倪童伟等：高铌高磷GH4169C和GH4169合金的组织稳定性 ·1279* 及能源等各个领域，在世界众多变形高温合金中占有 Y"相、Y相、8相析出行为的影响，学术界存在一定分 绝对优势地位.但由于其主要强化相Y”相是亚稳定 歧，一些学者四认为P不会影响δ相的转化，而另一些 相，易于粗化和转化为δ相，使GH4169合金性能急剧 学者60认为P能够抑制8相的转化.总的来说，P和 下降，因此GH4169合金存在着天窗温度(650℃)四限 Nb含量的提高在一定程度上对合金蠕变性能和常温 制着它的发展和应用.因此改进GH4169合金以提高 力学性能改善发挥积极的作用，但对常规GH4169合 使用温度成为近几年来的研究热点.目前学术界对改 金的长期时效组织稳定性的影响还不系统 型GH4169合金主要有三种方案：一是改变固溶元素 为对比研究GH4169C合金和GH4169合金之间 来增强基体Y相：二是改变Al、Ti及Nb含量来改变沉 高温长期时效组织稳定性，本文采用服役温度以下和服 淀相的析出行为：三是通过调整微量元素来增强晶界 役温度以上两个温度范围来对比分析其间的组织演变行 结合力或改善析出相因 为，为改进型合金组织可靠性提高提供实验依据 GH4169C合金是通过同时提高Nb含量和P含量 1 得来的改型GH4169合金.对于P和Nb对GH4169合 实验材料及方法 金室温下力学性能和蠕变性能的影响，已有大量文献 实验所用两合金均经真空感应熔炼(VM)+真空 报导.Nb含量的提高会使得合金强度显著增加.P 自耗重熔(VAR)双联工艺熔炼，后经开坯锻造成棒 在GH4169合金中则偏聚于晶界处，使晶界强度增 材，两种合金经975℃保温1h,空冷：720℃保温8h,以 强，进而提高蠕变寿命6，同时还能保持GH4169合 50℃h-炉冷至620℃保温8h,空冷后加工成10mm×10 金的高强高韧、抗疲劳和良好的加工特性网；但P对于 mm的试样m.两合金主要化学成分如表1所示. 表1实验所用各合金成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of experimental alloys 合金 Cr Mo Nb Ti Al Fe B Ni GH4169 0.031 0.003 0.0016 19.11 3.09 5.40 1.05 0.53 16.86 0.004 余量 GH4169C 0.029 0.015 ≤0.00118.73 3.06 5.48 1.06 0.50 18.22 0.004 余量 试样经热处理后在600、650、704及720℃温度下2.2服役温度范围时效组织演变 分别时效30、100、200、500、1000、2000、3000、4000、 2.2.1600℃长期时效组织 5000、7000及10000h.随后经过机械磨、抛及电解抛 600℃下进行长期时效，GH4169和GH4169C合金 光，进行电解侵蚀，用ZEISS SUPRA55场发射扫描电 不管是晶内还是晶界均表现高的稳定性.从图2(a) 镜观察两种合金组织形貌.电解抛光试剂为20mL 和(c)可以看出，相对于未时效组织，GH4169合金8 H2S04+80mLCH0H,电压为25~30V,时间为8~10 相时效10000h也没有发生明显变化，而晶内盘片状 s;电解侵蚀试剂为150mLHP04+10mLH2S04+15g Y"相则在长期时效过程中粗化长大：而图2(b)和图2 C03,电压为5V,时间为5~10s. (d)表明GH4169C合金时效10000h时8相发生一定 采用数显布氏硬度计HBS-3000对不同时效处理 程度粗化.与GH4169相似，晶内强化相在长期时效过 程中也出现y"相长大趋势，但GH4169C合金y"相长大的 后的合金进行布氏硬度测量，施加载荷为1839N,保载 时间为10s,每个试样测量三次，取其平均值. 