熱處理對(duì)GH2132合金組織與性能影響的研究進(jìn)展

趙 振, 張十慶*, 李 方, 王 宏, 何欽生,鄒興政, 王兆英, 白雨松

（1.重慶材料研究院有限公司，重慶 400700；2.國(guó)家儀表功能材料工程技術(shù)研究中心，重慶 400700；3.高性能耐腐蝕合金重慶市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，重慶 400700）

高溫合金是指以Fe、Ni、Co為基，能在600 ℃以上高溫及一定的應(yīng)力作用下長(zhǎng)期工作的金屬材料，該合金在各種溫度下具有良好的組織穩(wěn)定性和使用可靠性，加之合金化程度很高，故在英美又稱之為超合金（Superalloy）[1]。我國(guó)的渦輪盤材料在20世紀(jì)50年代末是以生產(chǎn)650 ℃以下使用的仿制前蘇聯(lián)ЭИ481合金，即以Fe-Cr-Ni-Mn為基，通過VC和M23C6型碳化物強(qiáng)化的鐵基合金GH2036開始，由于GH2036合金中碳化物強(qiáng)化的組織不穩(wěn)定性以及工藝上和綜合力學(xué)性能上的一系列弱點(diǎn)，從而促進(jìn)了仿美以Ni3（Ti，Al）型γ'相為強(qiáng)化的鐵基高溫合金的生產(chǎn)，其中代表材料就是GH2132[2-3]。GH2132是一種時(shí)效強(qiáng)化型鐵基高溫合金，相近的牌號(hào)有美國(guó)的A286和法國(guó)的ZbNCT25（下文統(tǒng)稱為GH2132），是以Fe-25Ni-15Cr為基，用Al、Ti進(jìn)行沉淀強(qiáng)化，用Mo進(jìn)行固溶強(qiáng)化，并用B進(jìn)行晶界強(qiáng)化等綜合強(qiáng)化而得，具有優(yōu)異的綜合性能，廣泛用于550～650 ℃的燃?xì)廨啓C(jī)、航空發(fā)動(dòng)機(jī)等高溫部件，是一個(gè)在不太高的溫度下使用的多用途高溫合金[4-7]。

高溫合金無論是以何種元素為基體都是復(fù)雜的合金化系統(tǒng)，熱處理對(duì)其都是不可缺少的工藝過程，通過改變合金內(nèi)部組織或改變合金表面的狀態(tài)，以提高合金綜合性能滿足實(shí)際需要[8-11]。高溫合金采用的最基本熱處理類型是固溶處理和時(shí)效處理[12-14]。固溶處理常作為前處理，目的在于使原始加工狀態(tài)的第二相溶解，同時(shí)獲得所希望的晶粒大小和消除加工的應(yīng)力，為以后的時(shí)效做好準(zhǔn)備。時(shí)效處理的目的是使合金起主要第二相強(qiáng)化作用的γ'相呈良好狀態(tài)析出，具備希望的使用性能。目前針對(duì)GH2132合金熱處理分為三類：?jiǎn)喂倘芴幚?、固?時(shí)效處理和變形+時(shí)效處理（即直接時(shí)效處理），其中固溶+單時(shí)效處理[15-29]應(yīng)用最為廣泛，但有時(shí)為了改善合金的綜合性能，還會(huì)采用固溶+多級(jí)時(shí)效的熱處理工藝[15-18，30-32]，以得到不同時(shí)效溫度析出的組織良好配合及其反映出來的綜合性能。本文從單固溶處理、固溶+時(shí)效處理以及變形+時(shí)效處理三方面綜述熱處理制度對(duì)GH2132合金組織與性能影響的研究現(xiàn)狀，以期為同類材料熱處理工藝的制定、實(shí)施提供參考，拓展同類材料的開發(fā)與應(yīng)用。

1 GH2132合金固溶處理工藝研究進(jìn)展

1.1 GH2132合金固溶處理對(duì)組織的影響

對(duì)于GH2132合金，無論是鍛材、熱軋棒或其他鍛件，固溶過程奧氏體晶粒長(zhǎng)大規(guī)律均相似，且無論對(duì)于何種加工產(chǎn)品，原始晶粒度的大小僅影響晶粒長(zhǎng)大的絕對(duì)值，而不影響晶粒長(zhǎng)大的規(guī)律[5]。GH2132合金在不同溫度下保溫固溶1 h的晶粒存在兩個(gè)明顯的晶粒突然長(zhǎng)大階段，第一階段在950～980 ℃范圍內(nèi)，這是由于晶界上析出相Fe2Ti型Laves相的溶解；第二階段在1040～1080 ℃之間，這是由于晶界M3B2相的溶解，可見GH2132合金在不同固溶處理溫度下的晶粒長(zhǎng)大規(guī)律與晶界析出相的溶解密切相關(guān)。同時(shí)，固溶處理的保溫時(shí)間對(duì)晶粒長(zhǎng)大也有一定的影響，在晶粒長(zhǎng)大的第一個(gè)突變溫度附近，延長(zhǎng)固溶處理保溫時(shí)間會(huì)降低晶粒長(zhǎng)大的突變溫度。在晶粒明顯長(zhǎng)大的980 ℃或低于此溫度固溶處理，延長(zhǎng)保溫時(shí)間對(duì)晶粒大小有影響，但從滿足晶粒長(zhǎng)大的動(dòng)力學(xué)條件來看，固溶處理保溫時(shí)間不及固溶溫度的影響大，但可以起到溫度的補(bǔ)充作用。

