GH4742合金是一種高性能難變形的高溫合金渦輪盤材料，具有優(yōu)異的抗燃?xì)鉄岣g能力和耐高溫性能，成為國產(chǎn)船用燃機(jī)高壓渦輪盤的首選材料[1~3] 但是，新一代大功率燃?xì)廨啓C(jī)需要更大尺寸和更高性能的GH4742合金渦輪盤 為了提高GH4742合金的高溫強(qiáng)度，必須提高γ'形成元素Al、Ti、Nb的含量，Al、Ti含量達(dá)到上限的2.8%使γ'相的含量達(dá)到~39% γ'相的增多顯著影響GH4742合金的組織性能[4]，特別是γ'相附近回溶的固溶溫度[5] 在1080℃亞固溶處理時(shí)未溶解的γ'相阻礙γ晶粒的長大，晶粒細(xì)小的基體具有良好的室溫力學(xué)性能 但是，晶粒尺寸細(xì)小則晶界較多，成為高溫下裂紋擴(kuò)展的薄弱環(huán)節(jié)，使合金的高溫性能降低 同時(shí)，較低的固溶溫度不能通過靜態(tài)再結(jié)晶消除殘留的粗大變形晶粒 這些殘留的變形晶粒內(nèi)大量的位錯(cuò)，在高溫高應(yīng)力下通過滑移或攀移使基體軟化而斷裂[6] 同時(shí)，亞固溶處理時(shí)未能通過再結(jié)晶消除變形的粗大晶粒，其晶粒尺寸分布不均勻使晶粒交界處易產(chǎn)生應(yīng)力集中而產(chǎn)生裂紋，使合金的高溫性能降低[7] 在1120℃過固溶處理時(shí)γ'相發(fā)生溶解，使γ'相對(duì)晶粒的釘扎減弱，基體粗大的晶粒使其室溫力學(xué)性能顯著降低 但是，晶粒尺寸增大導(dǎo)致晶界界面減少，使合金的高溫性能明顯提高 鑒于此，本文研究固溶溫度對(duì)GH4742合金的組織、性能和γ'相的影響規(guī)律，通過優(yōu)化固溶工藝使GH4742合金同時(shí)具有良好的室溫和高溫力學(xué)性能 本文研究在不同固溶溫度條件下基體內(nèi)的亞結(jié)構(gòu)、γ'相以及晶粒尺寸的演變規(guī)律，統(tǒng)計(jì)不同固溶溫度下GH4742合金基體中不同類型γ'相的體積分?jǐn)?shù)、尺寸以及晶粒尺寸，計(jì)算γ'相的切過和繞過機(jī)制轉(zhuǎn)換的臨界半徑，建立γ'相析出強(qiáng)化模型以及晶界強(qiáng)化模型，在此基礎(chǔ)上深入分析不同固溶溫度條件下其室溫和高溫力學(xué)性能的變化規(guī)律以及主要影響因素

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用材料為GH4742渦輪盤試環(huán)，其化學(xué)分列于表1 對(duì)實(shí)驗(yàn)用材料進(jìn)行固溶+時(shí)效熱處理：先將試樣分別在溫度為1080、1100、1120℃的箱式爐中固溶8 h后空冷到室溫，然后在780℃時(shí)效16 h 按照國標(biāo)GB/T228.1-2010、GB/T2039-2012和GB/T2039-2012的要求對(duì)熱處理試樣機(jī)械加工后進(jìn)行室溫拉伸、高溫拉伸和持久實(shí)驗(yàn)

Table 1

表1

表1實(shí)驗(yàn)用GH4742合金的化學(xué)成分

Table 1Chemical composition of GH4742 superalloy (mass fraction, %)

Component	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	Co	Al	Ti	Nb
GH4742	0.05	0.039	<0.005	<0.005	<0.004	13.97	4.88	10	2.71	2.80	2.60