速率小于G4169合金Y"相粗化长大速率，如图3所示， 在图3(b)中还能观察到较为细小的盘片状组织 2实验结果与讨论 图4为GH4169和GH4169C合金在600℃分别时 效30~10000h硬度曲线.从硬度曲线上来看，时效初 2.1合金热处理后组织形貌 期(30~1000h),两合金硬度有小幅度下降，而后两合 图1给出了GH4169和GH4169C两种合金各自经 金进入一稳态区，硬度均保持相对稳定 过热处理后的组织特征.图1(a)和(b)显示GH4169C 2.2.2650℃时效不同时间组织形貌 合金内8相相对GH4169合金较为粗大，且数量较多， 随着温度的增加，650℃时进行长期时效，GH4169 由于GH4169C合金的Nb含量较GH4169合金高，而 和GH4169C合金仍然保有较高的稳定性，不同时间的 Nb含量的增高会提高8相含量0，此外P在晶界偏聚 组织形貌如图5和图6所示.图5(a)和(c)给出 会和N产生交互作用，吸引Nb在晶界偏聚☒，这也 GH4169合金分别在5000h和10000h的组织形貌.与 可能导致8相含量的增高.图1(c)和(d)给出两合金 未时效组织对比，G4169合金8相在时效过程中没有 强化相的形貌，似乎可以看出GH4169合金除了细小 发生明显粗化，而晶内盘片状y”相出现大幅度的粗 弥散强化相外，还有部分小盘片状组织. 化，粗化速率高于600℃时效粗化速率，至10000h,盘倪童伟等: 高铌高磷 GH4169C 和 GH4169 合金的组织稳定性 及能源等各个领域，在世界众多变形高温合金中占有 绝对优势地位［1］． 但由于其主要强化相 γ″相是亚稳定 相，易于粗化和转化为 δ 相，使 GH4169 合金性能急剧 下降，因此 GH4169 合金存在着天窗温度( 650 ℃ ) ［2］限 制着它的发展和应用． 因此改进 GH4169 合金以提高 使用温度成为近几年来的研究热点． 目前学术界对改 型 GH4169 合金主要有三种方案: 一是改变固溶元素 来增强基体 γ 相; 二是改变 Al、Ti 及 Nb 含量来改变沉 淀相的析出行为; 三是通过调整微量元素来增强晶界 结合力或改善析出相［3］． GH4169C 合金是通过同时提高 Nb 含量和 P 含量 得来的改型 GH4169 合金． 对于 P 和 Nb 对 GH4169 合 金室温下力学性能和蠕变性能的影响，已有大量文献 报导． Nb 含量的提高会使得合金强度显著增加［4］． P 在 GH4169 合金中则偏聚于晶界处［5］，使晶界强度增 强，进而提高蠕变寿命［6--8］，同时还能保持 GH4169 合 金的高强高韧、抗疲劳和良好的加工特性［9］; 但 P 对于 γ″相、γ !相、δ 相析出行为的影响，学术界存在一定分 歧，一些学者［4］认为 P 不会影响 δ 相的转化，而另一些 学者［6，10］认为 P 能够抑制 δ 相的转化． 总的来说，P 和 Nb 含量的提高在一定程度上对合金蠕变性能和常温 力学性能改善发挥积极的作用，但对常规 GH4169 合 金的长期时效组织稳定性的影响还不系统． 为对比研究 GH4169C 合金和 GH4169 合金之间 高温长期时效组织稳定性，本文采用服役温度以下和服 役温度以上两个温度范围来对比分析其间的组织演变行 为，为改进型合金组织可靠性提高提供实验依据． 1 实验材料及方法 实验所用两合金均经真空感应熔炼( VIM) + 真空 自耗重熔( VAＲ) 双联工艺熔炼，后经开坯锻造成棒 材，两种合金经 975 ℃保温 1 h，空冷; 720 ℃保温 8 h，以 50 ℃·h －1 炉冷至620 ℃保温8 h，空冷后加工成 10 mm ×10 mm 的试样［11］． 两合金主要化学成分如表1 所示． 