化． 这说明合金在 800 ℃时的组织稳定性与 720 ℃ 时相比 较差． 可见，温度对 γ'相组织的影响相比时效时间的 影响更强烈． 球形二次 γ'相在长期时效过程中，颗粒发生粗化 现象，尺寸逐渐增大，如图 6 所示． 100 h 时效后，可见 明显的大颗粒相长大及小颗粒相缩小的现象，符合 Ostwald 熟化理论． 说明更高温度下，二次 γ'相更易发 生 Ostwald 熟化． 这与 Helm 和 Keefe 等［10--11］ 进 行 的 760 和 845 ℃ 长期时效中，得到的二次 γ'相颗粒发生 粗化且温度越高，发生明显粗化所需的时间越短的结 果相一致． 2. 3 时效过程中硬度的变化规律 由前文显微组织观察可知，一次 γ'相组织较为稳 定，从而一次 γ'相对基体贡献的强度基本不变并且晶 界受到一次 γ'相的定扎作用，晶粒未发生长大现象， 硬度变化不受晶粒长大影响． Zhou 等［12］在对650 ℃及 700 ℃长期时效时 γ'相的变化分析中指出，700 ℃ 以下 三次 γ'相颗粒已经全部溶解消失，且温度越高其完全 溶解所需时间越短． 本实验在 720 ℃ 和 800 ℃ 时效后 组织均未观察到三次 γ'相，强度值不存在三次 γ'相颗 粒的贡献． 因此硬度的变化主要为二次 γ'相的变化导 致． 经硬度测量可得到长期时效过程中合金平均硬度 随时效时间延长的变化规律，如图 7 所示． 由图可知，平均硬度都随着时效时间的增加而下 降． 其原因有两方面: 一方面主要是均匀球形小的二 次 γ'相在长期时效过程中，颗粒发生粗化现象，且无 补充析出，阻碍位错运动的 γ'相数目减少． 另一方面 是随着颗粒尺寸的增加，颗粒之间的距离增大，阻碍位 错运动的能力减弱，因此硬度下降． 500 h 前硬度下降 · 2161 ·

陈佳语等：GH720Li合金长期时效过程中Y相演变规律 1613* 200nm 200nm 200im ”00四 图4720℃经不同时间时效后二次Y强化相的演变规律.(a)30h:(b)100h:(c)200h:(d)500h:(e)1000h:(02000h:(g)3000h: (h)4000h:(i)5000h Fig.4 Variation of the secondary yphase in CH720Li alloy aged at 720C for different time:(a)30h:(b)100h;(e)200h:(d)500h:(e) 1000h:(f)2000h:(g)3000h:(h)4000h:(i)5000h b) μm (el 图5800℃经不同时间时效后一次y强化相的演变规律.(a)30h:(b)100h:(c)200h:(d)500h:(c)1000h Fig.5 Variation of the primary Yphase in GH720Li alloy aged at 800C for different time:(a)30h:(b)100h:(c)200h:(d)500h:(e)1000 h

陈佳语等: GH720Li 合金长期时效过程中 γ'相演变规律 图 4 720 ℃经不同时间时效后二次 γ'强化相的演变规律． ( a) 30 h; ( b) 100 h; ( c) 200 h; ( d) 500 h; ( e) 1000 h; ( f) 2000 h; ( g) 3000 h; ( h) 4000 h; ( i) 5000 h Fig． 4 Variation of the secondary γ' phase in GH720Li alloy aged at 720 ℃ for different time: ( a) 30 h; ( b) 100 h; ( c) 200 h; ( d) 500 h; ( e) 1000 h; ( f) 2000 h; ( g) 3000 h; ( h) 4000 h; ( i) 5000 h 图 5 800 ℃经不同时间时效后一次 γ'强化相的演变规律． ( a) 30 h; ( b) 100 h; ( c) 200 h; ( d) 500 h; ( e) 1000 h Fig． 5 Variation of the primary γ' phase in GH720Li alloy aged at 800 ℃ for different time: ( a) 30 h; ( b) 100 h; ( c) 200 h; ( d) 500 h; ( e) 1000 h · 3161 ·

