GH169合金的DA处理

D0I:10.13374/i.issn1001-053x.1991.03.025 第13卷第3期 北京科技大学学报 Vo1.13No.3 1991年5月 Journal of University of Science and Technology Beijing May 1991 GH169合金的DA处理 A 徐志超·屈波·*谢锡善· 捕要：用热变形后的直接时效(DA处理)和标准热处理对比试验的方法，对DA处理在 GH169合金中的实际应用进行了探讨。结果表明，DA处理确可提高合金的拉伸强度，并大 幅度提高光滑持久寿命。但由于塑性指标的降低而导致缺口持久和周期持久寿命的降低，并 使接劳、蠕变交互作用的“变损伤加尉。其原因是可能DA处理过程中晶界8相析出过少， 晶界晶内强度配合不良，达不到强韧化的作用。同时指出晶粒细化，并在变形工艺中对位错 组态进行控制，使δ相以合理的数量和形态析出，才能获得真正应用的DAGH169合金。 关键词：直接时效，品粒大小，GH169合金。 Direct Ageing of Alloy GH169 Xu Zhichao Qu Bo.Xie Xishan" ABSTRACT:For the purpose on application of direct aging (DA)GH169 in production a comparison of direct ageing treatment and standard heat treatment following hot deformation is conducted.Direct ageing treatment can get higher tensile strengthes and raise smooth specimen stress rupture lives remarkably. However,both notched specimen stress rupture aud cyclic stress rupture lives decrease because of the low ductility.The creep damage during creep and fatigue interaction condition is also enhanced.The reason may be smaller amount 6 precipitate distribution at grain boundaries and the grain boundary cobesive force can not perfectly match grain strength,then the strengthening and ductility improvement can not reach simultaneously.Grain refinement and 1990一11-02收稿 ·材料科学与工程系(Department of Material Science and Engincering) ·◆北方交通大学(Befang Jiaotong University) 239

第 13 卷第 3期 2 9 9 1年 5月 北 京 科 技 大 学 学 报 v o l . , 3 N o . 3 J o u r n a l o f U n i v o r s i t y o f S e i e n e e a n d T o e h n o l o g y B e i j i n g M a y i 。。 i 浓盏 G H 16 9合金的D A处理 徐志超 ` 屈 波 , * 谢 锡善 , 摘 要 : 用 热变形后 的直 接时效 (D A 处 理 ) 和 标准热处 理 对比 试验的 方法 , 对D A 处理 在 G H 16 9合金中的实际 应用进 行 了探 讨 。 结果表 明 , D 人 处理确 可提 高合金的拉伸强 度 , 并 大 幅度提高光滑持久寿命 。 但由于塑性指标的 降低而导致缺 口 持久和周期持久 寿命的降低 , 井 使疲劳 、 蠕变交 互作用 的蠕变损伤加剧 。 其 原因是可能 O A 处理过程中晶界 占相 析出过少 , 晶界晶内强 度配合不 良 , 达 不到强韧化的 作用 。 同时指 出晶粒细化 , 井在变形工艺 中对位错 组 态进行控制 , 使 舀相以 合理的 数量 和形态析出 , 才能获得真正 应用的 D A G H 1 69 合金 。 关键词 : 直 接时效 , 晶粒 大小 , G H 1 69 合 金 。 