熱處理對GH1016合金組織和性能的影響

王志剛， 祖國胤， 程 俊， 王志剛， 曹 政

(1.撫順特殊鋼股份有限公司 技術(shù)中心，撫順 113001；2.東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，沈陽 110819)

GH1016合金是以鎢、鉬、鈮、氮強(qiáng)化的奧氏體鐵基合金，合金固溶狀態(tài)組織為奧氏體，還有體積分?jǐn)?shù)約為2%的初生Z相存在[1,2].該合金主要用于制造發(fā)動(dòng)機(jī)的安裝邊，使用溫度在750 ℃左右[1～5].實(shí)踐表明，采用1 160 ℃保溫后直接空冷的熱處理制度對GH1016合金處理后，合金在600～800 ℃的延伸率和斷面縮率均低于600 ℃以下的相應(yīng)數(shù)據(jù)，存在中溫低塑性現(xiàn)象，特別是在750 ℃達(dá)到了最低點(diǎn)[6～11].資料表明不同基體元素的高溫合金均普遍存在中溫低塑性現(xiàn)象，陳國良等認(rèn)為低塑性區(qū)的出現(xiàn)與晶界區(qū)低熔點(diǎn)雜質(zhì)弱化晶界密切相關(guān)[1,2].有文獻(xiàn)對GH1016合金鍛材性能進(jìn)行研究，結(jié)果表明采用1 160 ℃保溫 40 min 后爐冷到 1 050 ℃ 保溫一段時(shí)間后空冷的制度對鍛材試樣進(jìn)行性能測試，合金的750 ℃延伸率和斷面縮率均有較大幅度的提高[3～5].

采用文獻(xiàn)中記載的熱處理制度對GH1016合金軋材進(jìn)行熱處理后測試性能，合金的750 ℃延伸率和面縮率提高只有5%左右，仍然無法滿足HB5437-91的要求.因此，基于以往對GH1016合金的熱處理工藝及性能參數(shù)，本文提出了一種新的熱處理制度：1 160 ℃保溫30 min后以160 ℃/h 的速度爐冷到950 ℃保溫2 h.通過改變熱處理工藝調(diào)整微觀結(jié)構(gòu)，從而提高了GH1016合金軋材的中高溫力學(xué)性能，基本消除了GH1016合金軋材的中溫低塑性現(xiàn)象.

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

GH1016合金采用中頻感應(yīng)爐+電渣爐雙聯(lián)工藝生產(chǎn)Φ360 mm電渣錠(化學(xué)成分見表1)，經(jīng)過3 t鍛錘鍛造成Φ150 mm坯料，然后軋制成Φ55 mm棒材，在相當(dāng)于棒材橫截面1/2半徑的位置沿縱向切取16 mm方的毛坯，經(jīng)過熱處理后按照GB/T 2975的要求加工成工作直徑Φ5的比例試樣進(jìn)行拉伸性能測試.試樣總長度70 mm，標(biāo)距25 mm，應(yīng)變速率2.3×10-3s-1，測試溫度20～950 ℃.然后對斷裂試樣的斷口形貌及斷口附近的微觀組織進(jìn)行詳細(xì)表征，并利用電鏡對合金的晶界析出相進(jìn)行微區(qū)分析.

表1 GH1016合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

本文采用兩種熱處理制度分別為：A熱處理制度：1 160 ℃保溫30 min后，空冷(AC)；B熱處理制度：1 160 ℃保溫30 min后以160 ℃/h的速度爐冷(FC)到950 ℃保溫120 min后，空冷.其中A制度為常用熱處理制度，B制度為本實(shí)驗(yàn)采用的改進(jìn)熱處理制度.為對比改進(jìn)熱處理制度(B制度)的優(yōu)越性，本文將兩種制度處理所得合金的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能進(jìn)行了詳細(xì)比較.熱處理后的兩組試樣的微觀結(jié)構(gòu)如圖1所示.

圖1 兩種熱處理制度處理后合金的微觀組織Fig.1 Microstructure of alloys after the two kind of heat treatment(a)—A制度處理式樣的微觀結(jié)構(gòu)； (b)—B制度處理式樣的微觀結(jié)構(gòu)

從圖1可見，經(jīng)過A制度處理后，合金的晶界清晰且非常干凈，基本上沒有夾雜和析出相，而經(jīng)過B制度處理后，晶界上可觀測到均勻分布的項(xiàng)鏈狀析出物.經(jīng)過掃描電鏡微區(qū)成分分析(表2、圖2)表明，主要析出物含碳量很高，結(jié)合GH1016合金成分特點(diǎn)和相關(guān)資料對GH1016合金析出相的介紹[1]，以及微區(qū)成分分析結(jié)果判斷，晶界析出相主要為MC型和M6C型兩種類型的碳化物.

