劉超1,姚志浩,1,郭婧2,彭子超3,江河1,董建新1

隨著航空工業的發展，對具有高推重比發動機的需求與日俱增，從而對航空發動機渦輪盤提出了更高的要求[1]。除了要具有更高的強度以及更優秀的抗蠕變、抗疲勞性能外，還要使渦輪盤的晶粒度達到ASTM 8級及以上才能保證渦輪盤具有優良的綜合力學性能，而要實現這一目標，高溫合金必須具有高γ'相含量。γ'相是高溫合金重要的強化相，其組織變化會直接影響到渦輪盤的性能[2]。

GH4720Li合金是典型的高γ'相含量合金，其γ'相的體積分數可以達到40%~50%，服役溫度為650~750℃，由于其具有優異的力學性能和耐腐蝕性能，因而被廣泛應用于航空發動機及燃氣輪機的渦輪盤[3]。目前GH4720Li合金主要通過傳統的鑄造加鍛造的方式生產，但添加高含量的Ti、Al、Mo元素會導致合金出現嚴重的元素偏析并增加組織控制的難度[4]，并且隨著渦輪盤尺寸增大，元素偏析程度和組織控制難度加劇，這種情況下若仍采用鑄造加鍛造的生產模式，將難以保證鍛件質量，并使生產工藝更加復雜從而明顯增加成本[5]。相比之下，粉末冶金工藝能消除元素偏析，有利于獲得均勻的細晶組織，并提高合金的強度和疲勞性能[6]，從而為生產優質GH4720Li合金盤鍛件提供了機會。

利用粉末冶金工藝生產的GH4720Li合金被稱為FGH4720Li合金或PM Udimet720Li合金。目前，已有大量的關于鑄鍛工藝生產的GH4720Li合金的報道，但關于FGH4720Li合金的報道卻很少。在疲勞性能方面，Kantzos等[7]、Barrie等[8]、Gabb等[9,10]研究了夾雜物的尺寸、數量和位置以及疲勞試樣的取樣位置對合金疲勞壽命的影響，而Luo和Bowen[11,12]則通過研究夾雜物和孔洞對疲勞壽命的影響，提出了預測合金壽命的方法，并且Luo等[13]、Prasad等[14]和Evans等[15]還分別研究了室溫和高溫下的疲勞實驗參數對疲勞裂紋擴展行為的影響。對于蠕變性能，Dubiez-le Goff等[16]和Terzi等[17]研究了不同晶粒尺寸合金的蠕變行為隨蠕變溫度和應力的變化。而在熱變形方面，Wang等[18]、Pierron等[19]、Hyzak等[20]以及吳凱西等[21]研究了熱等靜壓態和熱擠壓態合金的熱變形行為。除了上述研究外，He等[22]、Rao等[23]和Mao等[24]還研究了固溶熱處理溫度及固溶后的冷卻方式對熱等靜壓態合金的組織及力學性能的影響。在長期服役的過程中，合金的顯微組織必然會發生變化，對于以γ'相為強化相的沉淀強化型高溫合金而言，升高服役溫度和延長服役時間會加速γ'相的粗化，從而顯著降低合金的力學性能，因此研究近服役條件下γ'相的演變規律對于FGH4720Li合金的應用具有重要意義，但目前關于FGH4720Li合金在近服役條件下的組織演變行為鮮有詳細報道。

本工作將標準熱處理態的FGH4720Li合金在600~730℃進行長達3000 h的時效處理，通過觀察不同溫度、不同時效時間下合金中γ'相的組織特征，分析并總結了γ'相在不同溫度下的組織演變行為規律，從而為FGH4720Li合金獲得更好的組織穩定性提供理論依據。

1實驗方法

1.1樣品和時效實驗

本實驗所用FGH4720Li合金主要的化學成分(質量分數，%)為：Cr 16.0，Co 14.5，Al 2.5，Ti 5.0，W 1.25，Mo 3.0，Zr 0.03，C 0.015，B 0.015，Ni余量。合金鑄錠經Ar氣霧化制粉后，通過熱等靜壓、熱擠壓、等溫鍛造和1105℃、4 h、油冷 + 650℃、24 h、空冷 + 760℃、16 h、空冷的標準熱處理后得到FGH4720Li合金的渦輪盤，然后從渦輪盤上切取直徑20 mm、長120 mm的圓棒若干，放入600、650和730℃的熱處理爐中進行長期時效處理，其中在600和650℃下的時效時間為500、1000、2000和3000 h，而在730℃下則時效30、100、200、300、400、500、1000、2000和3000 h。時效完成后從圓棒上切取5 mm厚圓片作為組織觀察試樣。