D i r e e t A g e i n g o f A l l o y G H 1 6 9 X “ Z h i e h o o , Q “ B o 二 X i e X i s h a n . A B ST R A C T : F o r t h e p u r p o s e o n a P p li e a t i o n o f d i r e e t a g i n g ( D A ) G H i 6 9 i n p r o d u e t i o n a e o m p a r i s o n o f d i r e e t a g e i n g t r e a t m e n t a n d s t a n d a r d h e a t t r e a t m e n t f o ll o w i n g h o t d e f o r m a t i o n 1 5 e o n d u e t e d 。 D i r e e t a g e i n g t r e a t m e n t e a n g e t h i g il e r t e n s i l e s t r e n g t h e s a n d r a i s e s m o o t h s p e e i m e n s t r e s s r u p t u r e li v e s r e m a r k a b l y - H o w e v e r , b o t h n o t e h e d s p e e i m e n s t r e s s r u p t u r e a u d e y e li e s t r e s s r u p t u r e li v e s d e e r e a s e b e e a u s e o f t il e l o w d u e t i li t y 。 T h e e r e e p d a m a g e d u r i n g e r e e p a n d f a t i g u e i n t e r a e t i o n e o n d i t i o n 1 5 a l s o e n h a n e e d 。 T 五e r e a s o 仓 m a y b e s m a ll e r a m o u n t J p r e e i P i t a t e d i s t r i b u t i o n a t g r a i n b o u n d a r i e s a n d t h e g r a i n b o u n d a r y e o h e s i v e f o r e e e a n n o t p e r f e e t l y m a t e h g r a i n s t r e n g t h , t h e n t h e s t r e n g t h e n i n g a n d d u e t i li t y i m p r o v e 爪 e n t e a n n o t r e a e h s i tn u lt a n e o u s l y 。 G r a i n r e f i n e m e n t a n d 19 9 0一 1 1一 0 2 收稿 令 . 材料 科学 与工程 系 ( D e P a r t m e n t o f M a t e r i a l S e i e n e e a n d E n g i n e e r i n g ) 北方交通 大学 ( B e f a n g J i a o t o n g U n i v e r s i t y ) 2 3 9 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 1991. 03. 025

dislocation configuration control at the hot deformation process are most impor- tant factors to control the suitable amount and distribution of 6-phase. KEY WORDS:direct age,grain size.GH169 alloy 在近代航空喷气发动机所用高温材料中，Inconel718合金不论在变形或铸造合金中， 应用的比重越来越大。不同使用条件下，对合金的要求也越来越高，因而产生了在不同应用 条件的各种Inconel718合金的标准。DA718合金的研究始于70年代末期或80年代初，早 期的基础研究报导甚少。近年来虽有报导1？2)，也仅是从性能上作了说明。为了加速我国 在这方面研究工作的进程，本文将我们的基础研究进行了整理，以备参考。 1实验材料及方法 为保证实验用料成分的一致性，先在真空感应炉中熔炼并浇成140kg重的电极棒，而后 真空感应重熔浇成70kg重的钢锭。