圖2 電鏡微區(qū)成分分析圖譜Fig.2 SEM micro-composition analysis

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 兩種熱處理制度下合金的高溫抗拉強(qiáng)度

從圖3可以看出，兩種熱處理制度處理后，合金的抗拉強(qiáng)度隨著溫度的升高逐漸降低；在低于600 ℃時(shí)，隨著溫度的升高合金的抗拉強(qiáng)度降低較慢；當(dāng)溫度高于600 ℃以后，隨著溫度的升高，合金的抗拉強(qiáng)度迅速下降.在600 ℃至800 ℃范圍內(nèi)，采用B制度處理后合金的抗拉強(qiáng)度略低于A制度處理后合金的抗拉強(qiáng)度.這主要是由于經(jīng)過B制度處理后，合金晶內(nèi)的固溶相向晶界偏聚析出，減弱了合金的固溶強(qiáng)化效果.

表2 晶界微區(qū)成分分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

圖3 兩種熱處理制度下合金的高溫抗拉強(qiáng)度Fig.3 Elevated temperature tensile strength of alloys after two kinds of heat treatment

2.2 兩種熱處理制度下合金在不同溫度下的塑性

從圖4a可以看出：在600 ℃以下時(shí)，兩種制度處理的試樣，合金延伸率在40%左右，隨溫度變化都不大；在600 ℃到800 ℃范圍內(nèi)時(shí)，A制度處理的試樣出現(xiàn)明顯的中溫低塑性現(xiàn)象，特別在750 ℃附近，延伸率低至30%，而B制度處理的試樣，合金的延伸率隨溫度的升高而升高；當(dāng)溫度大于850 ℃時(shí)，兩種制度處理試樣的延伸率隨試驗(yàn)溫度的升高快速上升，隨溫度的上升幅度基本一致，但是B制度處理的試樣由于未出現(xiàn)明顯的中溫低塑性現(xiàn)象，在溫度大于850 ℃以上時(shí)合金塑性相對A制度處理的試樣更高.

從圖4b可以看出：600 ℃到800 ℃溫度區(qū)間內(nèi)，A制度處理試樣的面縮率變化出現(xiàn)一個(gè)明顯的低谷，這與B制度處理試樣的面縮率變化趨勢有明顯區(qū)別.

圖4 兩種熱處理制度下合金不同溫度的塑性Fig.4 Elongation and reduction of area for the alloys after two kinds of heat treatment(a)—合金的延伸率； (b)—合金的面縮率

2.3 合金750 ℃拉伸典型斷口形貌分析

對比圖5a、5b可以發(fā)現(xiàn)A、B兩種熱處理制度處理試樣拉伸后的斷口均含有大量的韌窩; 但是B制度處理試樣韌窩深且大，A制度處理試樣斷口上的韌窩淺且小，并且局部韌窩底部較平滑.圖6a是A熱處理制度處理試樣750 ℃拉伸斷口附近的金相顯微圖，對應(yīng)延伸率為30%；圖6b是B制度處理試樣750 ℃拉伸斷口附近的金相顯微圖，對應(yīng)的延伸率為45%.對比兩圖發(fā)現(xiàn)A制度處理試樣斷口附近晶粒為近似等軸晶，而B制度處理試樣斷口附近晶粒為長條柱狀晶，表明B制度處理試樣在變形過程中晶粒沿軸向拉長提高了延伸率.同時(shí)在主裂紋附近可以觀察到大量的微裂紋，且微裂紋均萌生于晶界處.值得注意的是A制度處理試樣斷口附近微裂紋尺寸大于B制度處理試樣，說明在近似相同的應(yīng)力條件下A制度處理試樣在變形過程中裂紋擴(kuò)展更快.

圖5 兩種制度處理下合金試樣750℃的拉伸斷口形貌Fig.5 Fracture surfaces of the alloys after two kinds of heat treatment (a)—A制度處理試樣； (b)—B制度處理試樣

圖6 拉伸斷口附近微觀形貌 Fig.6 Microstructure near the fracture surfaces(a)—A制度處理試樣； (b)—B制度處理試樣

3 結(jié) 論

對GH1016合金的熱處理制度進(jìn)行了改進(jìn)，采用1 160 ℃×30 min爐冷到950 ℃×120 min，然后空冷.20～950 ℃拉伸試驗(yàn)結(jié)果表明，隨著溫度升高抗拉強(qiáng)度逐漸下降，在600～800 ℃范圍內(nèi)，原熱處理制度(A制度)處理的試樣出現(xiàn)明顯的中溫低塑性現(xiàn)象.而改進(jìn)的熱處理制度(B制度)則消除了600～800 ℃時(shí)出現(xiàn)的延伸率和面縮率下降的現(xiàn)象.對750 ℃拉伸試樣斷口的分析表明，改進(jìn)的熱處理制度明顯改善了合金的微觀結(jié)構(gòu)，斷口表面大量深而大的韌窩也證明了在中溫階段合金的塑性有所改善.

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