.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