并将该炉号(Heat253)钢锭开坯后锻成中160一200mm的 圆饼若干个。同时用另一炉号(Heat3)轧成φ22mm棒材，以进行对比。 实验合金的化学成分见表1。 采用不同的加热温度、终锻温度，特别是控制总变形量及最后一次的变形量，获得了不 同晶粒尺寸的饼坯（见表2）。 表1GH169合金的化学成分，% Table 1 Alloy composition of GH169,% Heat Mn S Cr Fe Mo Al Ti Nb Mg Ni 2530.0520.040.230.0060.00419.0418.102.950.671.004.980.00580.0059余 30.060.020.0180.0090.00619.6818.202.980.611.005.120.00920.009 余 合金的热处理制度为： 标准热处理：950℃×1h空冷+720℃×8h50C/620℃×8h空冷 DA处理：720℃×8h50C/620℃×8h空冷 拉伸、光滑、缺口持久及缺口周期持久试 表2 ,GH169合金饼还及棒材的晶粒级别 样均采用标距为25mm,直径为5mm的标准 Table 2 ASTM Grain size 试样，其缺口半径R=0.15mm。试验温度为 of GH169 650℃，应力为686MPa。 项目 实际晶粒度 平均 缺口周期持久试验是在改装的BⅡ-2持久 粗品 8.3(7%)+3.5 3.7 试验机上进行的。由于试验机的行程所限，动 混品 8.2(33%)+4 4.9 态载荷谱选择梯形波，保载时间△t分别为5s、 细品 10(98%)+5,4 9.8 180s和1800s,温度和应力同持久试验。 中22mm轧棒 9.8 9.8 r"相及d-Ni3Nb相的电化学相分析条件为： 10%硫酸铵+20%酒石酸+0.5%盐酸水溶液；电流密度(0.02-0.3)A/cm2,电解 1-2h。 240

d i s l o e a ti o n e o n f i g u r a t i o n e o n t r o l a t t h e h o t d e f o r m a t i o n p r o e e s s a r e m o s t i m p o r - t a n t f a e t o r s t o e o n t r o l t h e s u i t a b l e a m o u n t a n d d i s t r i b u t i o n o f d 一 p h a s e · K E Y W O R D S : d i r e e t a g e , g r a i n s i z e 。 G H 16 9 a l l o y 在近代航空 喷气发动 机所用 高温材 料 中 , I cn o ne l 了18 合 金不论在变形或铸 造合 金 中 , 应用的 比重越来越大 。 不 同使用 条件下 , 对合金的要求也越来越高 , 因而产生 了在不 同应用 条件的 各种 I cn o en l 7 18 合金的 标准 。 D A 71 8 合金的研究始于 70 年代 末期或 80 年代初 , 早 期的基础研究报导 甚少 。 近年来虽有报导 ￡ ” “ ’ , 也仅是从性 能上作了说 明 。 为了 加速 我 国 在这 方面研究工作 的进程 , 本文将 我们 的基础研究进行了整理 , 以备参考 。 1 实验材料及方法 为保证实 验用料成分的一致性 , 先在真空感应沪 中熔炼并浇成 1 4 0 k g 重 的电极 棒 , 而后 真空感应重 熔浇成 7 o k g 重 的钢锭 。 并将该炉号 ( H e at 2 5 3) 钢键开坯后 锻成功1 6 0一 2 0 m m 的 圆饼若 千 个 。 同时用 另一炉 号 ( H e at 3 ) 轧成价2 m m 棒材 , 以 进行对比 。 实验合金 的 化学成 分见表 1 。 采用不 同的 加热温度 、 终锻温度 , 特别是控制总变形量及最后一次的 变形量 , 获得了不 同晶粒尺寸的饼坯 ( 见 表 2 ) 。 表 1 G H 169 合金的 化学成分 , 师 T a b l e 1 A ll o y e o m p o s i t i o n o f G H 1 6 9 H e a t C M n S I P 5 C r F e M o A I T i 写 N b B M g N 0 余 。 0 5 2 0 。 0 6 0 。 0 4 0 。 02 0 。 2 3 0 。 0 1 8 0 。 0 0 6 0 。 0 04 1 9 。 0 4 1 8 。 1 0 2 。 9 5 0 。 6 7 1 。 00 4 一 9 8 0 。 0 0 5 8 0 。 0 05 9 〕 。 0 0 9 0 。 0 0 6 1 9 。 6 8 1 8 。 2 0 2 。 98 0 。 6 1 1 。 