使用150 mL H3PO4+10 mL H2SO4+15 g CrO3混合溶液對(duì)試樣電解侵蝕，電解電壓為 10 V、電解時(shí)間為10 s 用JSM-7800F型掃描電鏡(SEM)觀察不同固溶溫度條件下試樣中析出的γ'相的形貌 在10%(體積分?jǐn)?shù))高氯酸酒精溶液中制備電解拋光樣品(拋光時(shí)間為10 s，電壓為18 Ｖ)；用Oxford Nordlys電子背散射衍射(EBSD)測(cè)定不同固溶溫度試樣的大小角度晶界、孿晶界比例以及晶粒尺寸，掃描區(qū)域?yàn)?00 μm×600 μm，步長為1 μm 透射試樣經(jīng)機(jī)械減薄后在-20℃、35 V 高氯酸乙醇溶液進(jìn)行“雙噴冶減薄，用Tecnai F20透射電鏡觀察不同固溶條件下試樣中的亞結(jié)構(gòu)

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果2.1 GH4742合金的力學(xué)性能

圖1給出了不同工藝條件下GH4742合金試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線 可以看出，隨著固溶溫度的提高試樣的室溫強(qiáng)度降低，固溶溫度高于1120℃的試樣其室溫強(qiáng)度顯著降低，但是固溶溫度對(duì)室溫延伸率和斷面收縮率的影響較小，如圖1a所示 與室溫強(qiáng)度的變化規(guī)律相反，隨著固溶溫度的提高合金的高溫強(qiáng)度提高 固溶溫度高于1100℃的試樣其高溫強(qiáng)度明顯提高，但是高溫延伸率和斷面收縮率隨著固溶溫度的提高不斷降低，如圖1b所示

圖1



圖1不同固溶溫度下GH4742合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

Fig.1Stress-strain curves of GH4742 superalloy under different solution temperature (a) Room temperature; (b) 650℃

圖2給出了固溶溫度對(duì)GH4742合金持久性能的影響 可以看出，經(jīng)過固溶處理后的合金其持久性能明顯提高，且隨著固溶溫度的提高其持久斷裂時(shí)間顯著增加，如圖2a所示 隨著固溶溫度的提高延伸率和斷面收縮率不斷降低，如圖2b所示

圖2



圖2固溶溫度對(duì)GH4742合金持久性能的影響

Fig.2Effect of solution temperature on rupture properties of GH4742 superalloy (a) creep rupture time; (b) plasticity index

2.2 GH4742合金的EBSD 晶界分布

圖3給出了不同工藝條件GH4742合金的EBSD晶界分布，圖中黑色為大角度晶界HAGB(High-angle grain boundaries, >15°)，紅色為小角度晶界LAGB(Low-angle grain boundaries, 2°~15°)，綠色為Σ3晶界，紫色為Σ9晶界，藍(lán)色為Σ27晶界 從圖3可以看出，在鍛態(tài)GH4742合金基體中，未發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的變形晶粒內(nèi)分布著大量的小角度晶界，而發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的細(xì)小晶粒內(nèi)有大量的孿晶界，如圖3a所示 在1080℃固溶處理后，基體中仍然保留著大量未發(fā)生再結(jié)晶的變形晶粒，但是變形晶粒內(nèi)的小角度晶界比例明顯降低，如圖3b所示；固溶溫度為1100℃時(shí)未發(fā)生再結(jié)晶的變形晶粒的比例明顯降低，晶粒尺寸增大，如圖3c所示；固溶溫度為1120℃時(shí)未發(fā)生再結(jié)晶的變形晶粒消失，晶粒尺寸顯著增大，且隨著晶粒的長大孿晶界顯著增加，如圖3d所示 表2列出了用EBSD統(tǒng)計(jì)的不同工藝條件下的EBSD晶界比例和有效晶粒尺寸 從表2可以看出，固溶溫度為1080℃時(shí)LAGB比例略微降低，Σ3孿晶界比例提高，而Σ9晶界、Σ27晶界的比例和晶粒尺寸變化較小；隨著固溶溫度的提高LAGB比例顯著降低，孿晶界比例、有效晶粒尺寸顯著增加

圖3



圖3不同工藝條件的試樣的EBSD 晶界分布

Fig.3EBSD grain boundary distribution map of the sample under different process (a) forged; (b) 1080℃+780℃; (c) 1100℃+780℃; (d) 1120℃+780℃

