王 丹, 赵兴东, 魏 鑫, 于连旭, 张维维, 孙文儒

(1. 中国航发沈阳黎明航空发动机有限责任公司, 辽宁 沈阳 110043;2. 中国科学院金属研究所, 辽宁 沈阳 110016)

GH4738(美国牌号Waspaloy)是一种典型的γ′相沉淀强化型镍基高温合金,具有良好的综合力学性能以及抗氧化和热腐蚀性能,广泛用于制作航空发动机涡轮盘、机匣和叶片等关键零件[1-3],其组织性能对航空发动机的性能水平和安全可靠性具有十分重要的影响.

为了获得良好的高温力学性能,国内外开展了大量的研究工作[4-10].GH4738合金一般通过时效处理获得大、小两种尺寸的γ′相,以加强对位错运动的阻碍能力,因此合金的性能对热处理十分敏感.对于一般情况下的应用,GH4738合金可以通过标准制度的热处理来获得预期的组织和性能.但是,在有些情况下,GH4738合金的环形件等需要通过钎焊工艺与其他工件连接,而且有时需要多次钎焊才能完成连接.钎焊的高温过程无疑将影响GH4738合金的组织及性能.但是,目前有关钎焊等加热处理对于GH4738合金组织性能的研究还很少,这种情况对于航空发动机的安全可靠应用十分不利.因此,本文研究了一种钎焊工艺的加热制度对GH4738合金组织和性能的影响,以期为GH4738合金的应用提供必要的研究基础.

1 试验材料及方法

本文的试验材料取自GH4738合金环形锻件,其化学成分见表1.对环形锻件进行热处理1:在1 030 ℃保温4 h后油冷至845 ℃,在845 ℃保温4 h后空冷至760 ℃,在760 ℃保温6 h后空冷.从热处理后的环形锻件上切取金相试样、拉伸试样坯料和持久试样坯料,其中部分试样用于分析热处理态环形锻件的组织,并测试室温拉伸、540 ℃拉伸性能和在730 ℃,初始应力550 MPa下的持久性能.其余试样进行热处理2(仿钎焊真空处理):在1 040 ℃保温10 min,充入1.6～1.8 Pa氩气快冷至室温.然后将试样在大气下进行时效处理,在845 ℃保温4 h后空冷至760 ℃,并在760 ℃保温6 h后空冷.分析组织,并测试其在室温、540 ℃拉伸性能,以及在730 ℃、载荷550 MPa下的持久性能.

采用金相显微镜分析晶粒组织;采用扫描电镜观察拉伸和持久试样断口,并进一步观察γ′相的形态、尺寸及分布.

表1 试验用GH4738合金的主要化学成分质量分数Table 1 Chemical composition of GH4738 alloy tested %

2 试验结果与讨论

如表2所示,经过仿钎焊处理后,GH4738合金的室温拉伸强度明显降低,抗拉强度下降58 MPa,屈服强度下降136 MPa;拉伸塑性变化不大.同时室温硬度也有所降低.

表2 热处理2对GH4738合金室温拉伸性能和室温硬度的影响

如表3所示,经过仿钎焊处理后,GH4738合金的540 ℃拉伸强度同样也明显降低,抗拉强度下降60 MPa,屈服强度下降165 MPa;同样地,拉伸塑性变化不大.

表3 热处理2对GH4738合金高温拉伸性能影响

如表4所示,仿钎焊处理明显降低GH4738合金在730 ℃、初始应力550 MPa下的持久寿命,热处理态合金的持久寿命为42.58 h,而经过仿钎焊处理和时效处理后持久寿命下降明显,仅为10.82 h.

表4 热处理2对GH4738合金在730 ℃,

总之,仿钎焊处理明显降低GH4738合金在室温和540 ℃下拉伸强度,以及在730 ℃、初始应力550 MPa下的持久寿命.

如图1a所示,热处理态下的GH4738合金试样呈混晶组织,细晶约为8级,粗晶约为1级.如图1b所示,仿钎焊处理对合金的晶粒组织影响不大,处理后的组织与热处理态组织差别不大.如图2所示,

热处理态和经仿钎焊处理后的室温拉伸

图1 仿钎焊处理对GH4738合金晶粒组织的影响Fig.1 Effect of brazing-like heating on the grain structure of GH4738 alloy(a)—热处理1; (b)—热处理2.