0 0 5 。 1 2 0 。 0 0 9 2 0 。 0 0 9 合金的 热处理制度为 : 标准热 处理 : 。 5。℃ 欠 , 。空冷 + : 2。 ℃ 、 s h丝卫给 6 2。 ℃ x s h 空冷 D A 处 理 : : 2。 .c x s h互旦卫 月 必 6 2。 c0 只 s h 空冷 拉伸 、 光 滑 、 缺 口持久及缺 口周期持久试 表 2 G H 169 合金饼坯及棒材 的昌粒级别 样均采用标距为 2 5 m m , 直径为 势s m m 的 标准 T a b l e 2 A S T M G r a i n s i z e 试样 , 其缺 口半径 R = o 一 s m m 。 试验 温度 为 o f G H i 6 9 . . . . 州 . . . . 口 . . . . , . ` . ` . ` . 沁 J j 侧` ` . 一 . ` ` 目 . . 咬. . . . . . 州 . . 6 5 0 ℃ , 应 力 为 6 8 6 M P a 。 缺 口周期持久试验是在改装的 B n 一 2 持久 试验机上进行的 。 由于试验机的行程 所限 , 动 态 载荷谱选择梯形波 , 保载 时间 △t 分别为 s5 、 1 8 0 5 和 1 8 0 5 , 温度和应力 同持久试验 。 : “ 相及 d 一 N i 3 N b 相 的 电化学相分析条件为 : 项 目 实际 晶粒度 平 均 ō才甘OO0U . … 粗混细 阳阴目曰 439 价2 m m 轧棒 8 。 3 ( 7 写 ) + 3 。 5 8 。 2 ( 3 3肠 ) + 4 1 0 ( 9 8% ) + 5 。 4 9 。 8 10 % 硫酸按 + 20 写酒石 酸 + 0 。 5写盐!酸 水 溶 液 ; 电 流 密 度 (0 . 02 一 0 . 3 ) A / “ m “ , 电解 1 一 Z h 。 2 4 0

2实验结果 2.1650℃的拉伸性能 两种热处理制度对不同晶粒度饼坯及热轧棒650℃拉伸性能的影响见表3。由表3可 见，经DA处理后在任何晶粒条件下拉伸强度均有所提高，但细晶饼坯和细晶热轧棒材拉伸 强度提高幅度较大，而塑性指标却有所下降。 表3两种热处理条件GH169合金650℃拉伸性能 Table 3 Tensile property ofGH169(T=650℃) 热处理方法 品粒度ASTM Ob,MPa 00.2,MPa 8% % 3.7 1093 1039 20.8 36.0 4.9 1161 1029 26.2 41.7 标准处理 9.8 1176 1063 29.6 51.6 22mm轧棒 1147 1005 29.0 42,5 3.7 1123 1058 21.8 44.4 4.9 1176 1019 12.0 36.0 DA处理 9.8 1323 1259 25.0 39.6 22mm轧标 1181 1078 28.4 38,2 2.2持久性能 两种热处理制度对不同晶粒度饼坯及热轧棒材持久性能的彩响见表4。由表4可见，与 标准热处理相比较，DA处理不论在何种晶粒条件下均能大幅度提高光滑持久寿命。特别是 在细晶情况下，光滑持久寿命能提高几倍。但持久塑性却明显降低。细晶组织的持久塑性约 是原来的一半，因而使得缺口持久寿命均大幅度下降。虽然没有产生缺口持久敏感性，但这 一问题应引起充分的注意。 表4两种热处理条件GH169合金持久性能 Table 4 Stress rupture property of GH169 (650C,686MPa) 品粒度 光 滑 峡日(R=0.15mm) 热处理方法 ASTM 持久寿命，h 持久塑性，% 持久寿命tr,h 3.7 289.5 7.76 1051 4.9 176.3 20.2 1323 标准处理 9.8 121.5 31.2 1485 p22mm乳棒 82.8 35.1 3.7 338.5 9.92 522 DA处理 1.9 544 9.28 583 9,8 385 16.4 936 φ22mm轧棒 302,4 17.6 241

2 实 验 结 果 2 0 1 6 5 0 ℃ 的拉 伸性能 两 种热 处理制度对不 同 晶粒度饼坯 及热轧棒 65 0 ℃ 拉伸性能 的 影 响 见 表 3 。 由 表 3 可 见 , 经 D A 处理后在任 何晶粒 条件下拉伸强度均 有所提高 , 但细 晶饼坯和 细 晶热轧 棒材拉 伸 强 度提高幅 度较大 , 而塑 性指标却有所下 降 。 表 3 T a b l e 3 两种 热处 理条件 G H 1 69 合金 6 5 0 ℃ 拉 伸性能 T e n s i l e p r o p e r t y o f G H i 6 9 ( T = 6 5 0 ℃ ) 热处理 方法 晶粒 度 A S T M a b 一 M P a 叮 。 。 