不同固溶溫度、時(shí)間對(duì)GH2132合金顯微組織的影響也符合上述規(guī)律，同時(shí)隨著固溶保溫時(shí)間延長(zhǎng)，合金內(nèi)部的固溶退火孿晶數(shù)量在增加[21]。固溶退火孿晶是中低層錯(cuò)能（stacking fault energy，SFE）材料的特征[33-34]。不同尺寸的晶粒中均存在孿晶，表明孿晶是在再結(jié)晶和晶粒生長(zhǎng)過程中產(chǎn)生的，以降低合金的總邊界能。固溶后的合金中還會(huì)存在凝固過程形成的初級(jí)Ti（C，N）等碳氮化物夾雜，尺寸大約為0.2～4 μm，多呈方形和圓形[4，35-38]。

1.2 GH2132合金固溶處理對(duì)性能的影響

文獻(xiàn)[21]研究了固溶處理溫度（930～1020 ℃×4 h，WC）對(duì)GH2132合金顯微硬度的影響，結(jié)果表明硬度隨著固溶溫度的增加呈下降趨勢(shì)，這是由于固溶后晶粒長(zhǎng)大造成的，同時(shí)也存在一些強(qiáng)化相的溶解。不同固溶時(shí)間（900 ℃×（1～3 h），WC）對(duì)GH2132合金拉伸性能影響不大，表現(xiàn)出良好的塑性[16]，這是由于固溶處理后，強(qiáng)化相溶解，合金元素固溶到奧氏體γ基體中，沒有第二相的沉淀強(qiáng)化作用，使得單一的奧氏體基體表現(xiàn)出低強(qiáng)度高塑性的特點(diǎn)[16，24，29，39-40]。

2 GH2132合金固溶+時(shí)效處理工藝研究進(jìn)展

2.1 GH2132合金固溶+時(shí)效處理對(duì)組織的影響

2.1.1 固溶溫度和固溶時(shí)間

不同固溶溫度（（900～1000 ℃）×1 h，WC）+時(shí)效（720 ℃×16 h，AC）處理后GH2132合金顯微組織均為大小均勻的等軸晶粒，但隨著固溶溫度的升高，合金的晶粒尺寸逐漸變大，同時(shí)存在較多的孿晶晶粒[23，25]。

固溶時(shí)間（900 ℃×（1～3 h），WC）越長(zhǎng)，時(shí)效（710 ℃×16 h）處理后GH2132合金析出相γ'數(shù)量越多，同時(shí)晶粒有長(zhǎng)大傾向[16]。這是由于固溶時(shí)間越長(zhǎng)，各合金元素溶解于奧氏體中越充分，為時(shí)效析出γ'強(qiáng)化相Ni3（Ti，Al）提供了足夠充分的Ni、Ti、Al元素。

2.1.2 時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間

文獻(xiàn)[17，21，24，26，28]研究了固溶后不同時(shí)效溫度對(duì)GH2132顯微組織的影響，在620～780 ℃范圍內(nèi)時(shí)效，對(duì)晶粒尺寸影響較小，晶粒尺寸基本保持不變。晶粒尺寸不受時(shí)效溫度影響主要是因?yàn)闀r(shí)效溫度較低，不能提供足夠的能量促使晶粒長(zhǎng)大[41]。熱處理工序決定晶粒度大小的因素為固溶溫度和固溶保溫時(shí)間，尤其固溶溫度影響最為明顯。因此，要保證晶粒度合格，必須在標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的固溶溫度和時(shí)間范圍內(nèi)選擇最低的固溶溫度和最短的固溶保溫時(shí)間。相比僅進(jìn)行固溶的組織，合金經(jīng)固溶和時(shí)效處理后，組織晶界清晰，并伴有少量固溶處理后再結(jié)晶過程中通過堆垛層錯(cuò)生長(zhǎng)而形成的孿晶[20，24]。同時(shí)，隨著時(shí)效溫度的升高（700～740 ℃），出現(xiàn)較多細(xì)小的孿晶晶粒，晶內(nèi)孿晶數(shù)量減少，孿晶板條變寬[26]，該過程主要是以合并機(jī)制逐漸減少板條數(shù)量而使板條擴(kuò)寬，最終寬板條的孿晶界面由于位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)而消失[41]。文獻(xiàn)[16-17，21]研究了不同時(shí)效溫度對(duì)GH2132合金組織形貌的影響，隨著時(shí)效溫度的升高，γ'相數(shù)量逐漸增加，尺寸逐漸變大。這是由于較高的時(shí)效溫度有利于合金原子的擴(kuò)散，強(qiáng)化相更易析出，且析出相尺寸大，易偏聚，因此較低的時(shí)效溫度比高的時(shí)效溫度更易析出彌散細(xì)小的γ'相，700 ℃時(shí)效時(shí)晶界有少量碳化物析出，730 ℃時(shí)效時(shí)晶界上的碳化物析出增多。

