D0L:10.13374.issn1001-053x.2013.06.010 第35卷第6期 北京科技大学学报 Vol.35 No.6 2013年6月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jun.2013 亚固溶温度热处理对GH720Li难变形高温合金Y 相的影响 于秋颖四，张麦仓，董建新 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:qiuyingyut@l26.com 摘要对难变形镍基高温合金GH720Li进行了亚固溶处理、亚周溶+单时效(650℃，24h一空冷)或双时效处理 (650℃，24h一空冷+760℃，16h一空冷)以及870℃时效3000h条件下Y'相演变规律的研究.发现一次Y相受亚固 溶处理影响较大，发生部分回溶的程度随固溶温度升高而增大，时效处理使一次Y相向球形或近球形转变；二次和三 次Y'相在亚固溶保温过程中完全回溶，在时效处理时补充析出明显且析出数量和区域随固溶温度升高而增大：870℃ 长期时效时，合金组织逐渐均匀，二次和三次Y'相完全回溶，晶界一次Y'相时效00h后有所粗化，合金硬度先降低 而后保持不变 关键词高温合金：镍合金：热处理：相转变：时效 分类号TG132.3+2 Influence of heat treatments at temperatures below the y'solvus on Y phase in nickel-base superalloy GH720Li YU Qiu-ying☒，ZHANG Mai-cang,DONG Jian-xin School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China XCorresponding author,E-mail:qiuyingyu@126.com ABSTRACT The microstructural evolution of y phase was investigated in difficult-to-deform nickel-base superalloy GH720Li subjected to subsolvus solution heat treatment,650 C for 24 h-air cooling or 650 C for 24 h-air cooling +760C for 16 h-air cooling after subsolvus solution treatment,and long time aging at 870 C for 3000 h.It is found that the primaryphase is affected most significantly by subsolvus solution treatment,the degree of partial dissolution increases with increasing solution temperature,and aging treatment makes the primary yphase turn to sphere or near sphere.However,the secondary and the tertiary phase fully dissolve into the matrix during subsolvus solution treatment,re-precipitation during the aging is obvious,and the amount and zone increase with increasing solution temperature.When long time aging at 870 C the microstructure uniformity gradually improves,and the secondary and tertiary Yphase dissolve.The primary phase at grain boundaries coarsens a little after 500 h.Besides,the hardness decreases with the aging time prolonging at 870 C before keeping unchanged. KEY WORDS superalloys;nickel alloys;heat treatment;phase transitions;aging GH720Li合金是一种具有优异综合力学性能、系析出的相，其体积分数高达40%50%，因此 良好耐腐蚀抗氧化性能、时效强化的难变形镍基高 需要特别关注Y相的变化及由此引起的合金性能 温合金，可广泛应用于航空发动机的高性能涡轮盘 改变. 材料-).该合金主要强化相为与基体呈共格关 热处理制度是影响高温合金中Y'强化相的重 收稿日期：2012-03-10 基金项目：航空科学基金资助项目(2010ZF74004)
第 35 卷 第 6 期 北 京 科 技 大 学 学 报 Vol. 35 No. 6 2013 年 6 月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jun. 2013 亚固溶温度热处理对 GH720Li 难变形高温合金 γ 0 相的影响 于秋颖 ，张麦仓，董建新 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: qiuyingyu@126.com 摘 要 对难变形镍基高温合金 GH720Li 进行了亚固溶处理、亚固溶 + 单时效 (650 ℃, 24 h→ 空冷) 或双时效处理 (650 ℃, 24 h→ 空冷 +760 ℃, 16 h→ 空冷) 以及 870 ℃时效 3000 h 条件下 γ 0 相演变规律的研究. 发现一次 γ 0 相受亚固 溶处理影响较大，发生部分回溶的程度随固溶温度升高而增大，时效处理使一次 γ 0 相向球形或近球形转变；二次和三 次 γ 0 相在亚固溶保温过程中完全回溶，在时效处理时补充析出明显且析出数量和区域随固溶温度升高而增大；870 ℃ 长期时效时，合金组织逐渐均匀，二次和三次 γ 0 相完全回溶，晶界一次 γ 0 相时效 500 h 后有所粗化，合金硬度先降低 而后保持不变. 