·1614· 工程科学学报，第37卷，第12期 200nm 200nm 200nm 200nm 200nm 图6800℃经不同时间时效后二次y强化相的演变规律.(a)30h:(b)100h:(c)200h:(d)500h:(e)1000h Fig.6 Variation of the secondary y'phase in GH720Li alloy aged at 800C for different time:(a)30h:(b)100h:(c)200h:(d)500h:(e) 1000h 幅度很大，500h后减幅逐渐减小趋于平缓.在时效过 460 程500h后，二次y相长大到一定程度后，其颗粒周围 450 溶质元素匮乏，溶质的扩散由短程扩散转为长程扩散， 440 y相粗化速率变缓，导致整体硬度变化趋于平缓.800 430 ℃下硬度整体明显小于720℃下硬度，且下降速度更 720℃ 快，幅度更大.720℃，5000h时，硬度已趋于稳定.800 出 420 ℃，1000h时硬度仍有明显下降趋势.由图2与图3对 410 比可得，相同时效时间下，时效温度为800℃的二次y 400 800℃ 相尺寸大于720℃的尺寸.由于温度越高，扩散系数 390 越大，促进扩散界面控制的Ostwald熟化机制，使得大 380 颗粒Y相长大更快，小颗粒y相溶解也更快.因此时 1000 2000300040005000 时间A 效温度升高，γ相平均尺寸越大，颗粒间距增大，颗粒 数目减少，使得阻碍位错的能力减弱，强化效果减弱. 图7GH720Li合金平均硬度与时效时间的关系 Fig.7 Relationship between average hardness and aging time of 3分析与讨论 GH720Li alloy 3.1时效条件对组织的影响 化，Ostwald熟化机制使小的二次y相消失，大的二次 综合分析标准热处理后的GH720Li合金在720和 y相长大至稳定尺寸.其对应新析出y相在720℃时 800℃长期时效过程中Y相的演变规律，可以得到如 效5000h和800℃时效500h后的形貌特征.一次y 图8所示的物理示意模型图 相发生粗化，对应800℃时效500h的形貌特征. 图8()所示为未经长期时效的标准热处理组织， 3.2二次Y相的粗化动力学 新析出的球形二次Y相弥散分布于基体内.一次γy相 图9表明，新析出的y相在长期时效过程中平均 呈不规则形状.图8(b)示意图对应新析出y相在720 尺寸随时效时间延长而增加.y相是Ni,(Al,T)有序 ℃时效1000h和800℃时效200h后的形貌特征.长 相，其形成元素Al、T等可通过扩散进入Y相，促进y' 期时效过程中，二次y相发生Ostwald熟化，大y相逐 相长大.因此，当时效时间增加时，基体中A和Ti扩 渐长大，小y相逐渐溶解.二次y相整体颗粒数目减 散更加均匀，有利于Y相颗粒长大.另外，由图9可 少且平均尺寸增大.一次y相的形状与分布基本无变 知，时效初期的粗化速率很大，随着时间的延长，粗化 化.图8（©）所示为长期时效后，二次Y相发生明显粗 速率降低.根据LS-W理论模型，由扩散控制的粗化

工程科学学报，第 37 卷，第 12 期 图 6 800 ℃经不同时间时效后二次 γ'强化相的演变规律． ( a) 30 h; ( b) 100 h; ( c) 200 h; ( d) 500 h; ( e) 1000 h Fig． 6 Variation of the secondary γ' phase in GH720Li alloy aged at 800 ℃ for different time: ( a) 30 h; ( b) 100 h; ( c) 200 h; ( d) 500 h; ( e) 1000 h 幅度很大，500 h 后减幅逐渐减小趋于平缓． 在时效过 程 500 h 后，二次 γ'相长大到一定程度后，其颗粒周围 溶质元素匮乏，溶质的扩散由短程扩散转为长程扩散， γ'相粗化速率变缓，导致整体硬度变化趋于平缓． 800 ℃下硬度整体明显小于 720 ℃ 下硬度，且下降速度更 快，幅度更大． 720 ℃，5000 h 时，硬度已趋于稳定． 800 ℃，1000 h 时硬度仍有明显下降趋势． 由图 2 与图 3 对 比可得，相同时效时间下，时效温度为 800 ℃的二次 γ' 相尺寸大于 720 ℃ 的尺寸． 由于温度越高，扩散系数 越大，促进扩散界面控制的 Ostwald 熟化机制，使得大 颗粒 γ'相长大更快，小颗粒 γ'相溶解也更快． 因此时 效温度升高，γ'相平均尺寸越大，颗粒间距增大，颗粒 数目减少，使得阻碍位错的能力减弱，强化效果减弱． 3 分析与讨论 3. 1 时效条件对组织的影响 综合分析标准热处理后的 GH720Li 合金在 720 和 800 ℃长期时效过程中 γ'相的演变规律，可以得到如 图 8 所示的物理示意模型图． 