张尊礼，史凤岭，张凡云，牛 静，郭殿品，吴自然，施国梅

(沈阳黎明航空发动机(集团)有限责任公司，沈阳 110043)

GH4169合金，美国牌号为Inconel718，是一种含Nb的高强度镍-铬-铁基高温合金，主要用于制造航空发动机的高温部件，如涡轮盘、叶片、机匣等［1-6］.该合金的主要强化相为体心四方的γ''相及面心立方的γ'相，在650℃以下具有较高的强度和塑性、良好的抗疲劳和耐腐蚀性［7-11］，是目前航空航天领域应用最为广泛的高温合金［12-15］.GH4169合金冷辊轧叶片的制造过程是从坯料开始经过多次冷轧变形、软化热处理、中间热处理及最终热处理，直到获得满意的金相组织及性能合格的叶片，这是一个完整的工艺链.本文研究热处理软化制度变化对GH4169合金组织性能的影响，为GH4169合金冷辊轧叶片热处理制度的制定提供依据.

1 试验

试验用GH4169合金，化学成分见表1，板材规格为2.5 mm厚固溶状态的冷轧板，棒材为Φ20 mm固溶状态的热轧棒.GH4169合金板材分别按 10%、20%、30%、40%、50%、60%、70%变形程度进行冷轧，冷轧后选择970、980、995℃在箱式电炉内进行软化处理.GH4169合金棒材冷轧变形后进行970和995℃软化处理，板材冷轧变形后进行1 000℃软化处理，叶片冷轧后进行970℃软化处理，然后均进行中间处理和固溶时效处理.中间处理制度为900℃，空冷，固溶时效处理制度为1 010℃，空冷+720℃ ×8 h冷至620℃ ×8 h，空冷.试验完毕后，用金相显微镜及拉力试验机等检测合金金相组织和力学性能.

表1 GH4169合金化学成分(质量分数/%)

2 结果及分析

2.1 软化处理温度对硬度的影响

GH4169冷轧板材经不同变形量冷轧后，再经不同温度软化处理后的硬度变化情况如图1所示，可以看出不同变形程度的试样软化处理后硬度比冷轧状态有明显降低.970和980℃软化处理后硬度值在100 HRB上下波动，而995℃软化处理后硬度降低幅度更大些.

图1 软化温度对冷变形后的GH4169板材硬度的影响

影响冷轧变形后硬度有两个因素:一个是冷轧后再结晶行为，再结晶越完全，硬度越低;另一个因素是合金中相含量的变化，γ″相、δ相数量越多，合金硬度越高.前期工作研究表明，25% ～65%冷变形量的GH4169合金在910℃退火条件下，再结晶所需时间随冷变形量增加而减少，如25%变形量的合金完成再结晶的时间为20 min，而65%变形量的合金完成再结晶的时间仅为2.5 min，再结晶完成后合金硬度降至最低.并且GH4169合金在960℃下，2.5 min内硬度急剧降低，但是随着时间的延长硬度缓慢降低，说明再结晶已经完成.

根据上述研究结果，试验中GH4169合金冷辊轧板材选用970～995℃软化处理后，都会完成再结晶，但试验结果表明，不同软化温度处理后合金硬度并不相同.Inconel718合金经960℃ ×30 min退火处理后，合金中 δ相质量分数为4.05%，γ″相质量分数为7.77%，γ'相质量分数为1.94%，较高含量的δ相和γ″相对基体硬度会带来影响.而航空材料手册［15］给出的数据，GH4169合金δ相开始溶解的温度为980℃，完全溶解温度为1 020℃，在δ相开始溶解的温度下，γ'相和γ″相都已经完全溶于基体.

在软化处理过程中，不仅希望冷轧后的试样发生完全再结晶，同时期望合金中的强化相都能充分溶入基体，这样才能使基体得到充分软化.从试验结果看，虽然970、980℃温度下软化处理实现了完全再结晶，但是合金中的强化相有可能固溶不彻底，对基体仍有一定的强化效果，对硬度的增高起一定的作用.相比之下，995℃温度下软化处理后合金硬度有更明显的降低，说明此温度不仅实现了完全再结晶，而且强化相溶解更为充分.冷轧叶片经995℃软化处理后，硬度检测结果如表2所示.

从表2可知，有83.3%的炉批硬度在99 HRB以下，只有16.7%的炉批硬度在99～101 HRB，硬度值变化比较稳定，可以认为995℃软化处理对冷轧叶片有明显的软化效果.