关键词 高温合金；镍合金；热处理；相转变；时效 分类号 TG132.3+2 Influence of heat treatments at temperatures below the γ 0 solvus on γ 0 phase in nickel-base superalloy GH720Li YU Qiu-ying , ZHANG Mai-cang, DONG Jian-xin School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China Corresponding author, E-mail: qiuyingyu@126.com ABSTRACT The microstructural evolution of γ 0 phase was investigated in difficult-to-deform nickel-base superalloy GH720Li subjected to subsolvus solution heat treatment, 650 ℃ for 24 h → air cooling or 650 ℃ for 24 h → air cooling + 760 ℃ for 16 h → air cooling after subsolvus solution treatment, and long time aging at 870 ℃ for 3000 h. It is found that the primary γ 0 phase is affected most significantly by subsolvus solution treatment, the degree of partial dissolution increases with increasing solution temperature, and aging treatment makes the primary γ 0 phase turn to sphere or near sphere. However, the secondary and the tertiary γ 0 phase fully dissolve into the matrix during subsolvus solution treatment, re-precipitation during the aging is obvious, and the amount and zone increase with increasing solution temperature. When long time aging at 870 ℃ the microstructure uniformity gradually improves, and the secondary and tertiary γ 0 phase dissolve. The primary γ 0 phase at grain boundaries coarsens a little after 500 h. Besides, the hardness decreases with the aging time prolonging at 870 ℃ before keeping unchanged. KEY WORDS superalloys; nickel alloys; heat treatment; phase transitions; aging GH720Li 合金是一种具有优异综合力学性能、 良好耐腐蚀抗氧化性能、时效强化的难变形镍基高 温合金，可广泛应用于航空发动机的高性能涡轮盘 材料 [1−5] . 该合金主要强化相为与基体呈共格关 系析出的 γ 0 相，其体积分数高达 40%∼50%，因此 需要特别关注 γ 0 相的变化及由此引起的合金性能 改变. 热处理制度是影响高温合金中 γ 0 强化相的重 收稿日期：2012–03–10 基金项目：航空科学基金资助项目 (2010ZF74004) DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2013.06.010
.764 北京科技大学学报 第35卷 要因素之一.热处理温度、保温时间和冷速等都会 4h→油淬的固溶处理，然后对两种固溶处理后 对合金中Y'相的尺寸、形态、数量和分布产生重 的样品分别进行650℃，24h→空冷单时效和 要影响，而镍基高温合金的力学性能又主要取决于 650℃，24h→空冷+760℃，16h→空冷双 Y'强化相，因此研究不同热处理条件下Y强化相 时效处理；此外，还对合金样品进行了870℃， 的组织演变规律对生产工艺的选择和热处理制度的 15、50、100、200、500、1000、1500、2000、2500 合理制定具有重要的指导意义.目前，已有大量关 和3000h的长期时效处理.合金主要强化相Y 于GH720Li合金热处理对Y'相及性能影响方面的 通过场发射扫描电子显微镜观察，用20%H2S04+ 报道1-2,6-10，因此本文着重对很少有人研究的原 80%CH3OH溶液对试样进行电解抛光，然后用150 始锻态组织经不同亚固溶温度热处理及较高温长期 mL H3PO4+10mLH2S04+15gCrO3溶液电解侵 时效后组织演变规律方面进行研究 蚀（电压5V)3s左右.此外，在XHB-3000布氏硬 度仪上对试样进行硬度测量. 1 实验材料与方法 实验用GH720Li合金采用真空感应+真空自 2实验结果与分析 耗(VIM+VAR)的双联工艺冶炼而成，其化学成分 2.1GH720Li合金的原始组织 如表1所示 图1为GH720Li合金原始锻态条件下的Y'强 表1GH720Li合金化学成分（质量分数） 化相场发射电镜组织.从图1可以看出，GH720Li合 Table 1 Chemical composition of GH720Li superalloy 金典型原始组织为主要钉扎于晶界等处的大块状不 C Cr Co Al Ti Mo W B Zr Fe Ni 规则一次y'相（用表示），呈球形、花瓣形等多 0.01416.0114.832.635.153.011.280.0150.0340.11Bal. 种形态的二次y'相（用：表示）以及大量弥散分 实验样品取自GH720Li合金棒材，经线切割加 布的细小三次Y相（用表示）组成.此外，由图 工成10mm×10mm×10mm的方样.首先，对该 1(a)可知，GH720Li合金原始锻态组织中主要强化 合金样品进行了1080℃，4h→油淬和1110℃， 相在尺寸、数量和分布上存在着不均匀性. 2um t 图1GH720Li合金原始y'相场发射电镜像(a)以及局部放大图(b) Fig.1 FE-SEM image of y phase in as-received GH720Li alloy (a)and its partial magnification (b) 2.2热处理后合金强化相分布特征 轮廓变得比较圆滑.随着固溶温度的升高，一次y 根据相关文献报道，铸锻态GH720Li合金主要 相回溶的程度也会逐渐加大，因此图2(c)中晶内一 强化相Y'的回溶温度在1160℃左右[四，因此本文 次Y相的尺寸明显小于图2(a)中的.此外，从图 研究的固溶温度范围应该位于亚固溶温度，给出的 2(b)还可以发现GH720Li合金中一次Y相出现了 Y'相演变规律也表征了亚固溶态及亚固溶+单/双 分裂现象，这可能主要与一次Y'相较大的尺寸和 时效热处理条件下的行为特征 颗粒间距有关1-1) 图2为GH720Li合金经1080℃，4h→油淬和 进一步研究发现，如图2(b)和图2(d)所示： 1110℃，4h→油淬亚固溶处理后的Y'相形貌.由 GH720Li合金经亚固溶处理油冷后的显微组织仍呈 图2可知，经两种亚固溶处理后，GH720Li合金的 现二次和三次Y相的形态分布，这主要是由于油 一次'相均发生了部分回溶现象，且一次相的 冷冷却速度较慢，使得Y基体的过冷度较小，Y相
