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