1.2顯微組織觀察和硬度測試

所有圓片試樣用砂紙打磨并機械拋光，然后用15 g CrO3+ 150 mL H3PO4+ 10 mL H2SO4的混合溶液進行電解侵蝕，電解參數為9 V、10 s。侵蝕完成后，在Supra 55場發射掃描電鏡(SEM)下觀察試樣中不同γ'相的形貌變化，然后用Photoshop軟件測量所有試樣中不同γ'相的面積并計算出其等效直徑。組織觀察完成后，將所有試樣表面重新打磨并機械拋光，然后用U900萬能硬度計測量每個試樣5個不同位置的布氏硬度(Brinell hardness)，計算其平均值記為試樣硬度。

1.3萃取相分析

從時效3000 h的3根圓棒上切取萃取相分析用試樣并打磨光亮。采用10 g/L硫酸銨 + 10 g/L檸檬酸水溶液萃取γ'相。獲得的析出相粉末依次用含有10 g/L檸檬酸的乙醇洗液、10 g/L檸檬酸水洗液分別洗3次，最后再用蒸餾水洗凈，干燥。用X'Pert MPD X射線衍射儀(XRD)對析出相進行常規結構分析。然后將析出相粉末放入聚四氟乙烯燒杯內加鹽酸、硝酸和氫氟酸溶樣后，用水稀釋至100 mL容量瓶中定容，用Agilent5110等離子體發射光譜儀測定各元素的含量。

2實驗結果

2.1初始組織

圖1所示為標準熱處理態合金中不同γ'相的形貌特征。在圖1a中，形狀不規則的黑色析出相為γ'Ⅰ相，其尺寸在0.5~5 μm之間。可以看出，合金中主要包括4種不同形貌特征的γ'相。如圖1b所示，除了下方的大塊γ'Ⅰ外，還可以觀察到2種不同尺寸的γ'Ⅱ相，分別是尺寸較大的B-γ'Ⅱ(big secondaryγ')相和黃色虛線所包圍的尺寸較小的S-γ'Ⅱ(small secondaryγ')相，以及更小尺寸的γ'Ⅲ相。從分布上來看，在B-γ'Ⅱ相之間分布有大量的γ'Ⅲ相，而在S-γ'Ⅱ相之間并沒有觀察到γ'Ⅲ相，反而在S-γ'Ⅱ相所在區域的外圍分布有較多的γ'Ⅲ相。對2種γ'Ⅱ相以及γ'Ⅲ相形貌的進一步觀察結果如圖1c~e所示。圖1c中，B-γ'Ⅱ相具有骰子狀和花瓣狀2種形貌，平均尺寸為196.4 nm；而在圖1d中，S-γ'Ⅱ相(黃色虛線框內)則主要是骰子狀，平均尺寸為95.9 nm；相比較于這2種γ'Ⅱ相，球狀γ'Ⅲ相平均尺寸僅有24.6 nm (圖1e)。可以看出，標準熱處理態合金中的γ'相組織較為復雜，根據Radis等[25]的研究可知，這主要是不同位置Al、Ti等γ'相形成元素分布不均勻造成的。在合金從過固溶溫度冷卻的過程中，由于Al、Ti元素會在晶界大量富集，晶界會優先析出大尺寸的γ'Ⅰ相，導致晶界附近基體中的Al、Ti元素含量下降，而晶粒心部位置的Al、Ti元素含量相對較高。隨著冷卻進行，晶粒內部Al、Ti元素先達到過飽和狀態，從基體中析出B-γ'Ⅱ相。隨著溫度進一步降低，B-γ'Ⅱ相外圍基體中Al、Ti元素過飽和，從而在該部分基體析出S-γ'Ⅱ相，但由于Al、Ti元素相對較少，析出的γ'Ⅱ相尺寸較小。雖然B-γ'Ⅱ相的大量析出會導致B-γ'Ⅱ相間基體中的Al、Ti含量顯著降低，但在接下來的冷卻過程中，殘余的Al、Ti元素仍達到過飽和，從而析出更小的γ'Ⅲ相。