在較低溫度700 ℃時(shí)效時(shí)（固溶工藝950 ℃×1 h，WC），時(shí)效時(shí)間對(duì)合金組織影響較大，當(dāng)時(shí)效溫度升高至740 ℃時(shí)，時(shí)效4、14、16 h的顯微組織基本趨于一致[26]。文獻(xiàn)[15，21，28]研究了固溶后不同時(shí)效時(shí)間對(duì)GH2132合金強(qiáng)化相γ'的影響，如圖1所示?？梢钥吹剑S著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，γ'相逐漸長(zhǎng)大。強(qiáng)化相長(zhǎng)大規(guī)律符合LSW（lifshitz slyozov wagner，LSW）理論，該理論認(rèn)為析出沉淀相的平均直徑隨著時(shí)效時(shí)間的立方根增加而增加，該過程由體積擴(kuò)散控制[42-43]。LSW理論已在一些研究GH2132合金文獻(xiàn)中得到證實(shí)[21，44-47]，因而可根據(jù)某一時(shí)效溫度下強(qiáng)化相的直徑D（nm）與時(shí)效時(shí)間t（h）的關(guān)系獲得強(qiáng)化相長(zhǎng)大模型，以此來預(yù)測(cè)合金在該溫度時(shí)效中γ'強(qiáng)化相長(zhǎng)大過程。同時(shí)，隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，晶界有碳化物析出。當(dāng)時(shí)效時(shí)間達(dá)到2 h以上時(shí)，晶界除了析出碳化物，也析出了呈片層或胞狀、沿晶界呈一定角度的有害相η相，且隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)逐漸長(zhǎng)大。

圖1 不同時(shí)效時(shí)間后GH2132合金強(qiáng)化相γ'尺寸及晶界形貌[15，21，28]Fig. 1 Strengthening phase γ' size and grain boundary morphology images of GH2132 alloy after different aging time[15，21，28]

γ'相是不穩(wěn)定的，時(shí)效過程會(huì)導(dǎo)致γ'/γ中晶格失配度增加，產(chǎn)生的層錯(cuò)會(huì)進(jìn)入到γ'相中，使其不穩(wěn)定，導(dǎo)致發(fā)生γ′→η轉(zhuǎn)變[48-51]。通常析出η相的區(qū)域周圍無γ'相，即η相是以犧牲γ'相為代價(jià)形成的[35，52-54]，如圖2所示，該現(xiàn)象在其他諸如鎳基高溫合金Nimonic 263中也可觀察到[55]。GH2132合金是典型的高鈦低鋁型高溫合金，而具有高Ti/Al比的鐵基合金在高溫時(shí)效或高溫變形過程中易發(fā)生η相沉淀，但通常只有在過時(shí)效處理后才能觀察到胞狀η相[19，56-59]，例如在Brooks[38]和Cicco[52]研究中，分別在720 ℃時(shí)效450 h和730 ℃時(shí)效217 h后發(fā)現(xiàn)了胞狀η相，然而在Zhao等[4]研究中，740 ℃時(shí)效8 h便觀察到胞狀η相。再者，η相之所以會(huì)沿晶界析出，一方面是由于晶界位置能量較高，η相會(huì)在晶界處形核、長(zhǎng)大，并生長(zhǎng)到晶粒內(nèi)部[56，60-73]；另一方面是由于硼和鈦都傾向于在晶界處偏析，奧氏體合金中硼的偏析傾向遠(yuǎn)高于鈦，通常以非平衡（偏聚）的方式偏析[64-68]。固溶處理期間在晶界處偏析的硼原子會(huì)抑制鈦原子向晶界擴(kuò)散，因此在時(shí)效處理期間沒有足夠的鈦原子用于η相的成核或生長(zhǎng)，隨著時(shí)效溫度或時(shí)效時(shí)間的增加，擴(kuò)散到高能晶界的鈦原子增加，導(dǎo)致η相在該處沉淀[4]。800 ℃以上溫度時(shí)效時(shí)，析出相η相呈針狀魏氏體（圖2（b）），通過沉淀無法達(dá)到硬化合金的效果[52]。