图 8( a) 所示为未经长期时效的标准热处理组织， 新析出的球形二次 γ'相弥散分布于基体内． 一次 γ'相 呈不规则形状． 图 8( b) 示意图对应新析出 γ'相在 720 ℃时效 1000 h 和 800 ℃ 时效 200 h 后的形貌特征． 长 期时效过程中，二次 γ'相发生 Ostwald 熟化，大 γ'相逐 渐长大，小 γ'相逐渐溶解． 二次 γ'相整体颗粒数目减 少且平均尺寸增大． 一次 γ'相的形状与分布基本无变 化． 图 8( c) 所示为长期时效后，二次 γ'相发生明显粗 图 7 GH720Li 合金平均硬度与时效时间的关系 Fig． 7 Ｒelationship between average hardness and aging time of GH720Li alloy 化，Ostwald 熟化机制使小的二次 γ'相消失，大的二次 γ'相长大至稳定尺寸． 其对应新析出 γ'相在 720 ℃ 时 效 5000 h 和 800 ℃时效 500 h 后的形貌特征． 一次 γ' 相发生粗化，对应 800 ℃时效 500 h 的形貌特征． 3. 2 二次 γ'相的粗化动力学 图 9 表明，新析出的 γ'相在长期时效过程中平均 尺寸随时效时间延长而增加． γ'相是 Ni3 ( Al，Ti) 有序 相，其形成元素 Al、Ti 等可通过扩散进入 γ'相，促进 γ' 相长大． 因此，当时效时间增加时，基体中 Al 和 Ti 扩 散更加均匀，有利于 γ'相颗粒长大． 另外，由图 9 可 知，时效初期的粗化速率很大，随着时间的延长，粗化 速率降低． 根据 L--S--W 理论模型，由扩散控制的粗化 · 4161 ·

陈佳语等：GH720Li合金长期时效过程中Y相演变规律 ·1615· (a) (b) 图8GH720i合金y相在时效过程中的演化模型.(a)未时效：(b)发生Ostwald熟化：(c)长期时效 Fig.8 Schematic evolution model of the y phase during aging treatment for CH720Li alloy:(a)non-aging:(b)Ostwald coarsening:(c)long- term aging 机制中，其颗粒的粗化速度由扩散控制.时效初期，Y 出y相的粗化动力学有如下规律： 相数量较多，颗粒附近A!和T进行短程扩散，扩散速 ri=k. (1) 率较大，新析出y相发生明显的Ostwald熟化，此时较 式中，「，为1时刻析出颗粒的平均尺寸，t为时效时间，k 小的二次Y相由于发生回溶，其附近Al和Ti含量较 为某一温度下颗粒粗化速率常数 高，而较大的二次y相附近的A1和T元素含量很低， 8DC.oV 粗化时需要元素进行长程扩散，使得粗化速率减小 k= 9RT (2) 因此，图9中720℃和800℃时效下y相平均尺寸的增 D=D,e备， (3) 长速率随时效时间增加而减小。由于温度越高扩散系 数越大，800℃下y相的粗化速率大于720℃下的 k= 8D.C.oV-e (4) 速率。 9RT 120 式中，D为溶质原子在基体中的等效扩散系数，D。为频 月800℃ 率因子，σ为析出相/基体的界面能，C是溶质元素在 100 基体平衡时的浓度，V是析出粒子的体积，R为气体常 数，T为热力学温度，Q为合金的元素扩散激活能. 80 720℃ 图10为GH720Li经过720℃与800℃时效后，合 60 金中新析出γ相平均半径的三次方与时效时间1的关 系曲线.曲线拟合度较高，很好地符合了L一S一W理 论.因此，在720℃和800℃下时效过程中由扩散控制 的粗化机制占主导地位. 140 10002000300040005000 120 800℃ 时间h 图9GH720Li合金中新析出Y相平均尺寸与时效时间的关系 100 Fig.9 Variation in average radius of the precipitated y'phase after 目80 standard heat treatment with aging time 不 60 720℃ 目前，主要有两种粗化机制来描述Y相的粗化行 为：(1)扩散控制的粗化机制，y相平均半径与时效时 40 间满足立方关系，即传统的L-S-W理论3：(2)界 20 面控制的粗化机制，y相平均半径与时效时间服从平 方关系.Hadjiapostolidou和Shollock的研究指 1000 2000.3000 40005000 t/h 出，在较低温度下长期时效时立方关系拟合的结果 图10720℃和800℃时效温度下，’曲线 较好 Fig.10 Changes in the third power of average radius with aging time 合金在长期时效过程中，根据L一S一W理论，新析 at720℃and800℃