呈沿晶断裂特征,断口附近可见较多沿晶二次裂纹.如图3所示,540 ℃拉伸断口的形态与室温拉伸类似,也呈沿晶断裂的特征,但断口附近未见二次裂纹.图2和图3表明,拉伸裂纹倾向于在大晶粒的晶界处萌生和扩展.

如图4所示,热处理态和经仿钎焊处理态合金在730 ℃、初始应力550 MPa下的持久断口均呈典型的沿晶断裂特征,二次裂纹倾向于在大晶粒的晶界萌生.

图2 仿钎焊处理对室温拉伸试样纵剖面断口形貌的影响

图3 仿钎焊处理对540 ℃拉伸试样纵剖面断口形貌的影响Fig.3 Effect of brazing-like heating on fracture morphology of longitudinal section of tensile test samples at 540 ℃(a)—热处理1; (b)—热处理2.

图4 仿钎焊处理对在730 ℃,载荷550 MPa下的持久试样纵剖面断口形貌的影响

如图5所示,仿钎焊处理显著影响γ′相析出.热处理态合金的γ′相呈大小两种尺寸,大γ′相呈球形,数量较少,弥散分布于密集析出了小γ′相的基体中(见图5a). 经仿钎焊处理后,大γ′相的数量显著增多,尺寸明显增大.

在高倍下对室温拉伸、540 ℃拉伸和在730 ℃、初始应力550 MPa下的持久性能试样的γ′相析出情况进行了观察.如图6a所示,热处理态室温拉伸试样小γ′相密集分布于大γ′相周围.如图6b所示,仿钎焊处理态室温拉伸试样中,小γ′相析出明显减少,大γ′相尺寸较大,并且其周围存在无γ′相析出区.如图7所示,GH4738合金γ′相的溶解温度为980～1 050 ℃[11],本文的仿钎焊处理制度为:1 040 ℃保温10 min.显然,经仿钎焊处理后,尽管大部分γ′相已经发生溶解,但会有少量γ′相发生长大.因此,钎焊处理后大γ′相的尺寸进一步增大,数量进一步增多.大γ′相的析出将大大地消耗其附近区域Al和Ti元素,因此造成其周围形成无γ′相析出区(见图6b和图7b).γ′相是GH4738合金的主要强化相,因此无γ′相析出区的强度将大大降低,即经过仿钎焊处理后,大γ′相周围的无γ′相析出区成为“弱”区.在拉伸载荷作用下,无γ′相析出区对位错运动的阻碍作用远远低于正常区域,因此室温和540 ℃拉伸屈服强度显著降低(见表2和表3).但是,无析出区的优先流变会产生形变强化,所以抗拉强度降低的幅度低于屈服强度.

图5 仿钎焊处理对GH4738合金γ′相析出的影响Fig.5 Influence of brazing-like heating on precipitation of γ′ phase of GH4738 alloy(a)—热处理1; (b)—热处理2.

图6 室温拉伸试样中的γ′相析出Fig.6 Precipitation of γ′ phase in tensile specimens at room temperature(a)—热处理1; (b)—热处理2.

图7 540℃拉伸试样中的γ′相析出Fig.7 Precipitation of γ′ phase in tensile specimens at 540 ℃(a)—热处理1; (b)—热处理2.

如图8a所示,热处理态持久试样中γ′相析出情况与室温拉伸试样(见图6a)类似,不存在无γ′相析出的区域.但如图8b所示,经仿钎焊处理的持久试样中,小γ′相明显少于经仿钎焊处理的拉伸试样(见图6b和图7b),除了大γ′相之外,又出现了一些中等尺寸的γ′相.显然,中等尺寸的γ′相是小γ′相在持久实验过程中长大形成的.考虑到热处理态试样的持久寿命明显比经钎焊处理的试样长(见表4),而其γ′相经持久实验后并未发生明显的变化(见图8a),所以钎焊处理显然降低了小γ′相的稳定性.这是由于大γ′相的长大消耗了过多的Al和Ti原子,使小γ′相中的Al、Ti含量降低,稳定性减弱.对于GH4738合金,大小γ′相互相配合可以有效地阻碍位错运动,延缓持久裂纹的萌生和扩展.经仿钎焊处理后,小γ′相在持久试验过程中急剧长大,对位错运动的阻碍作用减弱,蠕变速率增大,大晶粒通过转动协调变形的能力较弱,所以裂纹容易沿大晶粒的晶界萌生和扩展,持久寿命显著降低.