圖1

圖1標準熱處理態FGH4720Li合金中不同γ'相的形貌及分布特征

(a)γ'Ⅰphase (b) distribution of differentγ'phase

(c) B-γ'Ⅱphase (big secondaryγ') (d) S-γ'Ⅱphase (small secondaryγ') (e)γ'Ⅲphase

Fig.1Morphologies and distribution characteristics of differentγ'in heat treated FGH4720Li alloy

2.2不同γ'相的演變

2.2.1γ'Ⅰ相

圖2所示為合金在600、650和730℃下時效3000 h后γ'Ⅰ相的形貌、數量和分布特征。可以看出，即使在730℃下時效3000 h，合金中的γ'Ⅰ相也并沒有發生顯著變化，說明γ'Ⅰ相具有較高的組織穩定性。

圖2

圖2FGH4720Li合金在600、650和730℃下時效3000 h后的γ'Ⅰ相特征

Fig.2Characteristics ofγ'Ⅰphase in FGH4720Li alloy after ageing for 3000 h at 600oC (a), 650oC (b), and 730oC (c)

2.2.2 B-γ'Ⅱ相

圖3為在600、650和730℃下分別時效500和3000 h后合金中B-γ'Ⅱ相的組織特征。可以看出，在600和650℃下即使時效3000 h，B-γ'Ⅱ相的形貌和尺寸相比于時效前(圖1c)并沒有發生明顯變化；但在730℃下時效500 h后B-γ'Ⅱ相的尺寸明顯減小但數量增多，且形狀大都轉變為骰子狀；時效時間延長到3000 h后，B-γ'Ⅱ相的數量卻明顯減少，但尺寸增大，且觀察到B-γ'Ⅱ相合并的現象(箭頭所示)，這說明在730℃時效500 h后，隨著時效時間延長，B-γ'Ⅱ相的尺寸和數量變化主要是B-γ'Ⅱ相之間通過互相合并的方式來粗化所導致的。時效500 h后，合金中B-γ'Ⅱ相的尺寸、數量和形狀都發生了明顯變化，這說明前500 h B-γ'Ⅱ相的組織變化較為復雜，所以有必要對前500 h的組織進行觀察分析。

圖3

圖3FGH4720Li合金在600、650和730℃下時效500和3000 h后B-γ'Ⅱ相形貌特征

Fig.3Morphology characteristics of B-γ'Ⅱin FGH4720Li alloy after ageing at 600oC (a, b), 650oC (c, d), and 730oC (e, f) for 500 h (a, c, e) and 3000 h (b, d, f)

圖4所示為合金在730℃下分別時效30、100、200和300 h后的組織形貌。可以看出，在730℃時效100 h后B-γ'Ⅱ相無明顯變化，但200 h后B-γ'Ⅱ相大都變成了花瓣狀且尺寸有所增大。隨著時效時間延長到300 h，花瓣狀形貌得到進一步發展，這說明B-γ'Ⅱ相發生了Ostwald現象。結合圖3e和f可以看出，在730℃下時效時，當時效時間達到前200 h的某時間點時，B-γ'Ⅱ相開始粗化，形狀逐漸轉變為花瓣狀，而在300~500 h之間的某個時間點，發達的花瓣狀B-γ'Ⅱ發生分裂，從而細化了B-γ'Ⅱ相，但隨著時效時間進一步延長，B-γ'Ⅱ相通過互相聚合的方式再次粗化。

圖4

圖4FGH4720Li合金在730℃下時效不同時間后B-γ'Ⅱ相形貌特征

Fig.4Morphology characteristics of B-γ'Ⅱin FGH4720Li alloy after ageing at 730oC for 30 h (a), 100 h (b), 200 h (c), and 300 h (d)

圖3和4說明了B-γ'Ⅱ相在時效過程中的演變行為，但同時可以觀察到γ'Ⅲ相的尺寸和數量也發生了顯著變化。與時效前組織相比，在600℃下并沒有明顯變化，而在650℃下時效時γ'Ⅲ相的尺寸有所增大，在730℃時效時，γ'Ⅲ相的尺寸和數量的變化更為復雜。對于γ'Ⅲ相的組織演變將在2.2.4節中進行進一步分析。