陈佳语等: GH720Li 合金长期时效过程中 γ'相演变规律 图 8 GH720Li 合金 γ'相在时效过程中的演化模型． ( a) 未时效; ( b) 发生 Ostwald 熟化; ( c) 长期时效 Fig． 8 Schematic evolution model of the γ' phase during aging treatment for GH720Li alloy: ( a) non-aging; ( b) Ostwald coarsening; ( c) long￾term aging 机制中，其颗粒的粗化速度由扩散控制． 时效初期，γ' 相数量较多，颗粒附近 Al 和 Ti 进行短程扩散，扩散速 率较大，新析出 γ'相发生明显的 Ostwald 熟化，此时较 小的二次 γ'相由于发生回溶，其附近 Al 和 Ti 含量较 高，而较大的二次 γ'相附近的 Al 和 Ti 元素含量很低， 粗化时需要元素进行长程扩散，使得粗化速率减小． 因此，图9 中720 ℃和800 ℃时效下 γ'相平均尺寸的增 长速率随时效时间增加而减小． 由于温度越高扩散系 数越大，800 ℃ 下 γ' 相 的 粗 化 速 率 大 于 720 ℃ 下 的 速率． 图 9 GH720Li 合金中新析出 γ'相平均尺寸与时效时间的关系 Fig． 9 Variation in average radius of the precipitated γ' phase after standard heat treatment with aging time 目前，主要有两种粗化机制来描述 γ'相的粗化行 为: ( 1) 扩散控制的粗化机制，γ'相平均半径与时效时 间满足立方关系，即传统的 L--S--W 理论［13--14］; ( 2) 界 面控制的粗化机制，γ'相平均半径与时效时间服从平 方 关 系［15］． Hadjiapostolidou 和 Shollock［16］ 的 研 究 指 出，在较低温度下长期时效时立方关系拟合的结果 较好． 合金在长期时效过程中，根据 L--S--W 理论，新析 出 γ'相的粗化动力学有如下规律: r 3 t = kt． ( 1) 式中，rt为 t 时刻析出颗粒的平均尺寸，t 为时效时间，k 为某一温度下颗粒粗化速率常数． k = 8DCeσVm 9ＲT ， ( 2) D = D0 e － Q ＲT， ( 3) k = 8D0CeσVm 9ＲT e － Q ＲT ． ( 4) 式中，D 为溶质原子在基体中的等效扩散系数，D0为频 率因子，σ 为析出相/基体的界面能，Ce是溶质元素在 基体平衡时的浓度，Vm是析出粒子的体积，Ｒ 为气体常 数，T 为热力学温度，Q 为合金的元素扩散激活能． 图 10 720 ℃和 800 ℃时效温度下 r 3 --t 曲线 Fig． 10 Changes in the third power of average radius with aging time at 720 ℃ and 800 ℃ 图 10 为 GH720Li 经过 720 ℃ 与 800 ℃ 时效后，合 金中新析出 γ'相平均半径的三次方与时效时间 t 的关 系曲线． 曲线拟合度较高，很好地符合了 L--S--W 理 论． 因此，在 720 ℃和 800 ℃下时效过程中由扩散控制 的粗化机制占主导地位． · 5161 ·

·1616 工程科学学报，第37卷，第12期 由图10中数据得到，720℃下时效时，二次y相 Scripta Mater,1999,40(11)1215 的粗化速率常数k为136nm3h-1:在800℃下时效时， [5]Mao J,Chang K,Yang W H,et al.Cooling precipitation and 二次y相的粗化速率常数k2为1260nm3h-.两个温 strengthening study in powder metallurgy superalloy U720LI. Metall Mater Trans A,2001,32:2441 度下粗化速率的比值为k2/k,=9.26.若720℃下时效 [6 Song X P,Gai J F,Chen G L,et al.Effect of heat treatment on 二次y相达到800℃下时效的尺寸，时效时间需要延 precipitation of y'phase in superalloy U720LI.J Iron Steel Res, 长约9.26倍，即720℃下时效5000h后的二次Y相尺 2003,15(7):76 寸与800℃下时效540h后的尺寸相似.