表2 冷轧叶片995℃软化处理后硬度统计

2.2 GH4169合金冷轧后软化处理温度对力学性能的影响

为了探讨冷轧后软化处理温度对GH4169合金力学性能的影响，GH4169棒材、板材和叶片冷轧变形后经970～1 000℃软化处理、中间处理和固溶时效处理后进行了力学性能试验，表3列出了软化处理温度为1 000℃的GH4169板材的机械性能，表4列出了软化处理温度为970℃的GH4169棒材的机械性能，表5列出了软化处理温度为995℃的GH4169棒材的机械性能，表6列出了软化处理温度为970℃的GH4169叶片的机械性能.表7列出了GH4169板材、棒材和叶片的各机械性能技术条件.

从试验结果可以看到，GH4169合金棒材经不同温度软化处理后，室温和高温性能都变化不大，说明软化处理对合金力学性能无明显影响.冷轧板及冷轧叶片分别采用1 000和970℃进行软化处理，随后采用相同制度的中间处理和最终处理，其力学性能均远远高于技术条件要求.上述结果可以认为GH4169合金软化处理对力学性能影响很小，而中间处理和最终固溶时效热处理是决定力学性能的重要工序，原因可能是δ相等析出相造成的.

表3 软化温度1 000℃的GH4169板材机械性能

表4 软化温度970℃的GH4169棒材机械性能

表5 软化温度995℃的GH4169棒材机械性能

表6 软化温度970℃的GH4169叶片机械性能

表7 GH4169机械性能技术条件

2.3 金相组织分析

未经冷变形的 GH4169棒材，经 970和995℃温度软化处理后，金相组织如图2所示.

从图2可以看出，不同温度软化处理后晶粒度没有明显变化，但δ相的颗粒尺寸和数量却不完全相同，温度低时，δ相在晶界及晶内都有析出，数量较多，颗粒较大，而温度高时，δ相颗粒较小，数量也少，这可能是在温度低时，原始的δ相没有完全溶解，在随后900℃处理时δ相进一步析出，颗粒尺寸也会有所长大.

图2 未经冷变形GH4169棒材不同软化温度金相组织

图3中金相组织的状态为GH4169冷轧板材第一次不同程度的冷轧变形后进行995℃软化处理，接着第二次变形，经第二次变形后再进行中间处理和最终的固溶时效处理.可以看出当第二次变形量为18%时，δ相沿晶界优先析出，晶内δ相呈短棒状，随着变形量由18%逐渐增加到50%时，δ相呈现为颗粒状，在晶内晶界同时均匀析出，尺寸较小，数量较多.当变形量达到28%时，δ相析出行为较为理想.

资料研究结果［3］表明，910℃加热温度下，δ相直接从奥氏体中析出，冷变形量影响δ相的形核和长大机制，变形量小时，δ相首先在初始孪晶和晶界上析出，随后在再结晶晶内析出，随着冷变形量增加，δ相形核速率增加，长大速率降低，故在试验中我们可以看到，随着冷变形程度增加，δ相分布均匀，颗粒细小.

同时还发现变形量较低(18% ～28%)时再结晶进行不完全，局部有孪晶组织，随着变形量增加(40%以上)，再结晶更加完全，由于900℃中间处理后，δ相呈弥散颗粒状析出，固溶处理时会起到阻碍晶粒长大的作用，故变形量大时δ相分布均匀、细小，而且晶粒较小.

GH4169冷轧叶片经970℃软化及中间和固溶时效处理后金相组织如图4所示，虽然晶粒均匀，晶粒度为9-10级，但是经970℃软化处理后δ相颗粒尺寸较大，并且在晶内、晶界均存在，与GH4169合金棒材组织相似，这进一步说明要想使δ相充分溶入基体，提高软化温度是有利的.

图3 不同变形量GH4169板材经995℃软化及中间和固溶时效处理后金相组织

众所周知，GH4169合金主要强化相有γ″、δ和 γ'相，其中 γ″对合金强化起主要作用，γ″相是亚稳相，开始析出温度为600℃，析出峰温度为760℃，GH4169合金固溶处理并于720℃→620℃时效后，γ″相析出，γ″相在合金中质量分数最高可达10%，从而使材料实现强化.当温度高于700℃时，γ″相向δ相转化，控制δ相的析出行为，不但能细化组织，而且对于改善合金缺口敏感起到重要作用.热处理制度与辊轧工艺的匹配是获得满意的金相组织与性能合格的叶片的关键.第一次冷轧变形后，软化处理应使材料最大程度地软化，以便为第二次冷轧提供有利条件，使第二次冷轧顺利进行，叶片不产生裂纹，所以软化温度由970℃提高到995℃，再结晶已充分完成，各种强化相特别是δ相已大部分溶解于基体，硬度大幅度降低，就可以达到这一目的.叶片经第二次冷轧后变形量不低于28%时，在900℃热处理及1 010℃+720℃→620℃固溶时效后，由于δ相在基体上以颗粒弥散均匀析出，对细化组织起到了明显作用，加之γ''相、γ'相充分析出，使合金得到强化，有利于力学性能的提高，并且无缺口敏感性.

