GH169合金的DA处理.pdf_大学文库_中国高校课件下载中心

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 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、 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