Table 2

表2

表2不同工藝條件下EBSD晶界比例以及晶粒尺寸

Table 2Proportion of EBSD grain boundary and grain size under different process

	GB/%			CSL /%				Grain size /μm
	HAGB	LAGB		CSL Σ3	CSL Σ9	CSL Σ27
Forged	79.9	20.1		10.2	0.52	0.19		10.7
1080	81.3	18.7		13.2	0.76	0.19		11.0
1100	86.6	13.4		31.5	1.56	0.35		20.6
1120	96.8	3.2		58.6	1.51	0.22		111.2

2.3 GH4742合金中 γ′ 相的形貌

圖4給出了不同工藝條件對(duì)GH4742合金中γ'相的影響 可以看出，鍛態(tài)GH4742合金基體中分布著大量的一次和二次γ'相以及少量的三次γ'相，如圖4a所示；在1080℃固溶空冷后基體中仍然有大量未溶解的粗大一次γ'相和冷卻過程中形成的二次γ'相和三次γ'相，如圖4b所示 隨著固溶溫度的提高在1100℃固溶空冷后粗大的一次γ'相明顯溶解，基體主要是少量一次γ'相+二次γ'相+三次γ'相，如圖4c所示；在1120℃固溶空冷后基體中的一次γ'相已全部溶解，基體主要為二次γ'相+三次γ'相，如圖4d所示

圖4



圖4不同工藝的GH4742合金中γ'相的形貌

Fig.4Morphology of γ' phase in GH4742 alloy under different process conditions (a) forged; (b) 1080℃+780℃; (c) 1100℃+780℃; (d) 1120℃+780℃

圖5給出了用等效面積的方法統(tǒng)計(jì)的在不同溫度固溶的GH4742合金中γ'相的體積分?jǐn)?shù)和尺寸 隨著固溶溫度的提高一次γ'相的體積分?jǐn)?shù)顯著降低，二次γ'相的體積分?jǐn)?shù)不斷提高，三次γ'相的體積分?jǐn)?shù)變化較小，如圖5a所示；同時(shí)，隨著固溶溫度的提高一次、二次γ'相的尺寸顯著增大，但是固溶溫度對(duì)三次γ'相的尺寸影響較小，如圖5b所示

圖5



圖5固溶溫度對(duì)GH4742合金γ'相體積分?jǐn)?shù)和尺寸的影響

Fig.5Effects of different solution temperatures on volume fraction and size distribution of γ' phase in GH4742 superalloy (a) Volume fraction of γ' phase; (b) Size distribution of γ' phase

3 討論3.1 固溶溫度對(duì)GH4742合金組織、性能和亞結(jié)構(gòu)的影響

在1080 ℃固溶時(shí)處于γ+γ'兩相區(qū)，未溶解的γ'相阻止了晶粒的長大，細(xì)化了晶粒，平均晶粒尺寸為11.0 μm，具有較好的室溫力學(xué)性能(圖1a) 但是，晶粒細(xì)小則晶界較多，在高溫下晶界成為裂紋擴(kuò)展的薄弱環(huán)節(jié)，使合金的高溫性能降低(圖1b、圖2) 固溶溫度為1120℃時(shí)γ'相全部溶解，晶粒顯著長大，晶粒尺寸達(dá)到111.2 μm，室溫力學(xué)性能顯著降低，但是基體內(nèi)晶界數(shù)量的大幅減少使高溫力學(xué)性能提高 固溶溫度為1100℃時(shí)晶粒尺寸適中為20.6 μm，室溫和高溫力學(xué)性能良好 使用Hall-Petch強(qiáng)化模型可定量計(jì)算晶界強(qiáng)化，晶界強(qiáng)化引起的強(qiáng)化增量為[8]

σHP=αGb1/2d-1/2

(1)