文獻(xiàn)[32]研究了固溶處理后（900 ℃/2 h/OQ）兩級(jí)時(shí)效制度對(duì)合金顯微組織及γ'相形貌的影響，不同時(shí)效工藝對(duì)合金的晶粒尺寸及γ'相形貌影響不大，但對(duì)γ'相尺寸影響明顯。隨第一級(jí)時(shí)效溫度的增加，γ'相尺寸逐漸增加，說明γ'相析出與熱處理溫度及隨后時(shí)效過程有緊密聯(lián)系。合理的選擇兩級(jí)時(shí)效制度，如兩級(jí)時(shí)效720 ℃×16 h+650 ℃×16 h，可以獲得不同尺寸的γ'相，且數(shù)量多于720 ℃單級(jí)時(shí)效時(shí)得到的γ'數(shù)量[17]。時(shí)效制度制定不合理，如兩級(jí)時(shí)效（718 ℃×1 h+660 ℃×1 h）相比單時(shí)效（718 ℃×1 h），會(huì)造成兩級(jí)時(shí)效效果不明顯，γ′相聚集、長(zhǎng)大的同時(shí)在晶界位置形成碳化物M23C6大顆粒[15]，若時(shí)效溫度過高，如兩級(jí)時(shí)效（760 ℃×16 h+700 ℃×16 h），雖然會(huì)析出尺寸不同的γ'相，但同時(shí)也會(huì)析出尺寸較大而且數(shù)量較多的碳化物M23C6以及有害η相[4，16]。

2.2 GH2132合金固溶+時(shí)效處理對(duì)性能的影響

2.2.1 固溶溫度和固溶時(shí)間

調(diào)整合金的固溶處理溫度，是在保證γ'相完全溶解的條件下，主要控制晶界相的溶解（或析出）以及合金晶粒度大小。GH2132合金是奧氏體多晶材料，由于晶界對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用以及各晶粒取向不同，所以晶粒越細(xì)小，晶界面積越多，對(duì)材料的強(qiáng)化越明顯，即細(xì)晶強(qiáng)化[69]。文獻(xiàn)[5，23，25]研究了不同固溶溫度對(duì)時(shí)效后GH2132合金室溫力學(xué)性能的影響，如圖3所示。900～950 ℃溫度范圍固溶處理對(duì)GH2132合金晶粒度變化不大，因而合金的瞬時(shí)力學(xué)性能沒有差別。隨著固溶處理溫度的升高，開始出現(xiàn)大晶粒，晶界數(shù)量減少，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙變少，同時(shí)也有可能由于某些晶界析出相的動(dòng)態(tài)[21]，使合金室溫性能的強(qiáng)度指標(biāo)下降的趨勢(shì)較為緩慢一些。同時(shí)可以看到，添加微量的合金元素Nb（0.082%）可以提高合金的強(qiáng)度，但對(duì)塑性影響較小[23]，這是由于γ'相強(qiáng)化的鐵基高溫合金，Nb主要溶解于γ'相，形成Ni3（Al，Ti，Nb），具有增大γ'相反相疇界能、增加γ'相數(shù)量以及提高γ'相穩(wěn)定性的作用[70-72]。

圖3 不同固溶處理溫度對(duì)GH2132合金室溫力學(xué)性能的影響[5，23，25] （a）抗拉強(qiáng)度；（b）屈服強(qiáng)度；（c）伸長(zhǎng)率；（d）斷面收縮率Fig. 3 Effect of different solution treatment temperatures on mechanical properties of GH2132 alloy at room temperature[5，23，25] （a） tensile strength；（b） yield strength；（c） elongation；（d） reduction of area

文獻(xiàn)[16]研究了固溶時(shí)間對(duì)時(shí)效后（710 ℃×16 h）GH2132合金室溫力學(xué)性能的影響，時(shí)效能在單固溶的基礎(chǔ)上將抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別由700 MPa和300 MPa提高到1200 MPa和700 MPa，但時(shí)效態(tài)塑性相對(duì)固溶態(tài)大幅度下降。同時(shí)，與固溶態(tài)拉伸性能幾乎不隨固溶時(shí)間的影響截然不同，時(shí)效態(tài)拉伸性能隨固溶時(shí)間的延長(zhǎng)，抗拉強(qiáng)度逐漸提高，屈服強(qiáng)度逐漸降低，伸長(zhǎng)率和面收縮率也有小幅上升。由于固溶時(shí)間越長(zhǎng)，固溶處理越充分，為時(shí)效析出γ'強(qiáng)化相提供足夠充分的Ni、Ti、Al等元素，γ'相以切割或繞過機(jī)制阻止位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)作用越強(qiáng)，促使合金得到強(qiáng)化，但γ'相析出數(shù)量的增加是不利于塑性的，因此γ'相析出增加的同時(shí)，會(huì)有回復(fù)和再結(jié)晶軟化機(jī)制，固溶時(shí)間越長(zhǎng)，回復(fù)和再結(jié)晶發(fā)生越充分。