由图9数据得 (宋西平，盖靖峰，陈国良，等.热处理工艺对U720L山合金中 到，720℃下时效5000h后二次y相平均半径为89.37 Y相析出的影响.钢铁研究学报，2003,15(7)：76) m,800℃下时效500h后其平均半径为87.45nm,二 ]Li HY.Study of Decomposition Phenomenon of Supersaturated y Phase in Ni-based Superalloys [Dissertation].Beijing:University 者基本相同，验证了GH720Li合金在720℃与800℃ of Science and Technology Beijing,2011 时效下二次y相粗化遵循LS-W理论关系. (李红宇.镍基高温合金中过饱和γ相分解现象研究[学位论 此外，从图10中可以看出，新析出y‘相的粗化速 文].北京：北京科技大学，2011) 率常数受时效温度的影响很大，时效温度越高，粗化速 [8]Yu Q Y,Zhang M C,Dong J X.Influence of heat treatments at 率常数k(图中直线斜率)越大.这是因为时效温度较 temperature below thesolvus on yphase in nickel-base super- 高时合金中的元素扩散较快，并且界面能降低幅度较 alloy GH720Li.J Univ Sci Technol Beijing,2013,35(6):763 (于秋颖，张麦仓，董建新.亚固溶温度热处理对GH720L难 大，从而使新析出γ相粗化速率提高 变形高温合金Y相的影响.北京科技大学学报，2013,35 4结论 (6):763) 9]Xiao X,Zhou L Z,Guo J T.Microstructural stability and creep (1)720℃时效至5000h,一次y相无明显变化， behavior of nickel base superalloy U720Li.Acta Metall Sin, 二次y相在200h发生明显粗化，500h后出现不均匀 2001,37(11):1159 长大.800℃时效至500h,一次Y相发生粗化，二次y (肖璇，周兰章，郭建亭.镍基高温合金U720i的组织稳定 性及蠕变行为.金属学报，2001,37(11)：1159) 相100h后发生明显粗化且不均匀长大.温度相比于 [10]Helm D,Roder 0.Influence of long term exposure in air on mi- 时效时间对y相组织的影响更大. crostructure,surface stability and mechanical properties of UDI- (2)720℃长期时效，500h前，硬度下降速率大： MET 720LI /Superalloys 2000.Warrendale,2000:487 500h后，趋于平缓.温度提高到800℃时效，前500h 01] Keefe P W,Mancuso S O,Maurer G E.Effects of heat treatment 硬度下降斜率很大，再时效，硬度仍有明显下降趋势 and chemistry on the long-term phase stability of a high strength (3)GH720Li合金中，720℃及800℃下二次y相 nickel-based superalloy /Superalloys 1992.Warrendale,1992: 415 粗化行为是由扩散控制的粗化机制占主导地位.Y相 [12]Zhou L Z,Lupine V,Guo J T.Evolution of microstructure and 平均半径与时效时间满足立方关系，符合LS一W理论. mechanical property during long-term aging in Udimet 720Li.J Mater Sci Technol,2001,17(6)633 参考文献 h3] Wagner C.Theorie der altering von niederschlagen durch umlos- [1]Sims C T,Stolof N S,Hangel W.The Superalloys ll.New York: en.Z Elektrochem,1961,65:581 Wiley,1987:8 [14]Lifshitz I M,Slyozov VV.The