GH2909熱處理工藝性能的研究

■范黔偉，孫艷

GH2909熱處理工藝性能的研究

■范黔偉，孫艷

摘要：研究了化學(xué)成分中鋁、硅含量；熱處理工藝參數(shù)對(duì)GH2909室溫、高溫下的力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，隨固溶溫度提高，強(qiáng)度增加，塑韌性降低；隨時(shí)效溫度提高，強(qiáng)度降低，塑韌性增加。原材料中硅含量提高有利于增加合金的ε相、ε″相數(shù)量，從而提高合金的高溫缺口敏感性。

G H2909（G H909）是在GH2907的基礎(chǔ)上研發(fā)的第三代低膨脹系數(shù)高溫合金，屬于Fe-Ni-Co基沉淀硬化型變形高溫合金。使用溫度在650℃以下，合金具有高強(qiáng)度、高冷熱疲勞抗力、低膨脹系數(shù)和恒彈性模量，以及良好的熱加工塑性、冷成形和焊接性能。主要產(chǎn)品有棒材、絲材、板帶材和環(huán)形件等。相近牌號(hào)為：Incoloy909、Pyromet （CTX-909）。

由于此類(lèi)合金熱膨脹系數(shù)小，且隨溫度的變化率小，在很寬的溫度循環(huán)中可有效地控制發(fā)動(dòng)機(jī)部件和靜部件的間隙大小，減少燃?xì)鈸p失，節(jié)能降耗，提高發(fā)動(dòng)機(jī)效率，延長(zhǎng)零部件壽命。在應(yīng)用時(shí)，金屬表面可進(jìn)行噴丸處理，以提高合金的旋轉(zhuǎn)彎曲高周疲勞強(qiáng)度。

應(yīng)用概況與特殊要求：合金已用于制作渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)用環(huán)形零部件，如高壓壓氣機(jī)后匣、承力環(huán)、隔熱環(huán)、燃燒室封嚴(yán)環(huán)、蜂窩座和渦輪外環(huán)等，以及火箭發(fā)動(dòng)機(jī)推力燃燒室、排氣導(dǎo)管和集流箱等。另外，還推廣應(yīng)用到制作槍管、炮用部件、玻璃-金屬封接材料、量具、模具和高壓氫氣環(huán)境用構(gòu)件等。

公司承接的GE公司用于燃?xì)廨啓C(jī)支撐環(huán)鍛件及國(guó)內(nèi)某主機(jī)廠生產(chǎn)的其他航空用環(huán)形鍛件，在生產(chǎn)中出現(xiàn)高溫拉伸伸長(zhǎng)率、高溫持久達(dá)不到技術(shù)要求，因此，針對(duì)以上的問(wèn)題，進(jìn)行了系統(tǒng)的熱處理工藝試驗(yàn)。

1. 技術(shù)要求

（1）化學(xué)成分 GH2909中國(guó)標(biāo)準(zhǔn)GB/T14992—2005的化學(xué)成分與Western Australian Specialty Alloys Pty Ltd和SOM6700659的區(qū)別只有硅、鋁元素含量不同，其他元素的技術(shù)要求含量完全相同，見(jiàn)表1。

（2）力學(xué)性能 技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)Q/6S1406與Q/GYB 05036規(guī)定的GH2909兩種熱處理制度要求的力學(xué)性能見(jiàn)表2。

（3）熱處理制度 GH2909通常采用固溶加兩級(jí)時(shí)效的熱處理制度，常分為以下兩種。

表1　GH2909化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）　（%）

熱處理制度Ⅰ：適用于棒材、鍛件和環(huán)形件，固溶溫度在968～1010℃內(nèi)選定，溫度誤差±1 5℃，根據(jù)截面厚度確定保溫時(shí)間，空冷；時(shí)效制度為（720±10）℃，保溫

（8±0.5）h，以55℃/h左右冷速爐冷至（620±10）℃，保溫（8±0.5）h，空冷。

熱處理制度Ⅱ：適用于短時(shí)時(shí)效棒材、鍛件和環(huán)形件，固溶溫度在968～1010℃內(nèi)選定，溫度誤差±15℃，保溫時(shí)間1h±15min，空冷；時(shí)效制度為（745±10）℃，保溫（4±0.5）h，以55℃/h左右冷速爐冷至（620±10）℃，保溫（4±0.5）h，空冷。