2.2.2 時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間

GH2132合金在時(shí)效過程中主要析出和基體共格的Ni3（Ti，A1）型γ'相，造成合金強(qiáng)烈地析出硬化效應(yīng)，其含量的多少直接影響著合金的性能，特別是其析出相的形狀、尺寸大小、數(shù)量和分散情況[1，45，60，63，73-81]，γ'強(qiáng)化相內(nèi)還存有少量位錯(cuò)[82]。如圖4（a）所示GH132合金經(jīng)980 ℃/1 h/OC固溶處理后，分別在650～930 ℃溫度范圍內(nèi)進(jìn)行不同時(shí)間時(shí)效得到的時(shí)效硬化曲線，可以看到，合金在650～830 ℃之間時(shí)效，都有明顯的由于γ'相析出所造成的硬化現(xiàn)象，但在710～720 ℃左右的時(shí)效硬化效果最為顯著。從圖4（b）所示的不同時(shí)效時(shí)間的硬化曲線看出，選擇常用的16 h時(shí)效時(shí)間，合金的硬化峰值也是在710～720 ℃左右，高于720 ℃時(shí)效硬化效果就明顯降低，但在稍低一些的溫度時(shí)效合金仍能保持相當(dāng)?shù)挠不Ч?/p>

圖4 GH2132合金的時(shí)效硬化曲線[5] （a）時(shí)效溫度；（b）時(shí)效時(shí)間Fig. 4 Aging hardening curve of GH2132 alloy[5] （a） aging temperatures；（b） aging times

文獻(xiàn)[5，16-17，24，28]研究了不同時(shí)效溫度對(duì)GH2132合金室溫力學(xué)性能的影響，如圖5所示?？梢钥吹?，GH2132合金無論是900 ℃還是980 ℃固溶處理后，時(shí)效溫度對(duì)合金室溫力學(xué)性能的影響規(guī)律基本上是一致的。再者，合金的室溫拉伸強(qiáng)度指標(biāo)都是在700～730 ℃時(shí)效獲得峰值，與時(shí)效硬化曲線規(guī)律一致，同時(shí)塑性指標(biāo)有不明顯的下降，這是由于合金在700～730 ℃時(shí)效，γ'相析出的數(shù)量與大小得到了良好的配合，均勻分布的γ'相有效阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，所以合金具有較高的強(qiáng)度。時(shí)效溫度低于700 ℃，γ'相析出的不充分，合金的強(qiáng)化程度不夠。時(shí)效溫度過高（730 ℃以上），由于γ'相的聚集長(zhǎng)大及部分η相析出，使合金的強(qiáng)度下降。這是由于有害相η相通常是合金變形過程中微孔成核和聚結(jié)的首選位置，尤其在晶界處更有利于微孔聚集，導(dǎo)致斷裂優(yōu)先發(fā)生在晶界處，嚴(yán)重惡化了合金在應(yīng)用中要求的強(qiáng)度和塑韌性能[4，37-38，83-88]，但胞狀η相可以抑制晶界在高溫變形期間的滑動(dòng)和開裂，從而提高合金的高溫塑性[56]。分布于晶界的有害相，在析出量相同的情況下，對(duì)大晶粒的影響程度較之小晶粒更嚴(yán)重，這是由于晶粒越小，晶界面積越大，晶界上有害相分布的密集程度降低弱化了有害效果[89]，同時(shí)觀察到，在700～730 ℃之間時(shí)效，隨著時(shí)效溫度的升高，出現(xiàn)抗拉強(qiáng)度降低、屈服強(qiáng)度升高，伸長(zhǎng)率和面收縮率基本保持不變的趨勢(shì)，可能是較其他工藝固溶時(shí)間較長(zhǎng)使固溶更加充分，導(dǎo)致在700 ℃時(shí)效比較高溫度時(shí)效有更大的強(qiáng)化作用[16]。時(shí)效溫度對(duì)合金的硬度和剪切強(qiáng)度影響規(guī)律與對(duì)拉伸強(qiáng)度影響類似，即隨著時(shí)效溫度的提高呈現(xiàn)先增加后降低趨勢(shì)[17，21，28]。

圖5 時(shí)效溫度對(duì)GH2132合金室溫力學(xué)性能的影響[5，16-17，24，28] （a）抗拉強(qiáng)度；（b）屈服強(qiáng)度；（c）伸長(zhǎng)率；（d）斷面收縮率Fig. 5 Effect of aging temperature on mechanical properties of GH2132 alloy at room temperature[5，16-17，24，28] （a） tensile strength；（b） yield strength；（c） elongation；（d） reduction in area