kinetics of precipitation from su- Furrer D,Fecht H.Ni-based superalloys for turbine discs.JOM, persaturated solid solution.J Phys Chem Solids,1961,19:35 1999,51(1):14 [15]Ardell A J,Ozolins V.Trans-interface diffusion-controlled coars- B]Radis R,Schaffer M,Albu M,et al.Multimodal size distribu- ening.Nat Mater,2005,4(4):309 tions of y'precipitates during continuous cooling of UDIMET 720 [16]Hadjiapostolidou D.Shollock B A.Long term coarsening in Rene Li.Acta Mater,2009,57(19):5739 80 Ni-base superalloy//Superalloys 2008.Pennsylvania,2008: [4]Furrer D U,Fecht H J.y'formation in superalloy U720LI. 733

工程科学学报，第 37 卷，第 12 期 由图 10 中数据得到，720 ℃ 下时效时，二次 γ'相 的粗化速率常数 k1为136 nm3 ·h － 1 ; 在800 ℃下时效时， 二次 γ'相的粗化速率常数 k2为 1260 nm3 ·h － 1 ． 两个温 度下粗化速率的比值为 k2 / k1 = 9. 26． 若 720 ℃下时效 二次 γ'相达到 800 ℃ 下时效的尺寸，时效时间需要延 长约 9. 26 倍，即 720 ℃下时效 5000 h 后的二次 γ'相尺 寸与 800 ℃下时效 540 h 后的尺寸相似． 由图 9 数据得 到，720 ℃下时效 5000 h 后二次 γ'相平均半径为 89. 37 nm，800 ℃ 下时效 500 h 后其平均半径为 87. 45 nm，二 者基本相同，验证了 GH720Li 合金在 720 ℃ 与 800 ℃ 时效下二次 γ'相粗化遵循 L--S--W 理论关系． 此外，从图 10 中可以看出，新析出 γ'相的粗化速 率常数受时效温度的影响很大，时效温度越高，粗化速 率常数 k ( 图中直线斜率) 越大． 这是因为时效温度较 高时合金中的元素扩散较快，并且界面能降低幅度较 大，从而使新析出 γ'相粗化速率提高． 4 结论 ( 1) 720 ℃时效至 5000 h，一次 γ'相无明显变化， 二次 γ'相在 200 h 发生明显粗化，500 h 后出现不均匀 长大． 800 ℃时效至 500 h，一次 γ'相发生粗化，二次 γ' 相 100 h 后发生明显粗化且不均匀长大． 温度相比于 时效时间对 γ'相组织的影响更大． ( 2) 720 ℃长期时效，500 h 前，硬度下降速率大; 500 h 后，趋于平缓． 温度提高到 800 ℃ 时效，前 500 h 硬度下降斜率很大，再时效，硬度仍有明显下降趋势． ( 3) GH720Li 合金中，720 ℃及 800 ℃下二次 γ'相 粗化行为是由扩散控制的粗化机制占主导地位． γ'相 平均半径与时效时间满足立方关系，符合 L--S--W 理论． 参 考 文 献 ［1］ Sims C T，Stolof N S，Hangel W． The Superalloys II． New York: Wiley，1987: 8 ［2］ Furrer D，Fecht H． Ni-based superalloys for turbine discs． JOM， 1999，51( 1) : 14 ［3］ Ｒadis Ｒ，Schaffer M，Albu M，et al． Multimodal size distribu￾tions of γ' precipitates during continuous cooling of UDIMET 720 Li． Acta Mater，2009，57( 19) : 5739 ［4］ Furrer D U，Fecht H J． γ' formation in superalloy U720LI． Scripta Mater，1999，40( 11) : 1215 ［5］ Mao J，Chang K，Yang W H，et al． Cooling precipitation and strengthening study in powder metallurgy superalloy U720LI． Metall Mater Trans A，2001，32: 2441 ［6］ Song X P，Gai J F，Chen G L，et al． Effect of heat treatment on precipitation of γ' phase in superalloy U720LI． J Iron Steel Ｒes， 2003，15( 7) : 76 ( 宋西平，盖靖峰，陈国良，等． 