· 764 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 要因素之一. 热处理温度、保温时间和冷速等都会 对合金中 γ 0 相的尺寸、形态、数量和分布产生重 要影响，而镍基高温合金的力学性能又主要取决于 γ 0 强化相，因此研究不同热处理条件下 γ 0 强化相 的组织演变规律对生产工艺的选择和热处理制度的 合理制定具有重要的指导意义. 目前，已有大量关 于 GH720Li 合金热处理对 γ 0 相及性能影响方面的 报道 [1−2,6−10]，因此本文着重对很少有人研究的原 始锻态组织经不同亚固溶温度热处理及较高温长期 时效后组织演变规律方面进行研究. 1 实验材料与方法 实验用 GH720Li 合金采用真空感应 + 真空自 耗 (VIM+VAR) 的双联工艺冶炼而成，其化学成分 如表 1 所示. 表 1 GH720Li 合金化学成分 (质量分数) Table 1 Chemical composition of GH720Li superalloy % C Cr Co Al Ti Mo W B Zr Fe Ni 0.014 16.01 14.83 2.63 5.15 3.01 1.28 0.015 0.034 0.11 Bal. 实验样品取自 GH720Li 合金棒材，经线切割加 工成 10 mm×10 mm×10 mm 的方样. 首先，对该 合金样品进行了 1080 ℃, 4 h→ 油淬和 1110 ℃, 4 h→ 油淬的固溶处理， 然后对两种固溶处理后 的样品分别进行 650 ℃, 24 h→ 空冷单时效和 650 ℃, 24 h→ 空冷 +760 ℃, 16 h→ 空冷双 时效处理； 此外， 还对合金样品进行了 870 ℃, 15、50、100、200、500、1000、1500、2000、2500 和 3000 h 的长期时效处理. 合金主要强化相 γ 0 通过场发射扫描电子显微镜观察，用 20% H2SO4+ 80% CH3OH 溶液对试样进行电解抛光，然后用 150 mL H3PO4+10 mL H2SO4+15 g CrO3 溶液电解侵 蚀 (电压 5 V) 3 s 左右. 此外，在 XHB-3000 布氏硬 度仪上对试样进行硬度测量. 2 实验结果与分析 2.1 GH720Li 合金的原始组织 图 1 为 GH720Li 合金原始锻态条件下的 γ 0 强 化相场发射电镜组织. 从图 1 可以看出，GH720Li 合 金典型原始组织为主要钉扎于晶界等处的大块状不 规则一次 γ 0 相 (用 γ 0 I 表示)，呈球形、花瓣形等多 种形态的二次 γ 0 相 (用 γ 0 II 表示) 以及大量弥散分 布的细小三次 γ 0 相 (用 γ 0 III 表示) 组成. 此外，由图 1(a) 可知，GH720Li 合金原始锻态组织中主要强化 相 γ 0 在尺寸、数量和分布上存在着不均匀性. 图 1 GH720Li 合金原始 γ 0 相场发射电镜像 (a) 以及局部放大图 (b) Fig.1 FE-SEM image of γ 0 phase in as-received GH720Li alloy (a) and its partial magnification (b) 2.2 热处理后合金强化相分布特征 根据相关文献报道，铸锻态 GH720Li 合金主要 强化相 γ 0 的回溶温度在 1160 ℃左右 [1]，因此本文 研究的固溶温度范围应该位于亚固溶温度，给出的 γ 0 相演变规律也表征了亚固溶态及亚固溶 + 单/双 时效热处理条件下的行为特征. 图 2 为 GH720Li 合金经 1080 ℃, 4 h→ 油淬和 1110 ℃, 4 h→ 油淬亚固溶处理后的 γ 0 相形貌. 由 图 2 可知，经两种亚固溶处理后，GH720Li 合金的 一次 γ 0 相均发生了部分回溶现象，且一次 γ 0 相的 轮廓变得比较圆滑. 随着固溶温度的升高，一次 γ 0 相回溶的程度也会逐渐加大，因此图 2(c) 中晶内一 次 γ 0 相的尺寸明显小于图 2(a) 中的. 此外，从图 2(b) 还可以发现 GH720Li 合金中一次 γ 0 相出现了 分裂现象，这可能主要与一次 γ 0 相较大的尺寸和 颗粒间距有关 [11−15] . 进一步研究发现，如图 2(b) 和图 2(d) 所示： GH720Li 合金经亚固溶处理油冷后的显微组织仍呈 现二次和三次 γ 0 相的形态分布，这主要是由于油 冷冷却速度较慢，使得 γ 基体的过冷度较小，γ 0 相
第6期 于秋颖等：亚固溶温度热处理对GH720Li难变形高温合金相的影响 ·765· 临界形核半径较大，第一次析出的二次'相尺寸匀单一尺寸的球形弥散分布，说明原始锻态组织中 较大：随着温度的不断降低，合金溶质原子的固溶 的二次和三次√相在两种亚固溶热处理保温过程 度降低，基体的过饱和度增加，三次相开始析 中能够完全回溶到基体中，在冷却过程中以均匀球 出9-1o,且尺寸小于20nm.同时，还发现GH720Li 形的状态弥散析出. 合金中的二次Y相由多形态多尺寸分布转变成均 (a) 2 pm 200n1m (d) 2m 200nm 图2不同亚固溶处理后的y相形貌.(a,b)1080℃，4h一油淬和局部放大：(c,d)1110℃，4h一油淬和局部放大 Fig.2 phase in GH720Li alloy after different solution treatments:(a,b)1080 C,4 h-oil quench and its partial magnification; (c,d)lll0℃，4h一oil quench and its partial magnification 此外，在亚固溶热处理后的组织中发现有长杆 域较1080℃，4h→油淬+650℃，24h→空冷处 状的一次Y'相（见图2(）)，该一次y'相是原始锻 理后的明显增大.这主要是因为一次Y相在1110 态组织在后续热处理过程中遗留下来的，将会对合 ℃，4→油淬条件下有较高的回溶度，基体中溶质 金的性能产生不利的影响，因此合理控制加工工艺 原子的过饱和程度较高，三次√相的析出驱动力较 获得理想的锻态组织是至关重要的. 大，在随后的时效过程中三次√相的析出程度也就 2.3时效处理对合金组织的影响 越大. 