2 , M P a 6 % 护% 13匕九736 工月. 州犯16097832 ù止月, 人1 ù一1工孟月,土J. 3 。 7 4 。 9 3 6 一 0 4 1 一 7 标 准处理 9 。 8 访2 m m 轧 棒 D A 处理 3 。 7 4 。 9 9 。 8 功2 m m 轧棒 1 0 3 9 1 02 9 1 0 6 3 1 0 0 5 1 0 58 1 0 1 9 1 2 5 9 1 0 78 2 0 一 8 2 6 一 2 2 9 。 6 2 9 。 0 5 1 。 6 4 2 。 5 1 2 。 2 5 . 4 4 。 4 3 6 。 0 3 9 。 6 2 8 。 4 3 8 。 2 2 . 2 持久性能 两种热处理制度对不 同晶粒度饼坯及 热轧 棒材持久性能的影响见 表 4 。 由表 4 可见 , 与 标准热处理 相 比较 , D A 处 理不 论在何种 晶粒条件下 均能大幅度提高光 滑持久寿命 。 特别是 在细 晶 情况下 , 光 滑持久寿命能提高几倍 。 但持久塑性却明显降低 。 细 晶组织 的持久塑性约 是原来 的一半 , 因 而使得缺 口持 久寿命均 大幅度下降 。 虽 然没有产生缺口持久敏感性 , 但这 一问题应引起充分的注意 。 表 4 两种 热处理条件 G H 169 合金持 久性能 T a b l e 4 S t r e s s r u p t u r e p r o p e r t y o f G H i 6 9 ( 6 5 0 ℃ , 6 8 6 M P a ) 热处理 方法 光 滑 持久寿命 , h 持久 塑性 , % 缺 口 ( R = o 。 1 5 m ln ) 持久寿命 t r , h 7 。 7 6 2 0 。 2 标准处理 3 。 7 峨 一 9 9 。 8 协2 m ln 轧棒 2 8 9 。 5 1 7 6 。 3 1 2 1 一 5 8 2 。 8 3 38 。 5 5 J 4 3 8 5 3 0 2 。 4 3 1 。 2 3 5 。 1 1 0 5 1 1 3 2 3 1 4 8 5 Z 236 尸八nJ 工J a勺én D A 处理 9 。 9 2 9 一 2 8 功2 m m 轧棒 1 6 1 7 。 6 一 2 4 1

2.3缺口周期持久性能 静态下的持久试验在动态缺口周期持久试验中得到了完全不同的反映（见图1）。在不 同晶粒大小和3种不同保载时间（△t=5、 180、1800s)的3种载荷谱下，无论哪种， oSTD DA处理的缺口循环断裂寿命都低于标准 800 处理的缺口循环断裂寿命。细晶组织虽降 700 低幅度小些，也降低100次以上，而混晶 和粗晶组织降低几百次以上，以至在蠕变 600 因素增加，△t=1800s时，循环断裂寿命只 500…· 有十几次或几十次，己达到完全不能令人 40 接受的循环次数。可见，在静态试验中， 300 强度的大幅度提高，塑性的降低，虽然没 5. 有反映出缺口持久敏感性，但在动态试验 200 中却有着强烈地反响。尽管如此，从图1 d 中仍可看到，晶粒细化有助于缺口周期持 久寿命的提高，且提高幅度较大，DA处 81012 理的效果更为显著。 ASTM grain size 图1GH169合金的缺口循环断裂寿命 2,4疲劳蠕变交互作用的损伤图 Fig.1 Notch cyclic stress rupture lifc of GH169 带有不同保持时间的应力循环过程， 肯定存在疲劳、蠕变的交互作用，而表征这一交互作用损伤情况的最通用的数学表达式如 下c3): 1.0 0.8 0.4 0,2 00.20.40.60.81.00.20.40.60.81.00.20.40.60.81.0 As/片 (a)细晶组织(b)混品组织(c)粗晶组织 图2GH169合金疲劳、蠕变交互作用损伤图 Fig.2 Fatigue-crecp intcraction damage map of GH169 N/N:+B(N/NrB△t/t.)2+∑At/t,=1 式中N/N:和二△tt,分别表示疲劳和蠕变损伤分数。B为交互作用系数。当B=0时， 表示不存在交互作用。两种损伤只是线性迭加，在图2中以虚线表示。比较图2可见，不论 242