式中α為常數(shù)(0.3~0.6)，d為平均晶粒尺寸 計(jì)算結(jié)果表明，固溶溫度為1080℃、1100℃、1120℃時(shí)晶界強(qiáng)化產(chǎn)生的強(qiáng)化增量分別為114~228 MPa、84~168 MPa、36~72 MPa 固溶溫度為1080℃和1120℃時(shí)晶界強(qiáng)化的強(qiáng)度計(jì)算差值ΔσHP為78~156 MPa，兩者實(shí)際測(cè)試的室溫屈服強(qiáng)度差值ΔσY為150 MPa，室溫測(cè)試的屈服強(qiáng)度差值在晶界強(qiáng)化引起的強(qiáng)化增量變化范圍內(nèi) 可以看出，晶粒尺寸的差異是影響基體強(qiáng)度重要因素 鍛態(tài)基體內(nèi)保留著大量未發(fā)生再結(jié)晶的粗大變形晶粒，這些晶粒內(nèi)分布著大量比例為20.1%的小角度晶界 在1080℃固溶后基體未完全發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶，基體內(nèi)保留著大量未發(fā)生再結(jié)晶的粗大變形晶粒，小角度晶界的比例略微下降(為18.7%) 在1120℃固溶后基體已發(fā)生充分靜態(tài)再結(jié)晶，小角度晶界的比例顯著降低(僅為3.2%) 小角度晶界由位錯(cuò)組成 低層錯(cuò)能的Ni基高溫合金其擴(kuò)展位錯(cuò)區(qū)較寬，很難通過束集而發(fā)生交滑移 但是在1080℃高溫固溶后位錯(cuò)可借助外界提供的熱激活能和空位擴(kuò)散進(jìn)行攀移，使滑移面上不規(guī)則的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和重新分布，最終沿垂直于滑移方向排列并形成具有一定取向差的位錯(cuò)墻(小角度晶界)，如圖6a所示 同時(shí)，在1080℃固溶后基體中生成了有大量位錯(cuò)的細(xì)小亞晶，如圖6b所示 在1100℃固溶后位錯(cuò)滑移和攀移的能力進(jìn)一步提高，攀移使同一位滑移面上的異號(hào)位錯(cuò)抵消而形成亞晶界，基體內(nèi)的位錯(cuò)密度進(jìn)一步降低，如圖6c所示；固溶溫度的提高使發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶形成的亞晶明顯長大，并且晶內(nèi)的位錯(cuò)數(shù)量也顯著降低，如圖6d所示 鍛態(tài)和在1080℃固溶后粗大變形的晶粒內(nèi)分布著較高密度的位錯(cuò)，這些位錯(cuò)在高溫高應(yīng)力下(650℃/823 MPa)下的滑移和攀移使基體不斷軟化而最終發(fā)生斷裂，使持久斷裂時(shí)間降低 同時(shí)，基體內(nèi)的晶粒大小不均勻，高溫高應(yīng)力(650℃/823 MPa)使大小晶粒的交界處易產(chǎn)生應(yīng)力集中而形成裂紋，也是使持久斷裂時(shí)間較低的重要原因

圖6



圖6不同固溶溫度下基體內(nèi)位錯(cuò)的組態(tài)

Fig.6Dislocation configuration in the matrix under different solution temperatures (a) dislocation wall, 1080℃; (b) dislocation nets, 1080℃; (c) dislocation wall, 1100℃; (d) dislocation nets, 1100℃

鍛態(tài)粗大的變形晶內(nèi)的Σ3孿晶界主要分布在細(xì)小的晶粒內(nèi)，其比例為10.2% 同時(shí)，基體中少量的Σ9、Σ27高階孿晶界(圖3a)降低了再結(jié)晶晶粒長大的晶界能[9] 在1080℃固溶后Σ3孿晶界比例略微提高到13.2%，Σ9和Σ27高階孿晶界的變化較小；在1120℃固溶后Σ3孿晶界的比例顯著提高到58.6%，隨著晶粒尺寸的增大Σ3孿晶界顯著增大(圖3d)，固溶溫度的提高促進(jìn)了孿晶取向Σ3(60°/111)孿晶界的形成 同時(shí)，Σ9(38.9°/101)、Σ27a(31.6°/110)以及Σ27b(35.4°/210)高階孿晶界的比例也明顯提高 根據(jù)CSL規(guī)則[10]，Σ3邊界之間的相互作用可形成Σ9邊界(Σ3+Σ3=Σ9)(圖3中的箭頭標(biāo)記) 當(dāng)一個(gè)Σ9邊界遇到另一個(gè)Σ3邊界時(shí)生成一個(gè)新的Σ3邊界(Σ3+Σ9=Σ3)(圖3中的箭頭標(biāo)記)或一個(gè)Σ27邊界(Σ3+Σ9=Σ27) 高階孿晶界具有較高的遷移率，在高溫下逐漸失去其共格特征(角度/軸)，隨后轉(zhuǎn)化為一般的大角度晶界[11]，加速了晶粒的粗化