文獻(xiàn)[26]研究了GH2132合金在固溶后（950 ℃×1 h，WC）不同時(shí)效溫度和時(shí)間（（700～740 ℃）×（4～18 h），AC）對(duì)合金力學(xué)性能的影響。時(shí)效4 h后，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別在1000 MPa和700 MPa左右波動(dòng)，伸長(zhǎng)率和斷面收縮率分別在28%和46%上下波動(dòng)，720 ℃時(shí)效后抗拉強(qiáng)度最高，740 ℃時(shí)效后抗拉強(qiáng)度最低。時(shí)效溫度不同，對(duì)應(yīng)強(qiáng)度或塑性指標(biāo)峰值的時(shí)間也不同。時(shí)效溫度越高，到達(dá)峰值所需時(shí)間越短[44]。

時(shí)效溫度較低時(shí)（980 ℃×1 h+680 ℃），時(shí)效時(shí)間越長(zhǎng)（16～24 h），抗拉強(qiáng)度和硬度均呈增加的趨勢(shì)[27]。時(shí)效溫度較高時(shí)（982 ℃×1 h，OC+718 ℃[15]、960 ℃×1 h，WC+730 ℃[21]），時(shí)效1 h硬度便達(dá)到最大值，時(shí)效時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)，合金硬度開始下降，但降低緩慢，再次說明提高時(shí)效溫度可明顯縮短拉伸、硬度等性能數(shù)值到達(dá)峰值的時(shí)間，但獲得的性能指標(biāo)不一定是最高的。

文獻(xiàn)[15-17，32]研究了固溶后不同兩級(jí)時(shí)效工藝對(duì)GH2132合金力學(xué)性能的影響，690～720 ℃之間時(shí)效，隨時(shí)效溫度升高，合金的屈服強(qiáng)度明顯升高，而抗拉強(qiáng)度變化較小，伸長(zhǎng)率和斷面收縮率降低。720～760 ℃之間隨時(shí)效溫度增加，強(qiáng)度降低，塑性變差，可見，影響合金屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度的熱處理參數(shù)主要是時(shí)效溫度。隨多段時(shí)效溫度提高，當(dāng)時(shí)效溫度太低，強(qiáng)化相γ'析出不明顯，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都較低；隨著時(shí)效溫度進(jìn)一步提高，合金中析出的γ'相數(shù)量和尺寸增加，會(huì)引起強(qiáng)度的提高；當(dāng)時(shí)效溫度進(jìn)一步提高時(shí)，會(huì)產(chǎn)生過時(shí)效現(xiàn)象，部分γ'相轉(zhuǎn)變?yōu)棣窍?，造成合金性能下降。η相作為有害相，它的析出一方面降低了?強(qiáng)化相含量，一方面脆化晶界，使合金的性能下降。此外，當(dāng)γ'相進(jìn)一步長(zhǎng)大時(shí)，位錯(cuò)和析出相的交互作用由切割機(jī)制變?yōu)槔@過機(jī)制，析出相對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙程度降低，位錯(cuò)變得更容易運(yùn)動(dòng)，滑移系容易開動(dòng)，合金的性能下降，所以，析出相的尺寸不宜過大也不宜過小[21]。時(shí)效過程若析出尺寸較大而且數(shù)量較多的碳化物M23C6，會(huì)降低晶界強(qiáng)度和減小強(qiáng)化相γ'相的析出，降低合金強(qiáng)度[16]。碳化物不僅降低了晶界結(jié)合力，破壞晶界連續(xù)性，而且成為裂紋源，使合金易發(fā)生脆性斷裂[15]。

合理地選擇固溶+兩級(jí)時(shí)效工藝可明顯提高合金的綜合力學(xué)性能，但若兩級(jí)時(shí)效工藝選擇不合理，獲得的合金性能會(huì)低于單時(shí)效性能[16-17]。

3 GH2132合金變形+時(shí)效處理工藝研究進(jìn)展

3.1 變形量對(duì)GH2132合金組織與性能的影響

小量變形對(duì)GH2132合金晶粒長(zhǎng)大是很敏感的，該合金的臨界變形量約為2%，為防止晶粒異常長(zhǎng)大，通常冷變形量必須超過6%[90]。GH2132合金隨形變量增加晶粒逐漸由等軸變?yōu)槔w維狀，晶粒方向性趨于明顯，形變量在30%以內(nèi)時(shí)，組織基本為等軸晶，存在較多孿晶，形變量超過35%時(shí)，組織纖維化明顯，晶界模糊，晶內(nèi)出現(xiàn)明顯的變形痕跡[91-92]。熱軋態(tài)GH2132合金固溶處理后，在再結(jié)晶退火過程中會(huì)同時(shí)形成大量的“退火孿晶”，采用合理的后續(xù)熱處理工藝不會(huì)造成晶粒的異常長(zhǎng)大，仍可保留冷作變形強(qiáng)化效果[20，93]。同時(shí)，原始晶粒對(duì)變形后的晶粒尺寸也有一定的影響，小變形時(shí)，晶粒會(huì)變得更粗大，但隨著變形量的增加，原始晶粒尺寸對(duì)產(chǎn)品的最終晶粒度影響越來越小，在變形量達(dá)到35%時(shí)，原始晶粒的作用逐漸消失[93]。