2 . 3 缺口 周 期持久性 能 静态 下 的持久试验在动态 缺 口 周期持久试验 中得到 了完全不 同的 反映 (见 图 1 ) 。 在不 、 J 一川亏 l 曰 八门日门曰门Un U ǎ们CI] n o 划n汀“叭八Un1 ō 尸口`八亡门Oh仆 阅注。自qJ1 ` 同 晶粒大小 和 3 种不 同保载 时间 (么 t 二 5 、 1 8 0 、 1 8 0 0 5 )的 3 种载 荷谱下 , 无论哪 种 , D A 处理 的缺 口循 环 断裂寿命都低于标准 处理 的缺 口循环断 裂寿命 。 细晶组织虽降 低幅度小些 , 也降低 10 。 次以上 , 而混 晶 和粗 晶组 织降 低几百次 以上 , 以至在蠕变 因素 增加 , tA 二 1 8 0 05 时 , 循环 断裂寿命只 有十几次或 几十次 , 己达到完全不 能令 人 城 接受 的循环 次数 。 可 见 , 在静态 试验 中 , 强度的 大幅度提高 , 塑性的 降低 , 虽 然 没 有 反映 出缺口 持久敏感 性 , 但在动 态试验 中却有着强烈地反响 。 尽 管如此 , 从图 1 中仍可看到 , 晶粒细 化有助 于缺 口周 期持 久寿命 的提高 , 且提 高 幅度较 大 , D A 处 理的效果更 为显著 。 1 0 1 2 、 S T八1 g r a i j z s i z e 图 1 G H 16 9合金 的缺口 循环断裂寿命 2 . 礴 疲劳蟠 变交互作 用 的摄伤图 F i g , 1 N o ` c h c y c l i c ” ` r e “ 5 r u P ` u r e l i f e 带有不 同保持时间的应 力循 环过程 , “ f G 1H 69 肯定 存在疲劳 、 蠕变的交互作 用 , 而 表征这一 交互作用损伤情况的 最通 用的数学 表 达 式 如 下 〔 “ 〕 : (厅厂 -一 一 { 肖〔) . 2 1) . 4 〔j . 6处0 . 8 1 . 0 n). 仪口ù 日4 日ù钊n八尸 。1 ó ` 反成 F 19 . 2 G H 1 6 9 1 N J N f + B ( N l万 , . 兄 A t / t r ) 一 2 一 + 名 A t / t r = 式中 N / N : 和 乙 A t / t r 分别 表示疲劳和 蠕变损伤分数 。 B 为交互 作 用系数 。 当 B = 。 时 , 表示不存 在交互 作用 。 两种损伤只是线性迭 加 , 在 图 2 中以虚线表示 。 比较图 2 可见 , 不 论 2 4 2

哪种处理方法，细晶组织的疲劳和蠕变损伤都小于混品和粗晶组织。在标准处理条件下，由 于细晶组织的持久塑性达到了30%，故疲劳和蠕变损伤己接近线性迭加，交互作用曲线几乎 与虚线重合。DA处理在同样细喝条件，由于持久塑性几乎下降了一半，致使交互作用的损 伤加急，且蠕变损伤成了主导因素。而在混晶和粗晶组织条件下，DA处理的交互作用的损 伤程度己极为严重，曲线形状接近直角，差不多己平行纵横轴发展，说明蠕变损伤和疲劳损 伤都严重，从而使缺口周期持人寿命达到令人不能接受的短寿命。由此表明，当GH169合 金所制零部件在动态循荪加载条件：下，DA处理是一个不利的因素。 2.5组织 由图3(a)(b)可见，标谁处理和DA处理在组织上反映出的极大差异，在于6相的析出 量和形态。前者（图3(a))6相呈粒状、棒状，甚至还有针状沿晶析出十分明显，当然晶内 也有少量析出。这对改善晶界状态，调整晶内和晶界强度和塑性的配合起到了相当重要的作 用。而后者（图3(b))则表现出晶界极细，隐约可见点状8相析出，这不仅表现出δ相析出量 101Lm (a)标准处理 (b)DA处理 图3GH169合金的显微组织 Fig.3 Microscopic structures of GH169 过少，而且形态也不理想，不可能对晶界产生 表5GH169合金的相分析结果，% 很好的韧化作用，致使晶内和晶界强度不能很 Table 5 The results of phase 好配合，缺口持久寿命的下降，并在疲劳、蠕 analysis of GH169,% 变交互作用加剧积累损伤。 处理方法 品粒度 1‘ 用电化学相分析的方法对r"和0相进行 (ASTM) 定量分析获得进一步证明（见表5）。DA处理 3.7 13.84 0.31 在任何晶粒条件下r”相的析出量都稍多于标 标谁处明 4,9 15.18 0.93 准处理时析出的r”相，这是DA处理获得强 9.8 14.02 2.45 化的原因之一。因为r”相是该合金的主要强 3.7 15.32 0.05 化相。但DA处理在任何晶粒条件下其δ相的 DA理处 4.9 15,37 0.04 析出量都远低于标准处理时的析出量，这种降 9.8 14.9 0.25 低趋势甚至达数量级的关系，与金相组织相一 致。值得指出的是无论是标灌处理，还是DA处理，细晶组织δ相的析出要远高于混品或粗 晶组织。在成分和热处理工艺相同的条件下，晶粒细化促使δ相析出增加的原因只能与热 243