某些標(biāo)準(zhǔn)和資料還給出了第三種熱處理制度，制度為（9 8 0±1 5）℃空冷+ （980±15）℃空冷，根據(jù)截面厚度確定保溫時(shí)間；時(shí)效制度：（745±10）℃，保溫（4±0.5）h，以55℃/h左右冷速爐冷至（620±10）℃，保溫（4±0.5）h，空冷；即采用雙固溶與雙時(shí)效的熱處理制度，適用于冷軋板和帶材。

2. 試驗(yàn)材料制備及試驗(yàn)方法

（1）試驗(yàn)材料的制備-鍛造成形熱處理試棒經(jīng)鍛造成形，終鍛溫度≥950℃，鍛后空冷。為保證試樣具有相同的原始組織狀態(tài)，所有試驗(yàn)用試樣均取自該合金錠的1/2R處，化學(xué)成分見(jiàn)表3。試樣尺寸60mm×100mm×300mm的理化試棒。熱處理后，將試棒加工成標(biāo)徑為φ5mm的拉力試樣，在萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。室溫拉伸按GB/T 228.1進(jìn)行，高溫拉伸按GJB/T 4338—2006進(jìn)行，高溫持久按GB/T 2039—1997進(jìn)行，布氏硬度按G B/T 231.1進(jìn)行。

表2　力學(xué)性能

表3　撫鋼原材料GH2909化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）?。?）

表4　Western原材料GH2909化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）　（%）

（2）原材料化學(xué)成分及試驗(yàn)方法實(shí)際使用原材料的化學(xué)成分如表3、表4所示。將不同供

應(yīng)商的GH2909原材料經(jīng)鍛造成形后，采用相同的熱處理制度，同爐進(jìn)行熱處理，試樣按熱處理標(biāo)準(zhǔn)制度Ⅱ：固溶980℃×1h空冷+時(shí)效745℃×4h后以50℃/h冷速爐冷至620℃×4h空冷進(jìn)行熱處理。

（3）固溶加熱制度試驗(yàn)方法固溶方案1：1010℃×60min空冷+745℃×4h以55℃/h左右冷速爐冷至620℃×4h空冷；固溶方案2：990℃×60min空冷+745℃×4h以55℃/h左右冷速爐冷至620℃×4h空冷；固溶方案3：980℃×60min空冷+745℃×4h以55℃/h左右冷速爐冷至620℃×4h空冷；固溶方案4：1030℃×60m i n空冷+980℃×60min空冷+745℃×4h 以5 5℃/ h左右冷速爐冷至620℃×4h空冷。

（4）熱處理時(shí)效制度及試驗(yàn)方法時(shí)效方案1（雙時(shí)效）：980℃×1h空冷+745℃×4h爐冷至620℃×4h空冷；+745℃×4h爐冷至620℃×4h空冷；時(shí)效方案2（標(biāo)準(zhǔn)時(shí)效）：980℃×1h空冷+745℃×4h爐冷至620℃×4h空冷。

3. 試驗(yàn)結(jié)果與分析

（1）原材料硅、鋁含量不同經(jīng)相同的熱處理制度后對(duì)力學(xué)性能造成的影響如表5所示。

原因分析：通過(guò)表3與表4對(duì)比可以看出，國(guó)外料與國(guó)內(nèi)料相比，微量雜質(zhì)元素相差較大，近一個(gè)數(shù)量級(jí)。而對(duì)力學(xué)性能有直接影響的鋁控制在較低的含量，硅含量控制在較高的含量。

Western原材料室溫抗拉強(qiáng)度與塑性較撫鋼原材料低，而Western料的650℃高溫抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度低于撫鋼料，而伸長(zhǎng)率與斷面收縮率高于撫鋼料。兩種材料最大的區(qū)別為650℃高溫持久性能相差達(dá)40%?？梢?jiàn)化學(xué)成分對(duì)材料高溫缺口敏感性的影響是巨大的，降低鋁含量、增加硅含量對(duì)減少GH2909高溫缺口敏感性非常明顯、有效。