文獻(xiàn)[20，29]研究了不同冷變形量對(duì)GH2132合金棒材室溫拉伸和硬度的影響，隨著冷拉變形量的增加，合金硬度、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐步提高，在20%～30%面縮率范圍內(nèi)的冷作強(qiáng)化效果最為顯著，隨后變化趨于緩慢。而隨著變形量的提高，合金塑性，特別是伸長(zhǎng)率大幅度下降，將會(huì)影響材料后續(xù)加工。

3.2 變形量及時(shí)效制度對(duì)GH2132合金組織的影響

文獻(xiàn)[91]研究了不同形變量及不同時(shí)效制度對(duì)GH2132合金的顯微組織的影響，時(shí)效處理后在奧氏體晶粒內(nèi)部出現(xiàn)密排彌散及粒狀析出相γ'。同一時(shí)效制度下，形變量越大，析出相數(shù)量越多，這是因?yàn)榇笮巫兞織l件下合金內(nèi)部積蓄的畸變能較高，對(duì)新相形核及長(zhǎng)大所需的外界激活能低。對(duì)于同一形變量的合金組織，隨著時(shí)效溫度升高，時(shí)效處理幾乎不改變晶粒尺寸和結(jié)構(gòu)，但析出相γ'數(shù)量和富Cr碳化物的含量逐漸增加[94]，同時(shí)γ'逐漸變大，顆粒數(shù)量變少，該規(guī)律在其他研究文獻(xiàn)中也可看到[16，22]，這是由于時(shí)效過程中，合金原子通過空位等缺陷擴(kuò)散并形核，時(shí)效溫度越高，溶質(zhì)原子擴(kuò)散越快，析出相長(zhǎng)大所需時(shí)間越短，溶質(zhì)原子析出時(shí)易聚集，越有利于析出長(zhǎng)大，故最終導(dǎo)致析出相顆粒比較大，數(shù)量少[16]；再者，兩段時(shí)效制度會(huì)增加細(xì)小彌散相γ'的充分析出[18]。還注意到，650 ℃×8 h時(shí)效后，γ'析出相呈方型γ'析出，經(jīng)680 ℃×8 h+650 ℃×8 h制度時(shí)效后，方型γ'相變成球型。γ'相是高溫合金的主要強(qiáng)化相，呈彌散分布，主要有方型和球型兩種形態(tài)，γ'相的形態(tài)與γ-γ'的晶格錯(cuò)配度（點(diǎn)陣失調(diào)度）有關(guān)，晶格錯(cuò)配為小于0.2%時(shí)，γ'為球狀，晶格錯(cuò)配為0.5%～1.0%時(shí)呈立方狀，晶格錯(cuò)配大于1.25%時(shí)呈片狀[1，69，74，95]，也有文獻(xiàn)指出與Al含量有關(guān)[60]。

變形態(tài)GH2132合金在較低的溫度（＜704 ℃）下直接時(shí)效仍存在變形晶粒，對(duì)合金的冷變形強(qiáng)化效果影響不大[22]。文獻(xiàn)[32]研究了不同熱處理制度對(duì)鍛造后GH2132合金組織的影響，結(jié)果表明鍛造后直接時(shí)效，兩種時(shí)效工藝（650 ℃×16 h，AC、705 ℃×16 h，AC+650 ℃×16 h，AC）下晶粒尺寸相當(dāng)，但均勻性較差。單時(shí)效由于時(shí)效溫度低，未觀察到析出γ'相，說明γ'相析出與隨后時(shí)效熱處理溫度有緊密聯(lián)系，同時(shí)直接時(shí)效的晶粒尺寸小于固溶+時(shí)效處理，說明固溶處理一方面會(huì)促使鍛態(tài)析出相溶解，消除加工應(yīng)力，引起合金晶粒尺寸增大，同時(shí)有均勻晶粒尺寸作用。