图3为两种亚固溶热处理后的样品经650℃， 图4为两种亚固溶热处理后的样品经650℃， 24h→空冷单时效热处理后的Y'相形貌.由图3(a) 24h一空冷+760℃，16h一空冷双时效处理的Y 和图3(c)可知，GH720Li合金经650℃，24h→空 相形貌.由图4(a)和4(c)可知：提高第二段时效 冷单时效热处理后一次相的轮廓更加圆滑并有 温度后，一次相的轮廓更加圆滑，其中部分一次 向球形转变的趋势，二次Y相变化不明显，三次 Y相已经转变成球形或近球形：二次Y相的尺寸 相则发生了明显的补充析出现象，析出数量明显 有所增加（见图4(b)和4(d):二次和三次Y相补 增多.当合金经1080℃，4h→油淬+650℃，24 充析出的程度更加明显.此外，图4(b)还出现了原 h→空冷热处理后（见图3(b),三次Y相在一次 始锻态组织遗留下来的扇形一次相. 相的周围及晶界处大量弥散析出，使得三次Y 因此，综合分析GH720Li合金在亚固溶热处理 相呈网状分布.当合金经1110℃，4h→油淬+650 以及亚固溶+时效热处理过程中的√相演变规律， ℃，24h→空冷热处理后，三次相补充析出的区 可以得到如图5所示的物理示意模型
第 6 期 于秋颖等：亚固溶温度热处理对 GH720Li 难变形高温合金 γ 0 相的影响 765 ·· 临界形核半径较大，第一次析出的二次 γ 0 相尺寸 较大；随着温度的不断降低，合金溶质原子的固溶 度降低，基体的过饱和度增加，三次 γ 0 相开始析 出 [9−10]，且尺寸小于 20 nm. 同时，还发现 GH720Li 合金中的二次 γ 0 相由多形态多尺寸分布转变成均 匀单一尺寸的球形弥散分布，说明原始锻态组织中 的二次和三次 γ 0 相在两种亚固溶热处理保温过程 中能够完全回溶到基体中，在冷却过程中以均匀球 形的状态弥散析出. 图 2 不同亚固溶处理后的 γ 0 相形貌. (a, b) 1080 ℃, 4 h→ 油淬和局部放大；(c, d) 1110 ℃, 4 h→ 油淬和局部放大 Fig.2 γ 0 phase in GH720Li alloy after different solution treatments: (a, b) 1080 ℃, 4 h → oil quench and its partial magnification; (c, d) 1110 ℃, 4 h → oil quench and its partial magnification 此外，在亚固溶热处理后的组织中发现有长杆 状的一次 γ 0 相 (见图 2(d))，该一次 γ 0 相是原始锻 态组织在后续热处理过程中遗留下来的，将会对合 金的性能产生不利的影响，因此合理控制加工工艺 获得理想的锻态组织是至关重要的. 2.3 时效处理对合金组织的影响 图 3 为两种亚固溶热处理后的样品经 650 ℃, 24 h→ 空冷单时效热处理后的 γ 0 相形貌. 由图 3(a) 和图 3(c) 可知，GH720Li 合金经 650 ℃, 24 h→ 空 冷单时效热处理后一次 γ 0 相的轮廓更加圆滑并有 向球形转变的趋势，二次 γ 0 相变化不明显，三次 γ 0 相则发生了明显的补充析出现象，析出数量明显 增多. 当合金经 1080 ℃, 4 h→ 油淬 +650 ℃, 24 h→ 空冷热处理后 (见图 3(b))，三次 γ 0 相在一次 γ 0 相的周围及晶界处大量弥散析出，使得三次 γ 0 相呈网状分布. 当合金经 1110 ℃, 4 h→ 油淬 +650 ℃, 24 h→ 空冷热处理后，三次 γ 0 相补充析出的区 域较 1080 ℃, 4 h→ 油淬 +650 ℃, 24 h→ 空冷处 理后的明显增大. 这主要是因为一次 γ 0 相在 1110 ℃, 4 h→ 油淬条件下有较高的回溶度，基体中溶质 原子的过饱和程度较高，三次 γ 0 相的析出驱动力较 大，在随后的时效过程中三次 γ 0 相的析出程度也就 越大. 图 4 为两种亚固溶热处理后的样品经 650 ℃, 24 h→ 空冷 +760 ℃, 16 h→ 空冷双时效处理的 γ 0 相形貌. 由图 4(a) 和 4(c) 可知：提高第二段时效 温度后，一次 γ 0 相的轮廓更加圆滑，其中部分一次 γ 0 相已经转变成球形或近球形；二次 γ 0 相的尺寸 有所增加 (见图 4(b) 和 4(d))；二次和三次 γ 0 相补 充析出的程度更加明显. 此外，图 4(b) 还出现了原 始锻态组织遗留下来的扇形一次 γ 0 相. 因此，综合分析 GH720Li 合金在亚固溶热处理 以及亚固溶 + 时效热处理过程中的 γ 0 相演变规律， 可以得到如图 5 所示的物理示意模型
.766 北京科技大学学报 第35卷 b) 200nn 2001m 图3单时效处理后GH720Li合金的Y相形貌.(a,b)1080℃，4h一油淬+650℃，24h一空冷和局部放大：(c,d)1110℃，4 h→油淬+650℃，24h一空冷和局部放大 Fig.3y'phase in GH720 Li alloy after single aging treatments:(a,b)l080℃，4h→oil quench+650℃，24h→air cooling and its partial magnification;(c,d)1110℃，4h→oil quench+650℃，24h→air cooling and its partial magnification b nm 2 um 200m 图4双时效处理后GH720Li合金的Y相形貌.(a,b)1080℃，4h一油淬+650℃，24h→空冷+760℃，16h一空冷和局部放 大：(c,d)1110℃，4h一油淬+650℃，24h一空冷+760℃，16h一空冷和局部放大 Fig.4Y'phase in GH720 Li alloy after double aging treatment:(a,b)1080℃，4h一oil quench+650℃，24h-air cooling+ 760℃，l6h→air cooling and its partial magnification;(c,d)1110℃，4h→oil quench+650℃，24h→air cooling+760℃， 16 h-air cooling and its partial magnification