图4 GH4169冷轧叶片经970℃软化及中间和固溶时效处理后金相组织

3 结论

1)GH4169冷辊轧叶片冷轧后采用970～995℃软化处理制度，可以使硬度得到明显降低，有利于第二次冷轧的进行.

2)采用995℃温度进行软化处理，可以得到更好的软化效果，且对合金组织性能无影响.

3)GH4169合金冷轧变形后，软化处理对力学性能影响很小，而中间处理和最终固溶时效热处理是决定力学性能的重要工序.

4)冷辊轧叶片所选用的中间处理和固溶时效制度，对于改善金相组织及力学性能会起到有效作用.

［1］杨玉容，梁学锋，蔡伯成，等.δ相对GH4169合金高温持久性能的影响［J］.航空材料学报，1999，16(2):38-43.YANG Yu-rong，LIANG Xue-feng，CAI Bo-cheng，et al.Effect of δ phase on stress-rupture properties of GH4169 alloy［J］.Journal of Aeronautical Materials，1999，16(2):38-43.

［2］MIAO Zhu-jun，SHAN Ai-dang，WU Yuan-biao，et al.Effects of P and B addition on as-cast microstructure and homogenization parameter of Inconel 718 alloy［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2012，22:318-323.

［3］ZHANG H Y，ZHANG S H，CHENG M，et al.Deformation characteristics of δ phase in the delta-processed Inconel718 alloy［J］.Materials characterization，2010，61:49-53.

［4］SUI Feng-li，XU Li-xia，CHEN Li-qing，et al.Processing map for hot working of Inconel 718 alloy［J］.Journal of Materials Processing Technology，2011，211:433-440.

［5］LAMBARRI J，LEUNDA J，NAVAS V G，et al.Microstructural and tensile characterization of Inconel 718 laser coatings for aeronautic components［J］.Optics and Lasers in Engineering，2013，51:813-821.

［6］张海燕，张士宏，张伟红，等.GH4169合金涡轮盘热模锻工艺的优化研究［J］.塑性工程学报，2007，14(4):69-75.ZHANG Hai-yan，ZHANG Shi-hong，ZHANG Weihong，et al.The research on the optimization of the hot die forging of GH4169 turbine discs［J］.Journal of Plasticity Engineering，2007，14(4):69-75.

［7］李振荣.制备工艺及热处理对GH4169合金组织与性能的影响［D］.沈阳:沈阳工业大学，2012

［8］王岩，林琳，邵文柱，等.固溶处理对GH4169合金组织与性能的影响［J］.材料热处理学报，2007，28(增刊1):176-179.WANG Yan，LIN Lin，SHAO Wen-zhu，et al.Effect of solid-solution treatment on microstructure and per-formance of GH4169 superalloy［J］.Transactions of Materials and Heat Treatment，2007，28(sup 1):176-179.

［9］孔永华，李龙，陈国胜，等.不同热处理工艺对GH4169合金组织及性能的影响［J］.稀有金属材料与工程，2010，39(增刊1):472-475.KONG Yong-hua，LI Long，CHEN Guo-sheng，et al.Effect of different heat treatments on microstructures and properties of GH4169 alloy［J］.Rare Metal Materials and Engineering，2010，39(Sup1):472-475.

［10］OBLANK J M，PAUIONIS D F，DUVALL D S.Coherency strengthening in Ni-base alloys hardened by DO22 precipitates［J］.Metallurgical Transactions A，1974，5(1):143-153.

［11］冶军，美国镍基高温合金.北京科学出版社，1979:62-68

［12］罗恒军，谢静，齐占福，等.GH4169涡轮盘晶粒度控制技术研究［J］.大型铸锻件，2012(2):17-19.LUO Heng-jun，XIE Jing，QI Zhan-fu，et al.Research on GH4169 Turbine Disk Grain Size Control Technology［J］.Heavy Casting and Forging，2012(2):17-19.

［13］田世藩，张国庆，李周，等.先进航空发动机涡轮盘合金及涡轮盘制造［J］.航空材料学报，2003，23(增刊):233-238.TIAN Shi-fan，ZHANG Guo-qing，LI Zhou，et al.The disk superalloys and disk manufacturing technologies for advanced aero engine［J］.Journal of Aeronautical Materials，2003，23(sup):233-238.

［14］李振荣，田素贵，陈礼清，等.直接时效热连轧GH4169合金的力学性能与变形特征［J］.材料科学与工艺，2013，21(1):144-148.LI Zhen-rong，TIAN Su-gui，CHEN Li-qing，et al.Mechanical properties and deformed feature of tandem hot rolled GH4169 superalloy after direct aging［J］.Materials Science ＆ Technology，2013，21(1):144-148.

［15］《中国航空材料手册》编辑委员会.中国航空材料手册(第2卷)［M］.北京:中国标准出版社，2005.