因S i促進(jìn)ε相、ε″相形成，當(dāng)合金中Si含量偏上限時(shí)，ε相、ε″相數(shù)量增加。對(duì)GH2909合金中保持有足夠數(shù)量的ε相和ε″相，特別是缺口持久壽命的影響更顯著，才能保證合金具有良好的缺口持久壽命，從面消除缺口敏感性。GH2909合金中，ε相和ε″相是作為微量相，主要分布于晶界并沿晶界向晶內(nèi)生長(zhǎng)，分布于晶界的ε相或ε″相，使晶界兩側(cè)Nb貧化，從而出現(xiàn)貧γ′相區(qū)，而使塑性提高，有助于消除集中于晶界的應(yīng)力，從而改善缺口敏感性。

鋁含量對(duì)合金的影響，Al對(duì)提高抗SAGBO（應(yīng)力加速晶界氧化脆性?xún)A向）不利，控制WAl≤0.1%可大幅提高抗SAGBO性能，而且缺口持久壽命提高一個(gè)數(shù)量級(jí)。

（2）固溶制度對(duì)力學(xué)性能、金相組織的影響GH2909高溫合金經(jīng)制度Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ處理后，析出相類(lèi)型相同，熱處理后的組織由γ相固溶體、γ′相、ε相、ε″相、Laves相、MC型碳化物和G相等組成，見(jiàn)圖1。

表5

圖1

從表6、圖1可以看出，隨固溶加熱溫度增加或兩次固溶后

Laves相減少、晶粒長(zhǎng)大，高溫缺口敏感性增加，因此出現(xiàn)伸長(zhǎng)率與斷面收縮率降低，而高溫固溶促使更多的合金元素溶入基體。高溫抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度增加而韌性降低，原因是Laves相隨固溶溫度的提高而減少，由于Laves相中固定了大量的合金元素Cr、Mo、Ti、Nb等，因此Laves相減少可增加強(qiáng)化相γ′相或γ″的數(shù)量，增加了沉淀強(qiáng)化效應(yīng)，使合金的強(qiáng)度增加而韌性降低。

（3）時(shí)效制度對(duì)力學(xué)性能的影響表7所示為標(biāo)準(zhǔn)的時(shí)效方案2與兩次時(shí)效方案1的力學(xué)性能對(duì)比，從中可以看出，雙時(shí)效后650℃高溫抗拉強(qiáng)度與韌性都比時(shí)效方案1有了明顯的提高，尤其是韌性提高明顯，達(dá)到60%～80%，540℃持久性能提高100%以上，兩種時(shí)效方案的室溫性能相差不大。

原因分析：由于ε相、ε″相在750℃為析出高峰期，因此在745℃進(jìn)行多次時(shí)效或延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間可以增加ε相、ε″相析出量，從而減少合金缺口敏感性，提高合金高溫持久性能。從圖2b可看出ε相、ε″相的數(shù)量多于圖2a的ε相、ε″相，ε相、ε″相呈針狀或片狀分布。630℃左右是γ′相析出峰溫度，因此在低溫段即620℃多次時(shí)效或長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效，可增加γ相析出數(shù)量。如圖2c的γ′相數(shù)量多于圖2d的γ′相。因此，采用延長(zhǎng)高溫段時(shí)效時(shí)間，或雙時(shí)效時(shí)，可以增加ε相、ε″相數(shù)量，從而提高缺口拉伸時(shí)間、減少合金缺口敏感性。

4. 結(jié)語(yǔ)

（1）在標(biāo)準(zhǔn)要求的化學(xué)成分范圍內(nèi)低鋁、高硅可以增加分布于晶界的ε相和ε″相，從而提高缺口敏感性與高溫持久時(shí)間及高溫拉伸塑、韌性。

（2）當(dāng)固溶加熱溫度在1000℃以上時(shí)，隨固溶加熱溫度提高，強(qiáng)度降低，而伸長(zhǎng)率、斷面收縮率增加，晶粒尺寸增加。

（3）時(shí)效制度對(duì)合金力學(xué)性能的影響：增加620℃時(shí)效時(shí)間可提高合金的強(qiáng)度；增加在高溫段745℃時(shí)效時(shí)間或采用雙時(shí)效的方式，可提高合金的韌性。

表6

表7

圖2　(a、c為時(shí)效方案1即標(biāo)準(zhǔn)時(shí)效，b、d為時(shí)效方案2即雙時(shí)效)

20150416

作者簡(jiǎn)介：范黔偉、孫艷，貴州航宇科技發(fā)展股份有限公司。