· 766 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 图 3 单时效处理后 GH720Li 合金的 γ 0 相形貌. (a, b) 1080 ℃, 4 h→ 油淬 +650 ℃, 24 h→ 空冷和局部放大；(c, d) 1110 ℃, 4 h→ 油淬 +650 ℃, 24 h→ 空冷和局部放大 Fig.3 γ 0 phase in GH720Li alloy after single aging treatments: (a, b) 1080 ℃, 4 h → oil quench + 650 ℃, 24 h → air cooling and its partial magnification; (c, d) 1110 ℃, 4 h → oil quench + 650 ℃, 24 h → air cooling and its partial magnification 图 4 双时效处理后 GH720Li 合金的 γ 0 相形貌. (a, b) 1080 ℃, 4 h→ 油淬 +650 ℃, 24 h→ 空冷 +760 ℃, 16 h→ 空冷和局部放 大；(c, d) 1110 ℃, 4 h→ 油淬 +650 ℃, 24 h→ 空冷 +760 ℃, 16 h→ 空冷和局部放大 Fig.4 γ 0 phase in GH720Li alloy after double aging treatment: (a, b) 1080 ℃, 4 h → oil quench + 650 ℃, 24 h → air cooling + 760 ℃, 16 h → air cooling and its partial magnification; (c, d) 1110 ℃, 4 h → oil quench + 650 ℃, 24 h → air cooling + 760 ℃, 16 h → air cooling and its partial magnification
第6期 于秋颖等：亚固溶温度热处理对GH720Li难变形高温合金相的影响 ·767· e 图5GH720Li合金中'相在亚固溶及时效处理过程中的演化模型 Fig.5 Schematic evolution model of y phase during subsolvus solution heat treatment and single/double aging treatment after subsolvus solution treatment in GH720Li alloy 亚固溶保温过程是各种'相逐渐回溶的过程， 合金组织稳定性的文献记载主要为750℃时效1500 如图5(a)~(c)所示.根据吉布斯-汤姆逊效应，三 h可、650和700℃时效3000h16和760和845℃时 次'相、二次Y相和一次Y相在基体中的溶解 效1000h后的研究1)，所以本实验着重研究该合 度逐渐减小，因此三次'相首先完全回溶到基体 金在更高温度下(870℃)显微组织的演变规律.此 中（见图5(b):二次Y相则逐渐回溶，经4h的保 外，为观察该合金原始锻态组织中不规则分布的一 温处理后，GH720Li合金的二次√相已完全回溶 次Y相、多形态分布的二次相和细小三次√相 到基体中，如图5()所示：一次Y相逐渐回溶并 在长期时效过程中的演变情况，所以选用原始锻态 出现分裂现象，使得一次Y'相的轮廓比较圆滑并 样品进行长期时效实验 达到减小尺寸来降低能量保持系统稳定的目的.这 图6为原始锻态GH720Li合金在870℃时效不 样，在亚固溶保温过程中，GH720Li合金只保留一 同时间后的Y'相形貌.从图6(a)~(c)可以看出，时 次Y相. 效时间在500h之前，合金组织随着时效时间的延 图5(d)为GH720Li合金经油冷后的√相形貌 长逐渐均匀，三次√相首先逐渐直至完全回溶到基 示意图.由于油冷冷速较慢，合金呈现三种尺寸的 体中，这与Zhou等[16在该合金组织稳定性研究中 Y'相分布，二次Y相呈球形弥散分布于一次相 所得到的三次Y相会随时效时间延长发生部分回 间，这再次说明在亚固溶保温过程二次和三次相 溶到完全回溶的结果相一致：二次Y相由初始多形 完全回溶，而此时球形均匀弥散分布的二次和三次 态分布转变成球形弥散分布：晶内一次√相逐渐回 是在冷却过程中形成的， 溶，一次Y相主要向晶界分布状态转变.时效500 在单时效处理时，一次Y相的轮廓逐渐圆滑，h时，GH720Li合金组织开始变得比较均匀，一次 并有向球形转变的趋势，二次Y相变化不明显，三 Y相转变成主要钉扎于晶界均匀分布的状态，并且 次'相补充析出程度有所加大：双时效处理时，部 此时二次Y'相已完全回溶到基体中.从图6(d)~() 分一次相已经转变成球形或近球形，二次Y相 可以看出，随着时效时间继续延长，GH720Li合金 尺寸所有增大，三次相补充析出的数量及区域 组仍保持着良好的组织均匀性，一次Y'相仍主要 明显增大. 钉扎于晶界但随时效时间延长而逐渐聚合粗化，这 2.4长期时效处理对合金组织的影响 主要是因为晶内一次相和二次Y'相在时效500 GH720Li合金作为新一代涡轮盘件材料，在工h之前逐渐回溶到基体中使得Y'相形成元素A1和 作中承受着高温、高应力及氧化和热腐蚀等作用， T等在基体中达到了较高的过饱和度，在随后的冷 因此长期工作中合金的组织稳定性是极为重要，有 却过程中这些溶质原子流向一次'相的周围使得 必要对长期时效过程中的组织演变规律进行研究. 一次Y相粗化，但一次Y相的粗化现象并不明显. 由于该合金短时使用温度会达900℃，且目前对该 总之，该合金原始锻态组织经870℃长期时效主要
第 6 期 于秋颖等：亚固溶温度热处理对 GH720Li 难变形高温合金 γ 0 相的影响 767 ·· 图 5 GH720Li 合金中 γ 0 相在亚固溶及时效处理过程中的演化模型 Fig.5 Schematic evolution model of γ 0 phase during subsolvus solution heat treatment and single/double aging treatment after subsolvus solution treatment in GH720Li alloy 亚固溶保温过程是各种 γ 0 相逐渐回溶的过程， 如图 5(a)∼(c) 所示. 根据吉布斯 – 汤姆逊效应，三 次 γ 0 相、二次 γ 0 相和一次 γ 0 相在基体中的溶解 度逐渐减小，因此三次 γ 0 相首先完全回溶到基体 中 (见图 5(b))；二次 γ 0 相则逐渐回溶，经 4 h 的保 温处理后，GH720Li 合金的二次 γ 0 相已完全回溶 到基体中，如图 5(c) 所示；一次 γ 0 相逐渐回溶并 出现分裂现象，使得一次 γ 0 相的轮廓比较圆滑并 达到减小尺寸来降低能量保持系统稳定的目的. 这 样，在亚固溶保温过程中，GH720Li 合金只保留一 次 γ 0 相. 图 5(d) 为 GH720Li 合金经油冷后的 γ 0 相形貌 示意图. 由于油冷冷速较慢，合金呈现三种尺寸的 γ 0 相分布，二次 γ 0 相呈球形弥散分布于一次 γ 0 相 间，这再次说明在亚固溶保温过程二次和三次 γ 0 相 完全回溶，而此时球形均匀弥散分布的二次和三次 是在冷却过程中形成的. 