表 1 实验所用各合金成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of experimental alloys % 合金 C P S Cr Mo Nb Ti Al Fe B Ni GH4169 0. 031 0. 003 0. 0016 19. 11 3. 09 5. 40 1. 05 0. 53 16. 86 0. 004 余量 GH4169C 0. 029 0. 015 ≤0. 001 18. 73 3. 06 5. 48 1. 06 0. 50 18. 22 0. 004 余量 试样经热处理后在 600、650、704 及 720 ℃ 温度下 分别 时 效 30、100、200、500、1000、2000、3000、4000、 5000、7000 及 10000 h． 随后经过机械磨、抛及电解抛 光，进行电解侵蚀，用 ZEISS SUPＲA 55 场发射扫描电 镜观察两种合金组织形貌． 电解 抛 光 试 剂 为 20 mL H2 SO4 + 80 mL CH3OH，电压为 25 ～ 30 V，时间为 8 ～ 10 s; 电解侵蚀试剂为 150 mL H3PO4 + 10 mL H2 SO4 + 15 g CrO3，电压为 5 V，时间为 5 ～ 10 s． 采用数显布氏硬度计 HBS--3000 对不同时效处理 后的合金进行布氏硬度测量，施加载荷为 1839 N，保载 时间为 10 s，每个试样测量三次，取其平均值． 2 实验结果与讨论 2. 1 合金热处理后组织形貌 图 1 给出了 GH4169 和 GH4169C 两种合金各自经 过热处理后的组织特征． 图 1( a) 和( b) 显示 GH4169C 合金内 δ 相相对 GH4169 合金较为粗大，且数量较多， 由于 GH4169C 合金的 Nb 含量较 GH4169 合金高，而 Nb 含量的增高会提高 δ 相含量［4］，此外 P 在晶界偏聚 会和 Nb 产生交互作用，吸引 Nb 在晶界偏聚［12］，这也 可能导致 δ 相含量的增高． 图 1( c) 和( d) 给出两合金 强化相的形貌，似乎可以看出 GH4169 合金除了细小 弥散强化相外，还有部分小盘片状组织． 2. 2 服役温度范围时效组织演变 2. 2. 1 600 ℃长期时效组织 600 ℃下进行长期时效，GH4169 和 GH4169C 合金 不管是晶内还是晶界均表现高的稳定性． 从图 2( a) 和( c) 可以看出，相对于未时效组织，GH4169 合金 δ 相时效 10000 h 也没有发生明显变化，而晶内盘片状 γ″相则在长期时效过程中粗化长大; 而图 2( b) 和图 2 ( d) 表明 GH4169C 合金时效 10000 h 时 δ 相发生一定 程度粗化． 与 GH4169 相似，晶内强化相在长期时效过 程中也出现 γ″相长大趋势，但 GH4169C 合金 γ″相长大的 速率小于 GH4169 合金 γ″相粗化长大速率，如图 3 所示， 在图3( b) 中还能观察到较为细小的盘片状组织． 图 4 为 GH4169 和 GH4169C 合金在 600 ℃分别时 效 30 ～ 10000 h 硬度曲线． 从硬度曲线上来看，时效初 期( 30 ～ 1000 h) ，两合金硬度有小幅度下降，而后两合 金进入一稳态区，硬度均保持相对稳定． 2. 2. 2 650 ℃时效不同时间组织形貌 随着温度的增加，650 ℃时进行长期时效，GH4169 和 GH4169C 合金仍然保有较高的稳定性，不同时间的 组织形貌 如 图 5 和 图 6 所 示． 图 5 ( a) 和 ( c) 给 出 GH4169 合金分别在 5000 h 和 10000 h 的组织形貌． 与 未时效组织对比，GH4169 合金 δ 相在时效过程中没有 发生明显粗化，而晶内盘片状 γ″相出现大幅度的粗 化，粗化速率高于 600 ℃ 时效粗化速率，至 10000 h，盘 ·1279·