图8 在730 ℃,载荷550 MPa下持久试样中的γ′相析出Fig.8 Precipitation of γ′ phase in persistent samples at 730 ℃ with load of 550 MPa(a)—热处理1; (b)—热处理2.

3 结 论

(1) 1 040 ℃保温10 min的仿钎焊处理显著降低GH4738合金在室温和540 ℃下的拉伸屈服强度和抗拉强度,这主要是由于大γ′相尺寸增大,数量增多,且其周围形成无γ′相析出的低强度区.

(2) 1 040 ℃保温10 min的仿钎焊处理导致GH4738合金γ′相稳定性降低,γ′相在730 ℃初始应力550 MPa下的持久试验过程中显著长大,合金持久寿命明显降低.

参考文献:

[ 1 ] 谢锡善. 我国高温材料的应用与发展[J]. 机械工程材料, 2004,28(1):1-8.

XIE X S. The development and application of high temperature materials in China[J]. Materials for Mechanical Engineering, 2004,28(1):1-8.

[ 2 ] DRESHFIELD R L. Evaluation of mechanical properties of a low-cobalt wrought superalloy[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 1993,2(4):517-522.

[ 3 ] 马国峰,鲁志颖,贺春林. 时效处理对2024铝合金晶界特征分布及性能的影响[J]. 沈阳大学学报(自然科学版), 2017,29(6):435-440.

MA G F,LU Z Y,HE C L. Influence of aging treatment on grain boundary character distribution and properties of 2024 aluminum alloy[J]. Journal of Shenyang University (Natural Science), 2017,29(6):435-440.

[ 4 ] 董建新. 高温合金GH4738及应用[M]. 北京:冶金工业出版社, 2014.

DONG J X. High temperature alloy GH4738 and its application[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, 2014.

[ 5 ] 姚志浩. GH4738合金热变形过程组织演化模型及其应用[D]. 北京:北京科技大学博士论文, 2011.

YAO Z H. Microstructure evolution model of GH4738 alloy during hot deformation and its application[D]. Beijing: University of Science and Technology Beijing, 2011.

[ 6 ] SAJJADI S A,ELAHIFAR H R,FARHANGI H. Effects of cooling rate on the microstructure and mechanical properties of the Ni-base surperalloy UDIMET 500[J]. Journal of Alloys & Compounds, 2008,455(1):215-220.

[ 7 ] 任耀文. 真空钎焊工艺[M]. 北京:机械工业出版社, 1993.

REN Y W. Vacuum brazing process[M]. Beijing: Mechanical Industry Press, 1993.

[ 8 ] 冯亮,葛鹏,杨义,等. Ti-10Cr合金析出相对硬度的影响[C]∥全国钛及钛合金学术交流会, 2010:1-5.

FENG L,GE P,YANG Y,et al. Influence of precipitated phase on hardness of Ti-10Cr alloy[C]∥Proceeding of National Academic Exchange for Titanium and Titanium Alloys, 2010:1-5.

[ 9 ] 殷铁志,毕中南,曲敬龙,杜金辉. GH4738合金锻件的热加工工艺研究[J]. 钢铁研究学报, 2011(Z2):259-262.

YIN T Z,BI Z N,QU J L,et al. Investigation on hot working technology of GH4738 forging[J]. Journal of Iron and Steel Research, 2011(Z2):259-262.

[10] MANNAN S,PATEL S,DEBARBADILLLO J. Long term thermal stability of inconel alloy 718,706,909,and waspaloy at 593 ℃ and 704 ℃[C]∥POLLOCK T M,KISSINGER R D,BOWMAN R R. Superalloys. Pennsylvania: TMS, 2000:449.

[11] 中国金属学会高温材料分会. 中国高温合金手册[M]. 北京:冶金工业出版社, 1972.

China Metal Association High Temperature Materials Branch. Manual of Chinese Superalloy[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, 1972.