在单时效处理时，一次 γ 0 相的轮廓逐渐圆滑， 并有向球形转变的趋势，二次 γ 0 相变化不明显，三 次 γ 0 相补充析出程度有所加大；双时效处理时，部 分一次 γ 0 相已经转变成球形或近球形，二次 γ 0 相 尺寸所有增大，三次 γ 0 相补充析出的数量及区域 明显增大. 2.4 长期时效处理对合金组织的影响 GH720Li 合金作为新一代涡轮盘件材料，在工 作中承受着高温、高应力及氧化和热腐蚀等作用， 因此长期工作中合金的组织稳定性是极为重要，有 必要对长期时效过程中的组织演变规律进行研究. 由于该合金短时使用温度会达 900 ℃，且目前对该 合金组织稳定性的文献记载主要为 750 ℃时效 1500 h [7]、650 和 700 ℃时效 3000 h[16] 和 760 和 845 ℃时 效 1000 h 后的研究 [17]，所以本实验着重研究该合 金在更高温度下 (870 ℃) 显微组织的演变规律. 此 外，为观察该合金原始锻态组织中不规则分布的一 次 γ 0 相、多形态分布的二次 γ 0 相和细小三次 γ 0 相 在长期时效过程中的演变情况，所以选用原始锻态 样品进行长期时效实验. 图 6 为原始锻态 GH720Li 合金在 870 ℃时效不 同时间后的 γ 0 相形貌. 从图 6(a)∼(c) 可以看出，时 效时间在 500 h 之前，合金组织随着时效时间的延 长逐渐均匀，三次 γ 0 相首先逐渐直至完全回溶到基 体中，这与 Zhou 等 [16] 在该合金组织稳定性研究中 所得到的三次 γ 0 相会随时效时间延长发生部分回 溶到完全回溶的结果相一致；二次 γ 0 相由初始多形 态分布转变成球形弥散分布；晶内一次 γ 0 相逐渐回 溶，一次 γ 0 相主要向晶界分布状态转变. 时效 500 h 时，GH720Li 合金组织开始变得比较均匀，一次 γ 0 相转变成主要钉扎于晶界均匀分布的状态，并且 此时二次 γ 0 相已完全回溶到基体中. 从图 6(d)∼(f) 可以看出，随着时效时间继续延长，GH720Li 合金 组仍保持着良好的组织均匀性，一次 γ 0 相仍主要 钉扎于晶界但随时效时间延长而逐渐聚合粗化，这 主要是因为晶内一次 γ 0 相和二次 γ 0 相在时效 500 h 之前逐渐回溶到基体中使得 γ 0 相形成元素 Al 和 Ti 等在基体中达到了较高的过饱和度，在随后的冷 却过程中这些溶质原子流向一次 γ 0 相的周围使得 一次 γ 0 相粗化，但一次 γ 0 相的粗化现象并不明显. 总之，该合金原始锻态组织经 870 ℃长期时效主要
.768 北京科技大学学报 第35卷 是合金组织均匀化、一次Y相长大粗化和二次、三 合金中一次相的体积分数并没有出现随时效时 次相回溶的过程. 间延长而减少的现象，说明870℃时效500h后一 此外，通过对图6(c)~()中的一次Y相体积次Y'相不会发生回溶，合金长期时效后的组织稳 分数的统计还可以发现，时效500h后，GH720Li 定性较为良好 10 4 um 图6GH720Li合金870℃经不同时效时间后的场发射电镜像.(a)100h:(b)200h;(c)500h:(d)1000h:(e)2000h:()3000h Fig.6 FE-SEM images of GH720Li alloy aged at 870 C for different time:(a)100 h;(b)200 h;(c)500 h;(d)1000 h;(e)2000 h:()3000h 对GH720Li合金870℃长期时效后的样品进 而增大，二次和三次√相完全回溶：部分原始锻态 行了硬度测量，得到了合金平均硬度随时效时间的 Y相组织会在后续的热处理过程中遗留下来 变化关系如图7所示.由图7可知，时效500h之 480 前，合金的平均硬度降低得非常剧烈，而后随时效 460 时间延长又有所降低，最终当时效时间在1000h之 440 后合金硬度基本保持HB350左右.时效500h之 420 前，由于二次和三次√相的逐渐回溶以及组织均 400 匀性的调整，GH720Li合金中能够有效阻碍位错运 动的√强化相数量急剧减少，合金强度降低明显， 380 表现为合金平均硬度降低剧烈：当合金具有良好的 360 组织均匀性后，随着时效时间的延长，一次√相会 340 有所粗化，因此合金的平均硬度值会有所降低：当 050010001500200025003000 t/h 时效到一定程度后，一次'相虽有所粗化但不明 显，其尺寸仍能有效地阻碍位错运动，合金的平均 图7GH720Li合金在870℃下时效时间与硬度的变化关系 硬度值基本保持较高的HB350不变 Fig.7 Relationship between hardness and aging time of GH720 Li alloy at870℃ 3结论 (2)单时效处理时，一次'相轮廓更加圆滑并 (1)GH720Li合金在亚固溶保温过程中，一次 有向球形转变的趋势，三次Y'相出现补充析出现 Y'相发生了部分回溶，且回溶程度随固溶温度升高 象，且补充析出区域随亚固溶温度的升高而增大：
· 768 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 是合金组织均匀化、一次 γ 0 相长大粗化和二次、三 次 γ 0 相回溶的过程. 此外，通过对图 6(c)∼(d) 中的一次 γ 0 相体积 分数的统计还可以发现，时效 500 h 后，GH720Li 合金中一次 γ 0 相的体积分数并没有出现随时效时 间延长而减少的现象，说明 870 ℃时效 500 h 后一 次 γ 0 相不会发生回溶，合金长期时效后的组织稳 定性较为良好. 图 6 GH720Li 合金 870 ℃经不同时效时间后的场发射电镜像. (a) 100 h; (b) 200 h; (c) 500 h; (d) 1000 h; (e) 2000 h; (f) 3000 h Fig.6 FE-SEM images of GH720Li alloy aged at 870 ℃ for different time: (a) 100 h; (b) 200 h; (c) 500 h; (d) 1000 h; (e) 2000 h; (f) 3000 h 对 GH720Li 合金 870 ℃长期时效后的样品进 行了硬度测量，得到了合金平均硬度随时效时间的 变化关系如图 7 所示. 由图 7 可知，时效 500 h 之 前，合金的平均硬度降低得非常剧烈，而后随时效 时间延长又有所降低，最终当时效时间在 1000 h 之 后合金硬度基本保持 HB 350 左右. 时效 500 h 之 前，由于二次和三次 γ 0 相的逐渐回溶以及组织均 匀性的调整，GH720Li 合金中能够有效阻碍位错运 动的 γ 0 强化相数量急剧减少，合金强度降低明显， 表现为合金平均硬度降低剧烈；当合金具有良好的 组织均匀性后，随着时效时间的延长，一次 γ 0 相会 有所粗化，因此合金的平均硬度值会有所降低；当 时效到一定程度后，一次 γ 0 相虽有所粗化但不明 显，其尺寸仍能有效地阻碍位错运动，合金的平均 硬度值基本保持较高的 HB 350 不变. 3 结论 (1) GH720Li 合金在亚固溶保温过程中，一次 γ 0 相发生了部分回溶，且回溶程度随固溶温度升高 而增大，二次和三次 γ 0 相完全回溶；部分原始锻态 γ 0 相组织会在后续的热处理过程中遗留下来. 图 7 GH720Li 合金在 870 ℃下时效时间与硬度的变化关系 Fig.7 Relationship between hardness and aging time of GH720Li alloy at 870 ℃ (2) 单时效处理时，一次 γ 0 相轮廓更加圆滑并 有向球形转变的趋势，三次 γ 0 相出现补充析出现 象，且补充析出区域随亚固溶温度的升高而增大；