3.2 固溶溫度對(duì) γ' 相析出的影響

固溶溫度的提高加速了一次γ'相的溶解，使其比例顯著降低 這些溶解的一次γ'相在隨后的冷卻過程中轉(zhuǎn)化為二次γ'相和三次γ'相 同時(shí)，固溶溫度的提高使冷卻過程中經(jīng)歷的高溫區(qū)間增大，為二次γ'相的析出和長大創(chuàng)造了條件，使其比例和尺寸增大 在不同溫度固溶后三次γ'相析出經(jīng)歷的低溫區(qū)間段相同，因此固溶溫度對(duì)其析出的比例和尺寸影響較小 不同比例和尺寸的γ'相對(duì)強(qiáng)度有明顯的影響 建立GH4742合金在不同溫度固溶后γ'相的強(qiáng)化模型和晶界強(qiáng)化模型，可定量計(jì)算其不同類型γ'相產(chǎn)生的強(qiáng)化增量和晶界強(qiáng)化增量，可更好地調(diào)整優(yōu)化固溶溫度，最大程度地發(fā)揮γ'相的強(qiáng)化效果和細(xì)化晶粒的作用 γ'相的強(qiáng)化方式，主要有弱耦合有序強(qiáng)化、強(qiáng)耦合有序強(qiáng)化和Orowan繞過強(qiáng)化[12,13]

圖7給出了γ'相不同強(qiáng)化機(jī)制的示意圖 γ'相為LI2有序結(jié)構(gòu)，γ'相的尺寸較小時(shí)位錯(cuò)可切過γ'粒子在γ'相內(nèi)部形成反相疇界(APB, Anti-phase boundary)，從而產(chǎn)生有序強(qiáng)化 位錯(cuò)必須成對(duì)地穿過γ/γ'結(jié)構(gòu)運(yùn)動(dòng)，尾隨的位錯(cuò)消除了領(lǐng)先位錯(cuò)產(chǎn)生的反相疇界 當(dāng)兩對(duì)位錯(cuò)間距與粒子直徑相差較大時(shí)，這對(duì)位錯(cuò)不能同時(shí)存于單個(gè)細(xì)小的γ'相中，如圖7a所示 尾隨的位錯(cuò)落后于領(lǐng)先的位錯(cuò)，兩者之間有缺陷的γ'相產(chǎn)生的剪切力來自于所加的切應(yīng)力，產(chǎn)生的強(qiáng)化為弱耦合強(qiáng)化 γ'相尺寸較大時(shí)位錯(cuò)對(duì)間距與γ'相尺寸相當(dāng)，在領(lǐng)先的位錯(cuò)沒有完全切過γ'相時(shí)尾隨的位錯(cuò)已進(jìn)入γ'相中，如圖7b所示 尾隨位錯(cuò)必須克服位錯(cuò)間的彈性斥力以消除反相疇界，產(chǎn)生的強(qiáng)化為強(qiáng)耦合強(qiáng)化 γ'相尺寸繼續(xù)增大時(shí)，位錯(cuò)線繞著γ'相發(fā)生彎曲形成位錯(cuò)環(huán)，位錯(cuò)線的其余部分則越過粒子繼續(xù)移動(dòng)，位錯(cuò)通過γ'相的方式由切過機(jī)制轉(zhuǎn)為Orowan繞過機(jī)制 不同強(qiáng)化機(jī)制相應(yīng)的強(qiáng)化增量為[14~16]：

圖7



圖7不同強(qiáng)化機(jī)制下位錯(cuò)與γ'粒子相互作用的示意圖

Fig.7Schematic diagram of interaction between dislocation and γ' particles under different strengthening mechanisms (a) weak pair-coupling strengthening; (b) strong pair-coupling strengthening; (c) Orowan bypassing strengthening

弱耦合有序強(qiáng)化

πΔσWeak=MγAPB2b6γAPBrfπGb21/2-f

(2)

強(qiáng)耦合有序強(qiáng)化

πΔσStrong=32MGbrf1/2ωπ3/22πγAPBrωGb2-11/2

(3)