热处理工艺对 U720LI 合金中 γ' 相析出的影响． 钢铁研究学报，2003，15( 7) : 76) ［7］ Li H Y． Study of Decomposition Phenomenon of Supersaturated γ' Phase in Ni-based Superalloys ［Dissertation］． Beijing: University of Science and Technology Beijing，2011 ( 李红宇． 镍基高温合金中过饱和 γ'相分解现象研究［学位论 文］． 北京: 北京科技大学，2011) ［8］ Yu Q Y，Zhang M C，Dong J X． Influence of heat treatments at temperature below the γ' solvus on γ' phase in nickel-base super￾alloy GH720Li． J Univ Sci Technol Beijing，2013，35( 6) : 763 ( 于秋颖，张麦仓，董建新． 亚固溶温度热处理对 GH720Li 难 变形高温合 金 γ' 相 的 影 响． 北京科技大学学报，2013，35 ( 6) : 763) ［9］ Xiao X，Zhou L Z，Guo J T． Microstructural stability and creep behavior of nickel base superalloy U720Li． Acta Metall Sin， 2001，37( 11) : 1159 ( 肖璇，周兰章，郭建亭． 镍基高温合金 U720Li 的组织稳定 性及蠕变行为． 金属学报，2001，37( 11) : 1159) ［10］ Helm D，Ｒoder O． Influence of long term exposure in air on mi￾crostructure，surface stability and mechanical properties of UDI￾MET 720LI / / Superalloys 2000． Warrendale，2000: 487 ［11］ Keefe P W，Mancuso S O，Maurer G E． Effects of heat treatment and chemistry on the long-term phase stability of a high strength nickel-based superalloy / / Superalloys 1992． Warrendale，1992: 415 ［12］ Zhou L Z，Lupinc V，Guo J T． Evolution of microstructure and mechanical property during long-term aging in Udimet 720Li． J Mater Sci Technol，2001，17( 6) : 633 ［13］ Wagner C． Theorie der altering von niederschlagen durch umlos￾en． Z Elektrochem，1961，65: 581 ［14］ Lifshitz I M，Slyozov V V． The kinetics of precipitation from su￾persaturated solid solution． J Phys Chem Solids，1961，19: 35 ［15］ Ardell A J，Ozolins V． Trans-interface diffusion-controlled coars￾ening． Nat Mater，2005，4( 4) : 309 ［16］ Hadjiapostolidou D，Shollock B A． Long term coarsening in Ｒene 80 Ni-base superalloy / / Superalloys 2008． Pennsylvania，2008: 733 · 6161 ·