2.2.3 S-γ'Ⅱ相

圖5所示為合金在600和650℃下時效3000 h后的S-γ'Ⅱ相的形貌。與B-γ'Ⅱ相同的是，S-γ'Ⅱ相在600和650℃下時效3000 h后同樣沒有明顯變化，但在730℃下(圖6)時效200 h后S-γ'Ⅱ相的尺寸明顯增大，且隨著時間的延長其尺寸進一步增大，當時效時間達到3000 h，S-γ'Ⅱ相的尺寸與圖3f中的B-γ'Ⅱ相尺寸相當，此時合金中僅剩3種不同尺寸和形貌特征的γ'相。值得注意的是，在圖6b和c中觀察到了明顯的γ'相合并現象(箭頭所示)，這說明S-γ'Ⅱ相主要通過互相合并的方式粗化。

圖5

圖5FGH4720Li合金在600和650℃下時效3000 h后的S-γ'Ⅱ相形貌

Fig.5Morphology characteristics of S-γ'Ⅱin FGH4720Li alloy after ageing at 600oC (a) and 650oC (b) for 3000 h

圖6

圖6FGH4720Li合金在730℃下時效不同時間后的S-γ'Ⅱ相形貌

Fig.6Morphology characteristics of S-γ'Ⅱin FGH4720Li alloy after ageing at 730oC for 200 h (a), 500 h (b), and 3000 h (c)

2.2.4γ'Ⅲ相

圖7對比了合金在600和650℃分別時效500和3000 h后的γ'Ⅲ相。可以看出，在650℃時效時，γ'Ⅲ相的尺寸確實有所增大，而600℃下并沒有發生變化。當時效溫度升高到730℃時(圖8)，其組織變化更為明顯。時效30 h后γ'Ⅲ相的尺寸就有所增大，且隨著時效時間的延長尺寸逐漸增大，并且在100 h后的所有組織中均可以觀察到多個γ'Ⅲ相的合并現象(箭頭所示)，這說明100 h后γ'Ⅲ相發生粗化。在圖4中，時效100 h后，γ'相的數量明顯減少，而此時B-γ'Ⅱ相還未通過吸收γ'Ⅲ相來粗化，所以此時γ'Ⅲ相的粗化才是導致其數量減少、尺寸增大的主要原因，但隨著時間的延長，B-γ'Ⅱ相開始通過吸收γ'Ⅲ相而粗化，也會使γ'Ⅲ相數量減少，但時效200和500 h后γ'Ⅲ相的尺寸變化并不是很大，而其數量卻在不斷減少，且時效500 h后合金中只有少量γ'Ⅲ相存在，說明γ'Ⅲ相主要被B-γ'Ⅱ相吸收，所以200 h后B-γ'Ⅱ相的粗化是導致γ'Ⅲ相減少的主要原因。

圖7

圖7FGH4720Li合金在600和650℃下時效500和3000 h后γ'Ⅲ相形貌特征

Fig.7Morphology characteristics ofγ'Ⅲin FGH4720Li alloy after ageing at 600oC (a, b) and 650oC (c, d) for 500 h (a, c) and 3000 h (b, d)

圖8

圖8FGH4720Li合金在730℃下時效不同時間后γ'Ⅲ相形貌特征

Fig.8Morphology characteristics ofγ'Ⅲin FGH4720Li alloy after ageing at 730oC for 30 h (a), 100 h (b), 200 h (c), 500 h (d), and 3000 h (e)