3.3 變形量及時(shí)效制度對(duì)GH2132合金性能的影響

文獻(xiàn)[20，91，94，96]研究了不同變形量對(duì)GH2132合金時(shí)效后性能的影響，如圖6所示?？梢钥吹?，對(duì)于同一時(shí)效熱處理制度，隨材料形變量的增加，合金呈現(xiàn)強(qiáng)度增加、塑性降低的變化趨勢(shì)，特別變形量小于20%時(shí)，合金的強(qiáng)度和塑性變化趨勢(shì)明顯，超過變形量20%，變化相對(duì)較緩。再者，同一形變量條件下，合金固溶狀態(tài)時(shí)的強(qiáng)度最低，當(dāng)時(shí)效溫度較低時(shí)（650～680 ℃），隨時(shí)效溫度增加強(qiáng)度呈現(xiàn)增加趨勢(shì)；當(dāng)時(shí)效溫度較高時(shí)（700～720 ℃），變形量小于20%左右時(shí)，時(shí)效溫度越高，強(qiáng)度越高，變形量大于20%左右時(shí)，時(shí)效溫度越高，強(qiáng)度越低。在同一形變量條件下，時(shí)效溫度對(duì)伸長(zhǎng)率影響不明顯，但對(duì)斷面收縮率影響較大。增加形變量有利于GH2132合金材料的強(qiáng)化相析出，三種時(shí)效制度650 ℃×8 h、680 ℃×8 h及680 ℃×8 h+650 ℃×8 h下γ'相析出數(shù)量逐漸增多。γ'相的數(shù)量及尺寸會(huì)直接影響到GH2132合金的拉伸性能[1，39，73-74]，較低的析出相界面能有助于提升靜載斷裂裂紋萌生及擴(kuò)展的誘發(fā)門檻，進(jìn)而提高拉伸斷裂強(qiáng)度[91]，均勻分布的γ'相也可有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高拉伸強(qiáng)度[83]。

圖6 不同形變量及時(shí)效制度對(duì)GH2132合金力學(xué)性能的影響[20，91，94，96] （a）抗拉強(qiáng)度；（b）屈服強(qiáng)度；（c）伸長(zhǎng)率；（d）斷面收縮率Fig. 6 Effects of different deformation and aging process on mechanical properties of GH2132 alloy[20，91，94，96]（a） tensile strength；（b） yield strength；（c） elongation；（d） reduction in area

文獻(xiàn)[16，22]研究了不同時(shí)效溫度對(duì)變形態(tài)GH2132合金時(shí)效后性能的影響，但兩研究獲得的性能變化規(guī)律完全相反，出現(xiàn)如此不同變化趨勢(shì)的原因可能與時(shí)效前來料狀態(tài)不同有關(guān)，文獻(xiàn)[16]實(shí)驗(yàn)原材料為固溶（950 ℃×1.5 h，OC）+冷拉（?9.50 mm→?4.45 mm），文獻(xiàn)[22]實(shí)驗(yàn)原材料為固溶+冷拉棒?12.2 mm（固溶、拉拔工藝均未提）。相比僅冷變形后的性能（σb=1284.1 MPa，σ0.2=1151.7 MPa，δ=0.6%，ψ=47.4%），由于冷變形加速了γ'相的沉淀，采用較低的時(shí)效溫度就能使GH2132合金得到最大的強(qiáng)化效果。因而在實(shí)際應(yīng)用中對(duì)經(jīng)過大變形的GH2132合金想要獲得高強(qiáng)度需盡量選擇較低的時(shí)效溫度，但與此同時(shí)，塑性也較差，可見直接時(shí)效溫度對(duì)此合金性能有雙重影響。

時(shí)效溫度選擇合理時(shí)（704 ℃），在一定的時(shí)間內(nèi)對(duì)冷拉變形態(tài)GH3232合金進(jìn)行直接時(shí)效是不會(huì)影響強(qiáng)度和塑性指標(biāo)的，說明時(shí)效溫度的選擇對(duì)于合金性能的影響是至關(guān)重要的[22]。同時(shí)，選擇合理的雙時(shí)效工藝進(jìn)行直接時(shí)效有利于提高合金的強(qiáng)度，但塑性較差[32，94]，如通過兩級(jí)時(shí)效（650 ℃×8 h+680 ℃×8 h）后拉伸強(qiáng)度可達(dá)到1480 MPa。

4 總結(jié)與展望

近年來研究熱處理工藝對(duì)GH2132合金組織與性能的影響文獻(xiàn)較多，但均從固溶+時(shí)效或變形+時(shí)效等單方面在某一溫度或時(shí)間范圍內(nèi)進(jìn)行了較深入地研究，系統(tǒng)總結(jié)性文章鮮見報(bào)道。GH2132合金作為鐵鎳基合金的典型代表，價(jià)格便宜，具有良好的中溫力學(xué)性能、熱加工性能，大力發(fā)展鐵基高溫合金，適合我國(guó)資源特點(diǎn)，無鈷節(jié)鎳，具有廣闊的應(yīng)用前景。后續(xù)有關(guān)該合金的研究，可在以下幾方面考慮：

（1）運(yùn)用計(jì)算機(jī)模擬技術(shù)，結(jié)合新的合金強(qiáng)化和設(shè)計(jì)理念，改良合金成分，優(yōu)化熱處理參數(shù)。

（2）全流程精細(xì)化控制，持續(xù)改進(jìn)工藝，保持組織均勻穩(wěn)定，提高材料綜合性能。

（3）建立完備的合金成分-工藝-組織-性能數(shù)據(jù)庫，揭示材料共性問題，為工程選用提供準(zhǔn)確的加工工藝數(shù)據(jù)。