Orowan繞過強(qiáng)化

ΔσOrowan=0.101MGbf1/2r(0.854-1.2f1/2)ln1.2rb

(4)

式中M為Taylor因子(M=2.8)，γAPB為反相疇界能(0.1~0.3 J/m2)[13]，?為Ni3Al粒子的體積分?jǐn)?shù)，r為平均粒子半徑，G為切變模量(80 GPa)，b為伯氏矢量值(0.25 nm)，ω為無量綱常數(shù)(ω=1)

γ'相的強(qiáng)化是以上幾種強(qiáng)化方式的疊加 運(yùn)用合適的疊加法歸納各種強(qiáng)化機(jī)制對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值，得到γ'相強(qiáng)化總強(qiáng)度

σT=(Δσw+Δσs)k+ΔσOk1k

(5)

式中k為析出強(qiáng)化疊加指數(shù)(1~2)[12]，k=1.71[17]

弱耦合對(duì)和強(qiáng)耦合對(duì)之間的過渡發(fā)生在γ'相粒子的大小使領(lǐng)先位錯(cuò)的切割力不能完全穿透γ'相顆粒的一半時(shí)，既發(fā)生在位錯(cuò)線張力等于粒子排斥力時(shí)，此時(shí)臨界半徑為rm≈Gb2/2γAPB[15] 計(jì)算結(jié)果表明，臨界轉(zhuǎn)換半徑約為20 nm(γAPB=0.2 J/m2)，但是γ'相的體積分?jǐn)?shù)和反相疇界能γAPB對(duì)臨界轉(zhuǎn)換尺寸也有一定的影響 圖7給出了不同γ'相體積分?jǐn)?shù)和反相疇界能γAPB對(duì)不同強(qiáng)化機(jī)制臨界半徑的影響 可以看出，隨著γ'相體積分?jǐn)?shù)f的增大強(qiáng)弱耦合臨界轉(zhuǎn)換尺寸rC隨之適當(dāng)增大 隨著反相疇界能γAPB的增大強(qiáng)弱耦合臨界轉(zhuǎn)換尺寸rC顯著減小，如圖8a所示 切過與繞過臨界轉(zhuǎn)換半徑rC也隨著γ'相體積分?jǐn)?shù)f的增大而增大，隨著反相疇界能γAPB的增大而減小，如圖8b所示

圖8



圖8反相疇界能和體積分?jǐn)?shù)對(duì)γ'相不同強(qiáng)化機(jī)制中臨界半徑的影響

Fig.8Effect of anti-phase boundary energy and volume fraction on γ' phase critical radius of different strengthening mechanisms (a) Critical transformation radius of strong-weak coupling; (b) Critical transformation radius of shearing-bypassing

表3列出了反相疇界能γAPB為0.2 J/m2時(shí)固溶溫度對(duì)γ'相粒子尺寸、體積分?jǐn)?shù)以及強(qiáng)化增量的影響，其中γ'相尺寸和體積分?jǐn)?shù)在圖5中給出 從表3可以看出，一次γ'相尺寸較大，其尺寸遠(yuǎn)大于切過與繞過轉(zhuǎn)變的臨界尺寸(80~124 nm)，強(qiáng)化方式主要為繞過機(jī)制強(qiáng)化，產(chǎn)生的強(qiáng)化增量較低 二次γ'相尺寸較小，但是明顯高于強(qiáng)弱耦合轉(zhuǎn)變的臨界尺寸(23~27 nm)，因此強(qiáng)化方式為強(qiáng)耦合有序強(qiáng)化 在固溶溫度不同的條件下，二次γ'相產(chǎn)生的強(qiáng)化增量變化較大 在1080℃固溶后二次γ'相尺寸最小，但是體積分?jǐn)?shù)最低，強(qiáng)化增量ΔσStrong為218 MPa；在1100℃固溶后盡管二次γ'相的尺寸增大，但是體積分?jǐn)?shù)顯著增大，強(qiáng)化增量ΔσStrong最高約為250 MPa；在1120℃固溶后二次γ'相的尺寸最大而體積分?jǐn)?shù)最高，強(qiáng)化增量ΔσStrong約為224 MPa；三次γ'相的尺寸較小但是體積分?jǐn)?shù)最高，并且三次γ'相的尺寸明顯小于強(qiáng)弱耦合轉(zhuǎn)變的臨界尺寸，強(qiáng)化方式為弱耦合強(qiáng)化 固溶溫度對(duì)三次γ'相的尺寸、體積分?jǐn)?shù)影響較小，因此三次γ'相產(chǎn)生的強(qiáng)化增量變化較小，強(qiáng)化增量接近350 MPa 在1080℃、1100℃、1120℃固溶后疊加產(chǎn)生的最終強(qiáng)化增量ΔσT分別為572 MPa、597 MPa、572 MPa，ΔσT變化較小