3分析討論

通過組織觀察可以看出，隨著時效溫度的升高和時效時間的延長，FGH4720Li合金的組織演變行為會變得更加復雜，尤其在730℃下，不同γ'相的尺寸和數量變化最為顯著。由于合金中γ'相組織的復雜性，無法較為準確地得到不同γ'相在時效過程中的體積分數變化情況，但通過組織觀察可以總結出不同γ'相數量的變化規律并且測量出不同條件下的γ'相尺寸，結果如圖9所示，圖中實線和虛線分別表示不同γ'相的尺寸和數量變化情況。由于在時效過程中，γ'Ⅰ相并沒有隨時效溫度和時效時間發生明顯變化，所以在圖9中未表示出γ'Ⅰ相的尺寸和數量變化。在600℃下時效時，組織觀察的結果說明不同的γ'相的尺寸和數量幾乎沒有變化，所以在圖9a中，γ'相的尺寸和數量的變化基本呈水平的直線。當時效溫度升高到650℃后，不同的γ'相的數量仍然沒有明顯變化，從尺寸上來看，雖然只有γ'Ⅲ相的尺寸有所增大，但僅增加了5~6 μm，所以在圖9b中γ'Ⅲ相的尺寸變化并不明顯。而在730℃下時效時，γ'Ⅲ相最早發生變化，時效30 h后尺寸就有所增大，但數量基本不變，100 h后發生了明顯粗化現象，尺寸增大的同時數量也開始有所減少，此時γ'Ⅱ相沒有明顯變化。時效200 h后，2種γ'Ⅱ相明顯粗化，但其粗化方式不同。B-γ'Ⅱ相發生Ostwald熟化，通過吸收大量γ'Ⅲ相而粗化，其尺寸明顯增大但數量基本不變，而S-γ'Ⅱ相則通過互相聚合的方式來實現粗化。雖然γ'Ⅲ相的數量因為Ostwald熟化作用而顯著下降，但其仍能通過互相聚合的方式來粗化。隨著時效時間的延長，3種γ'相繼續以上述方式來粗化。時效500 h后，B-γ'Ⅱ相尺寸顯著下降但數量有所增多，說明在300~500 h之間B-γ'Ⅱ相發生分裂；γ'Ⅲ相則由于被大量吸收而僅剩少量存在；而S-γ'Ⅱ相則繼續互相聚合來粗化。隨著時效時間進一步延長，γ'Ⅱ和γ'Ⅲ相均通過自身互相聚合的方式來粗化，從而使尺寸繼續增大，數量卻不斷減少。

圖9

圖9FGH4720Li合金在不同溫度時效時不同γ'相的尺寸變化情況及其數量變化趨勢

Fig.9Size and amount variation of differentγ'during ageing at 600oC (a), 650oC (b), and 730oC (c)

從圖9可以看出，2種γ'Ⅱ相尺寸和數量變化情況存在顯著差異，而這明顯與2種γ'Ⅱ相的粗化行為的差異有關。B-γ'Ⅱ相呈骰子狀和花瓣狀，S-γ'Ⅱ相呈骰子狀，由于流量集中效應，骰子狀和花瓣狀的γ'相的突出部分在時效過程中會優先向外長大，而γ'相的粗化過程是通過Al、Ti等元素的擴散來進行的。對于B-γ'Ⅱ相而言，最初是通過吸收分布在B-γ'Ⅱ相之間的γ'Ⅲ相來實現粗化，Al、Ti元素的擴散距離只有幾十納米，但相比之下S-γ'Ⅱ相之間并沒有γ'Ⅲ相存在，雖然S-γ'Ⅱ相所在區域周圍有γ'Ⅲ相存在(圖1b)，但Al、Ti元素若要擴散到S-γ'Ⅱ相區域的內部，其擴散距離可以達到幾百納米，所以相比之下S-γ'Ⅱ相難以通過吸收γ'Ⅲ相來實現粗化，反而更易通過互相聚合的方式來粗化，而這種粗化方式主要是由γ'相的擴散場重疊在一起所引起的，重疊部分Al、Ti元素含量較高，當濃度達到一定水平時，就會在2個γ'相之間出現圖6b和c中的“搭橋”現象[26]，將2個γ'相連接，并進一步粗化，從而表現為γ'相間互相聚合，而這必然會導致骰子狀S-γ'Ⅱ相的突出部分無法優先長大，只能始終保持骰子狀的形貌。并且在730℃時效3000 h后合金中僅剩極少量γ'Ⅲ相存在，此時B-γ'Ⅱ相同樣難以通過吸收γ'Ⅲ相來繼續粗化，而只能通過和S-γ'Ⅱ相相同的粗化方式(圖3f)來進一步粗化，進一步說明了γ'Ⅲ相的分布特征會導致2種γ'Ⅱ相粗化行為存在明顯差異。