第6期 于秋颖等：亚固溶温度热处理对GH720Li难变形高温合金相的影响 ·769· 双时效处理时，部分一次'相转变成球形或近球 treatment and chemistry on the long-term phase stability 形，二次Y相尺寸有所增大，二次和三次Y相补 of a high strength nickel-based superalloy /Superalloys 充析出的程度更加明显. 1992.Warrendale,1992:415 (3)870℃时效500h时，合金组织变得均匀， [8]Torster F,Baumeister G,Albrecht J,et al.Influence of grain size and heat treatment on the microstructure and 二次和三次Y相完全回溶，一次Y'相则主要钉扎 mechanical properties of the nickel-base superalloy U 720 于晶界：随着时效时间继续延长，一次相有所粗 Li.Mater Sci Eng A,1997,234-236:189 化但不明显：GH720Li合金平均硬度在长期时效过 [9]Mao J.Chang K M,Yang W,et al.Cooling precipitation 程中逐渐降低而后基本保持HB350不变. and strengthening study in powder metallurgy superalloy U720Li.Metall Trans A,2001,32(10):2441 [10]Radis R,Schaffer M,Albu M,et al.Evolution of size and 参考文献 morphology of y'precipitates in UDIMET 720 LI dur- ing continuous cooling /Superalloys 2008.Warrendale. [1]Furrer D U,Fecht F J.Y'formation in superalloy U720LI. 2008:829 Scripta Mater,1999.40(11):1215 [11]Qiu YY.Retarded coarsening phenomenon of y particles [2]Jackson M P,Reed R C.Heat treatment of UDIMET in Ni-based alloy.Acta Mater,1996,44(12):4649 720Li:the effect of microstructure on properties.Mater [12]Doi M,Miyazaki T,Wakatsuki T.The effects of elastic in- Sci Eng A.1999,259(1):85 [3]Yu Q Y,Dong J X,Zhang M C,et al.Thermodynamic teraction energy on the y precipitate morphology of con- tinuously cooled nickel-base alloys.Mater Sci Eng,1985 calculation on equilibrium precipitated phases in GH720Li 74(2):139 superalloy.Rare Met Mater Eng:2010,39(5):857 (于秋颖，董建新，张麦仓，等.难变形高温合金GH720Li [13 Qiu YY.The splitting behavior of y'particles in Ni-based 平衡析出相的热力学计算.稀有金属材料与工程，2010， alloys.J Alloys Compd,1998,270(1):145 39(5):857) [14]Hazotte A,Grosdidier T,Denis S.Y precipitate splitting [4]Kim S E,Jackson M P,Reed R C,et al.Quantification of in nickel-based superalloys:a 3-D finite element analysis. the minor precipitates in UDIMET TM alloy720(LI)using Scripta Mater.1996.34(4):601 electrolytic extraction and X-ray diffraction.Mater Sci [15]Banerjee D,Banerjee R,Wang Y.Formation of split pat- EmgA.1998,245(2):225 terns of y precipitates in Ni-Al via particle aggregations. (5]Couturier R,Burlet H,TerziS,et al.Process development Scripta Mater,1999,41(9):1023 and mechanical properties of alloy U720LI for high tem- [16]Zhou L Z,Lupinc V,Guo J T.Evolution of microstruc- perature turbine disks//Superalloys 2004.Warrendale, ture and mechanical property during long-term aging in 2004:351 Udimet 720Li.J Mater Sci Technol,2001,17(6):633 [6]Furrer D U,Fecht F J.Microstructure and mechanical [17]Helm D,Roder O.Influence of long term exposure in air property development in superalloy U720Li//Superalloys on microstructure,surface stability and mechanical prop- 2000.Warrendale,2000:415 erties of UDIMET 720LI//Superalloys 2000.Warren- [7]Keefe P W,Mancuso S O,Maurer G E.Effects of heat dale,2000:487