Table 3

表3

表3不同工藝條件下γ'相的粒子尺寸、體積分?jǐn)?shù)以及強(qiáng)化增量

Table 3Size, volume fraction and strengthening increment of γ' phase under different process conditions

	Strengthening mechanism	1080 ℃				1100 ℃				1120 ℃
		r / nm	f / %	Δσ / MPa		r / nm	f / %	Δσ / MPa		r / nm	f / %	Δσ/ MPa
γ'Ⅰ	Orowan bypasing	415.4	6.9	54.0		864.5	2.7	15.0		-	-	-
γ'Ⅱ	Strong-coupling	93.0	10.6	218.0		106.2	15.9	251.1		152.9	18.0	224.0
γ'Ⅲ	Strong-coupling	15.8	19.5	347.8		15.9	18.4	345.9		15.9	19.0	348.3
ΔσT				572				598				572

Note:r—mean radius of γ' phase, f—volume fraction of γ' phase, Δσ—strengthening increment of γ' phase of different sizes,ΔσT—total strengthening increment of γ' phase



4 結(jié)論

(1) 隨著固溶溫度的提高GH4742合金的室溫強(qiáng)度逐漸降低，而斷后延伸率和斷面收縮率變化較小 隨著固溶溫度的提高高溫強(qiáng)度逐漸提高，而高溫塑性逐漸降低 固溶溫度為1100℃時(shí)GH4742合金具有良好的室溫和高溫力學(xué)性能

(2) 鍛態(tài)和在1080℃亞固溶時(shí)基體中大量未發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶的粗大變形晶粒具有較高的LAGB比例，且晶粒大小不均勻，持久性能較低 隨著固溶溫度的提高基體靜態(tài)再結(jié)晶比例提高，基體內(nèi)LAGB的比例降低 基體內(nèi)的高階Σ9、Σ27孿晶界比例提高和晶粒粗化顯著，使材料的持久性能提高

(3) 隨著固溶溫度的提高基體內(nèi)一次γ'相的體積分?jǐn)?shù)顯著降低、尺寸增大，產(chǎn)生的強(qiáng)化增量最低；二次γ'相的體積分?jǐn)?shù)和尺寸均增加，強(qiáng)化增量的變化較大，在1100℃固溶強(qiáng)化的增量最高約為250 MPa；三次γ'相的體積分?jǐn)?shù)和尺寸的變化較小，產(chǎn)生的強(qiáng)化增量接近350.0 MPa 在不同固溶溫度下疊加后的強(qiáng)化增量變化較小，晶粒粗化是基體強(qiáng)度降低的主要原因

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研究了在750℃時(shí)效處理的GH4742合金的組織演化對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展行為的影響 結(jié)果表明，隨著時(shí)效時(shí)間的延長合金中的塊狀一次γ′相長大且其邊界圓滑化，花瓣?duì)疃桅谩湎嘌亟缑娣至眩桅谩湎嗷厝茉诨w中或聚集長大成圓角方形γ′相 隨著時(shí)效時(shí)間的延長合金疲勞裂紋的擴(kuò)展速率呈增加趨勢(shì)，主裂紋以繞過一次和二次γ′相的方式擴(kuò)展 近門檻區(qū)的疲勞裂紋擴(kuò)展速率對(duì)組織較為敏感，一次γ′相和二次γ′相邊界的圓滑化使疲勞裂紋擴(kuò)展速率提高，三次γ′相適當(dāng)粗化可提高合金強(qiáng)度和ΔK較低區(qū)域裂紋的擴(kuò)展抗力；Paris區(qū)和快速擴(kuò)展區(qū)的應(yīng)力強(qiáng)度因子范圍ΔK較高，組織對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展速率的影響降低

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