哪种处 理方法 , 细 晶组织的疲 劳和蠕变 损伤都小于 混晶和粗晶组 织 。 在标准 处理条件下 , 由 于细 晶组 织的 持久塑 性达到 了 30 % , 故 疲劳和蠕变 损伤己接近线 性迭 加 , 交互作用 曲线 几乎 与 虚线 重合 。 D A 处理 在同样细晶 条件 , 由于持久塑性几乎下降 了一半 , 致使交 互 作用的 损 伤 加急 , 且蠕 变损伤成 了主导 因素 。 而在混 晶和粗晶组 织条件下 , D A 处理的交互 作用的 损 伤程度己极 为严重 , 曲线形 状接近直 角 , 差不 多己平 行纵 横轴发 展 , 说 明蠕变损伤和疲 劳损 伤都严重 , 从而使 缺 口周期持 久寿命 达到令人不 能 接受的 短 寿命 。 由此表 明 , 当 G H 1 69 合 金 所制零部件在动态 循环加载条件下 , D A 处理是 一个不利 的 因素 。 2 , 5 组织 由图 3 ( a ) ( b) 可见 , 标准 处理 和 D A 处理在组织上反映 出的极大差 异 , 在于 d 相 的析 出 量和形 态 。 前者 ( 图3 a( ) d 相 呈粒状 、 棒状 , 甚 至还有针状沿 晶析 出十 分明显 , 当然 晶 内 也有少量 析出 。 这 对改善 晶界状 态 , 调 整晶 内和 晶界强 度和 塑 性的配合 起到 了相 当重 要 的作 用 。 而后 者 ( 图3 、 b 、 ) 则表 现出 晶界极 细 , 隐约 可见 点状 占相析 出 , 这不 仅 表现 出 d相 析出 量 ( a) 标准 处理 (b ) D A 处理 图 3 G H 16 9合金的显微组织 F 19 . 3 M i c r o s C o P I C s t r u e t u r e s o f G H 1 6 9 过少 , 而且形态 也 不 理想 , 不 可能 对晶界产生 很好 的韧 化作用 , 致使 晶内和 晶界强度不 能很 好配合 , 缺 口持久寿命 的下 降 , 并在疲劳 、 蠕 变交互作用加剧积累损伤 。 用 电化学相 分析 的方法对 犷 “ 和 占相 进 行 定量分析获得进一 步证明 (见 表 5 ) 。 D A 处理 在任 何晶粒条件下 犷 “ 相 的析出量 都稍 多于 标 准处理 时 析 出的 r “ 相 , 这是 D A 处理 获 得强 化的原因之 一 。 因 为 r ” 相是 该合金 的主 要 强 化相 。 但 D A 处理在任何晶粒条件下其 ` 相的 析 出量都远低于标准处理时的析 出量 , 这 种降 低趋势甚至达数量级 的关 系 , 与金 相组织相 一 致 。 值得指 出的是 无论是标准处理 , 还是 D A 晶组织 。 在成分和 热处理工艺相 同的条 件下 , 表 5 G H 1 6 9合金的相 分 析结果 , % T a b l e 5 T h e r e s u lt s o f p h a s e a n a l y s i s o f G H 1 6 9 , % 处理 方法 晶粒度 下 ` ’ ( A S T M ) ~ 一 一 一 一 ~ 一 一一 一 一一 一 一— - — 一 - 一 一 3 。 7 1 3 。 8 4 0 。 3 1 标准处理 1 5 。 1 8 1 4 。 02 0 。 9 3 2 。 4 5 D A 理 处 1 5 。 3 2 1 5 。 3 7 0 。 0 5 0 。 0 4 9 。 8 1 4 。 9 0 。 2 5 。 一 _ ~ _ 一 一 一 - - 一 一 一 - 一一 ~ 一` 一 洲 . ~ 处理 , 细 晶组织 d 相的 析出要远高于 混 晶或粗 晶粒细 化促使 ` 相析出增加 的 原因 只 能 与 热 2 4 3

加工过程中的各种工艺参数的不同相关。 3讨 论 GH169合金DA处理能显著提高合金的短时和长时强度并伴随塑性指标的下降的结 果己被实验证实。应用在非转动的要求强度指标的紧固件，这种处理方法有其优点。但用于 带有缺口的祸轮盘这样高速旋转的部件采用DA处理的方法就不适宜了，这己被试验结果证 实。两种处理方法的唯一差别就在于有无950℃×1h固溶工艺。这一温度正处于GH169合 金♂相的析出峰附近，因而标谁处理6相析出远高于DA处理也是极易理解的。但是为什么 在两种处理条件下，细晶组织的δ相析出都较混晶或粗晶组织高得多，这显然己不是与热处 理制度有唯一关系的问题。通常晶粒细化或超细晶的获得，在不能用相控制时，只能依求低 的加热温度、较大的变形量、低的终锻温度、增加再结晶核心来得到。在这样的形变过程中 除使晶粒细化外，还将残余相当高的形变残余应力，即位错组态的存在。因而GH169合金 在950℃×1h固溶处理时，对细晶材料而言，6相的析出具有3个有利条件即热力学因素、 动力学因素和较大残余形变应力，促使其析出量和析出形态都有别于晶粒粗大的组织。显然 DA处理的GH169合金6相析出的热力学和动力学条件都不充分，因而析出量极少且颗粒 极小，不利于韧化晶界。从上述分析可以看到，DA处理能显著提高GH169合金的短时和 长时强度水平，不仅仅是由于DA处理使GH169合金r"稍有增加，更重要的原因是形变 残余应力或位错组态的存在。 4结 论 (1)GH169合金的DA处能显著提高合金的650℃拉伸强度和持久寿命，但降低塑性指 标和缺口持八寿命。 (2)GH169合金的DA处理使缺口周期持八寿命降低，加剧疲劳、蠕变交互作用，增 大两者的损伤分数。 (3)GH169合金的DA处理，不利于6相以合理的数量和形态析出，致使合金的强度 和塑性配合不良，产生脆化倾向。 (4)细晶GH169合金的DA处理，从组织和性能上看都优于混晶和粗晶组织。 参考文献 1 Van Stone R H and Krueger DD.Investigation of Direct Aged Inconel 718 Fatigue Behavior,Final Repat,NAVAIR Contract N00019-82-C-0373. GE Aircraft Engines,Cincinnali,Ohio,1984 2 Krueger DD.Superalloy 718,A Publication of TMS,1989,279 3 Lagneborg R,et al.Met.Trans,1971,(2):1821 244

加工过 程 中的各种工 艺参数的不同相 关 。 3 讨 论 G H 1 69 合金 D A 处理能显著提高合金的 短时和长时强 度并伴随塑性 指 标 的 下 降 的 结 果 己被实验证实 。 应用 在非转动 的要求 强度指标的紧固 件 , 这 种处理方法有其优点 。 但用于 带有 缺 口的 涡轮盘这样高速旋转的 部件 采用 D A 处理的方法 就不 适宜了 , 这己被试验结果证 实 。 两种处理方法的 唯一差别就在于有无 9 50 ℃ x hl 固溶工 艺 。 这一温度正 处 于 G H 1 69 合 金 d 相 的析出峰附近 , 因而 标准 处理 咨 相析出远高于 D A 处 理也是极 易理 解的 。 但是为什么 在两种处理条 件下 , 细晶组 织的 d 相析 出都较混晶或粗晶组织 高得多 , 这显 然 己不是与热处 理制度有唯一关系的向题 。 通常 晶粒细化或 超细晶 的获得 , 在不能用相 控制时 , 只 能依求低 的加热温度 、 较大的变形量 、 低的终锻温度 、 增加 再结 晶核心来得到 。 在这样的 形变过程 中 除使 晶粒细化外 , 还将 残余相 当高的形变残余应力 , 即 位错组态的存在 。 因而 G H 1 69 合 金 在 95 0 ℃ x hl 固溶处理 时 , 对细 晶材料而言 , 咨 相的析出具有 3 个有利 条 件即 热力学因素 、 动力学因素和较大残余形变应力 , 促使 其析出量和析出 形态都有别于 晶粒粗大的 组织 。 显 然 D A 处理的 G H 1 69 合金 占相 析出的热力学 和动 力学 条 件都不充分 , 因而析出 量极少 且 颗 粒 极小 , 不利于韧化晶界 。 从上述分析可以看到 , D A 处理能显著提高 G H 1 69 合金 的短 时 和 长时强 度水平 , 不仅仅 是由于 D A 处理使 G H 1 69 合金 r “ 稍有增加 , 更重要的 原因 是 形 变 残余应力或 位错组态的 存在 。 4 结 论 ( 1) G H 1 69 合金的 D A 处能显著提高合金的 65 。℃ 拉伸强 度和 持久寿命 , 但降低塑性指 标和缺 口持久寿命 。 ( 2) G H 1 69 合金的 D A 处 理使缺 口周 期持 久 寿命降低 , 加剧疲 劳 、 蠕变 交互 作 用 , 增 大两者的 损伤分数 。 ( 3) G H 1 69 合金 的 D A 处理 , 不 利于 d 相以合理的数量和形态析 出 , 致使合金 的 强 度 和塑性配 合不 良 , 产生脆 化倾向 。 ( 4) 细 晶 G H 1 69 合 金 的 D A 处理 , 从组织和 性能上 看都优于 混晶和粗晶 组织 。 参 考 文 献 V a n S t o n e R H a n d K r 住 e g e r D D · I n v e s t i g a t i o n o f D i r e e t A g e d I n e o n e l 7 1 8 F a t i g u e B e h a v i o r , F i n a l R e p a t , N A V A I R C o n t r a e t N 0 0 0 1 9 一 8 2 一 C 一 0 3 7 3 · G E A i r e r a f t E n g i n e s , C i n e i n n a t i , O h i o , 1 9 8 4 K r u e g e r D D . S u p e r a ll o y 7 1 8 , A P t b l i e a t i o n o f T M S , 1 9 8 9 , 2 7 9 L a g n e b o r g R , e t a l 。 M e t . T r a n s , 1 9 7 1 , ( 2 ) : 1 8 2 1 2 4 4