第 6 期 于秋颖等：亚固溶温度热处理对 GH720Li 难变形高温合金 γ 0 相的影响 769 ·· 双时效处理时，部分一次 γ 0 相转变成球形或近球 形，二次 γ 0 相尺寸有所增大，二次和三次 γ 0 相补 充析出的程度更加明显. (3) 870 ℃时效 500 h 时，合金组织变得均匀， 二次和三次 γ 0 相完全回溶，一次 γ 0 相则主要钉扎 于晶界；随着时效时间继续延长，一次 γ 0 相有所粗 化但不明显；GH720Li 合金平均硬度在长期时效过 程中逐渐降低而后基本保持 HB 350 不变. 参 考 文 献 [1] Furrer D U, Fecht F J. γ 0 formation in superalloy U720LI. Scripta Mater, 1999, 40(11): 1215 [2] Jackson M P, Reed R C. Heat treatment of UDIMET 720Li: the effect of microstructure on properties. Mater Sci Eng A, 1999, 259(1): 85 [3] Yu Q Y, Dong J X, Zhang M C, et al. Thermodynamic calculation on equilibrium precipitated phases in GH720Li superalloy. Rare Met Mater Eng, 2010, 39(5): 857 (于秋颖, 董建新, 张麦仓, 等. 难变形高温合金 GH720Li 平衡析出相的热力学计算. 稀有金属材料与工程, 2010, 39(5): 857) [4] Kim S E, Jackson M P, Reed R C, et al. Quantification of the minor precipitates in UDIMET TM alloy720(LI) using electrolytic extraction and X-ray diffraction. Mater Sci Eng A, 1998, 245(2): 225 [5] Couturier R, Burlet H, Terzi S, et al. Process development and mechanical properties of alloy U720LI for high temperature turbine disks // Superalloys 2004. Warrendale, 2004: 351 [6] Furrer D U, Fecht F J. Microstructure and mechanical property development in superalloy U720Li // Superalloys 2000. Warrendale, 2000: 415 [7] 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 [8] Torster F, Baumeister G, Albrecht J, et al. Influence of grain size and heat treatment on the microstructure and mechanical properties of the nickel-base superalloy U 720 Li. Mater Sci Eng A, 1997, 234-236: 189 [9] Mao J, Chang K M, Yang W, et al. Cooling precipitation and strengthening study in powder metallurgy superalloy U720Li. Metall Trans A, 2001, 32(10): 2441 [10] Radis R, Schaffer M, Albu M, et al. Evolution of size and morphology of γ 0 precipitates in UDIMET 720 LI during continuous cooling // Superalloys 2008. Warrendale, 2008: 829 [11] Qiu Y Y. Retarded coarsening phenomenon of γ 0 particles in Ni-based alloy. Acta Mater, 1996, 44(12): 4649 [12] Doi M, Miyazaki T, Wakatsuki T. The effects of elastic interaction energy on the γ 0 precipitate morphology of continuously cooled nickel-base alloys. Mater Sci Eng, 1985, 74(2): 139 [13] Qiu Y Y. The splitting behavior of γ 0 particles in Ni-based alloys. J Alloys Compd, 1998, 270(1): 145 [14] Hazotte A, Grosdidier T, Denis S. γ 0 precipitate splitting in nickel-based superalloys: a 3-D finite element analysis. Scripta Mater, 1996, 34(4): 601 [15] Banerjee D, Banerjee R, Wang Y. Formation of split patterns of γ 0 precipitates in Ni-Al via particle aggregations. Scripta Mater, 1999, 41(9): 1023 [16] 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 [17] Helm D, Roder O. Influence of long term exposure in air on microstructure, surface stability and mechanical properties of UDIMET 720LI // Superalloys 2000. Warrendale, 2000: 487