合金的力學性能和組織有著密切聯系，圖9總結了FGH4720Li合金在不同溫度下時效時的組織變化行為，其中γ'Ⅲ相的組織變化最為顯著。不同溫度下時效3000 h樣品的布氏硬度測量結果表明，600和650℃樣品的布氏硬度均在450 HBW左右，這說明略微增大γ'Ⅲ相尺寸對合金硬度無明顯影響，相比之下，730℃樣品的硬度則下降到430 HBW，與600℃時效時的組織變化相比，730℃樣品的硬度下降很可能與γ'Ⅲ相和B-γ'Ⅱ相的數量變化有關。730℃、500 h樣品的組織與600℃、3000 h樣品的組織相比，組織中僅剩少量γ'Ⅲ相，而B-γ'Ⅱ相的數量則因為發生分裂而增多，但此時合金的硬度僅為432 HBW，與730℃、3000 h樣品的硬度差別很小，而且在從500 h時效到3000 h的過程中，B-γ'Ⅱ相會因為粗化而減少，這進一步說明B-γ'Ⅱ相數量的變化對合金硬度并無明顯影響，而γ'Ⅲ相的大量減少才是導致合金硬度下降的主要原因。

為了得到關于FGH4720Li合金時效過程中析出相演變更為詳細的信息，深入研究γ'相的演變行為，對時效3000 h樣品進行萃取相分析，結果如表1所示。可以看出，3種樣品的γ'相的點陣常數均在0.358~0.359 nm之間，說明γ'相的晶格并沒有發生變化，且γ'相中的Al、Ti等元素所占的比重基本保持不變，這說明γ'相的組成也沒有發生變化，但隨著時效溫度從600℃升高到730℃，γ'相的質量分數卻從37.182%升高到41.647%。通常來說粗化過程并不會導致γ'相含量發生變化，但γ'相的長大和補充析出過程可以。600℃、3000 h樣品的組織與650℃、3000 h樣品的組織相比，不同γ'相的數量并沒有顯著變化，但γ'Ⅲ相尺寸卻有所增大，這說明γ'Ⅲ相發生長大現象從而導致γ'相質量分數增大，而在730℃下，雖然在200 h后的時效過程中所有γ'相均發生粗化，但時效30 h后，γ'Ⅲ相的數量并未有明顯變化而尺寸卻有所增大，且其他析出相的尺寸和數量并沒有明顯變化，說明γ'Ⅲ相發生長大現象，而這會使γ'相的質量分數增大。在接下來的時效過程中，由于發生了Ostwald熟化現象，大量γ'Ⅲ相被B-γ'Ⅱ相吸收，從而使γ'Ⅲ相迅速減少，但這并不會導致γ'相質量分數下降，所以在730℃、3000 h樣品的組織中雖然未觀察到大量的γ'Ⅲ相，但γ'相的質量分數卻明顯高于600℃、3000 h的樣品。

表1γ'相的萃取相分析結果

Table 1Results of extracted phase analysis ofγ'phase

Note:TE—trace element

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4結論

(1) 時效過程中，γ'Ⅰ相的分布、尺寸和形貌均不會發生變化，而γ'Ⅱ相和γ'Ⅲ相的變化較為復雜。在600℃下時效時，合金中所有種類的γ'相無明顯變化，而在650℃下時效時合金中僅γ'Ⅲ相發生長大現象，其他γ'相無明顯變化。

(2) 在730℃的時效初期，γ'Ⅲ相會發生長大現象，然后迅速粗化；時效200 h后，B-γ'Ⅱ相開始吸收γ'Ⅲ相而粗化，使γ'Ⅲ相數量大量減少；在300~500 h之間，B-γ'Ⅱ相開始發生分裂，其數量顯著增多但尺寸明顯減小；時效500 h后，B-γ'Ⅱ相主要通過互相合并的方式來粗化，使其數量減少但尺寸明顯增大，而S-γ'Ⅱ相在時效200 h后也發生粗化，但其始終通過互相聚合的方式來粗化，最終達到和B-γ'Ⅱ相相同的尺寸。2種γ'Ⅱ相粗化行為的差異主要是由γ'Ⅲ相的分布特征所導致的。

來源--金屬學報