（机械设计及理论专业论文）gh80a和gh105合金长时组织稳定性的研究.pdf

摘要 本文采用金相显微镜、扫描电镜、透射电镜、能谱分析和相分析等现代物理分析方法对g h 8 0 a 和g h l 0 5 合金的长期时效行为进行了系统的研究，并用t h e r m o c a l c 软件对g h 8 0 a 和g h l 0 5 、一，一 合金的热力学平衡态进行了计算，对合金组织结构和性能稳定性进行了研究。 研究结果表明 g h 8 0 a 合金在7 0 0 c 等温时效1 0 0 0 h r 后，合金发生y 相和碳化物聚集长大 碳化物数量增多，但没有t c p 有害相的析出，合金组织和性能稳定；但是在8 5 0 。c 合金属于过时 效t y 相和碳化物失稳长大，合金性能很快f 降。9 - g h l 0 5 合金在8 5 0 c 等温时效，r 相和晶界碳化物发生了聚集长大，碳化物数量增多t ，相数 量稍有下降，合金的塑性降低，持久寿命保持稳定。 利用t h e r m o c a l c 软件对g h 8 0 a 和g h l 0 5 合金的热力学平衡态进行了计算，研究，合金耜 的析出含量与温度的关系，不同温度下合金的相组成。同时还研究了c 、a i 、t i 含量与合金析出 相的关系。 ) ( 关键词：g h 8 0 a ，g h l 0 5 ，组织稳定性，相分析，热力学计算 a b s t r a c t t h el o n gt i m es t r u c t u r a ls t a b i l i t yo f g h 8 0 aa n dg h l 0 5s u p e r a l l o y si si n v e s t i g a t e di nt h i sp a p e rb y m e a n so fm i c r o s c o p e ，s e m ，t e m ，e d sa n dp h a s ee x t r a c t i o nt e c h n i q u e s a n dt h et h e r m o 。d y n a m i c s t a t e so fg h 8 0 aa n dg h 10 5a r ec a l c u l a t e db yt h e r m o - c a l cs o f t w a r e i ti st h eo b j e c t i v eo f t h i sw o r kt o c h a r a c t e r i z et h em i c r o s t r u c t u r a la n dm e c h a n i c a lr e l a t i o n s h i ps t r e n g t h e n i n gm e c h a n i s ma n de m b r i t t l i n g m e c h a n i s ma r ea l s od i s c u s s e di nt h i sp a p e r t h er e s u l t so f g h 8 0 a s u p e m l l o ys t u d i e ss h o w t h i na f t e rt h e r m a le x p o s u r ef o r1 0 0 0h o u r sa t7 0 0 c ， t h e 丫，a n dc a r b i d e sc o a r s e n e d ，t h ea m o u n to fc a r b i d e si n c r e a s e d ，n ot c pp h a s ep r e c i p i t a t e d ，a n dt h e i r l n i c r o s t r u c t u r e sa n dp r o p e r t i e sw e r es t a b l e b u ta f t e rt h e r m a le x p o s u r ea t8 5 0 。| c ，t h es i z eo f 丫，a n d c a r b i d e sc o a r s e n e d ，a n dt h e p r o p e r t i e sd e c r e a s e dw i t ht h ep r o l o n ga g e dt i m e a f t e rt h e r m a le x p o s u r ef o r1 0 0 0h o u r sa t8 5 0 o fg h l 0 5s u p e r a l l o y , t h es i z eo f 7 a n dc a r b i d e s g r e w ，t h ea m o u n to f y d e c r e a s e d ，a n dp l a s t i cd e c r e a s e d ，b u tr u p t u r el i f e t i m ew a s s t a b l e u s i n gt h e r m a l - c a l cs o f t w a r e a n dn i - b a s ed a t a b a s ef o rg h 8 0 aa n dg h l 0 5s u p e r a l l o y s ，t h e r e l a t i o no ft h ea m o u n to fp r e c i p i t a t i o np h a s ea n dt e m p e r a t u r e ，a n dt h ec h e m i c a lc o m p o s i t i o no ft h e p r e c i p i t a t e dp h a s ea r es t u d i e d t h ei n f l u e n c eo ft h ea m o u n t ( w t ) o fc ，a ia n dt io fa l l o y so nt h e p r e c i p i t a t i o nb e h a v i o ro f p h a s e s i sa l s os t u d i e di nt h e p a p e r k e ) 7w o r d s ：g h 8 0 a ，g h l0 5 ，s t r u c t u r a ls t a b i l i t y ，p h a s ee x t r a c t i o n ，t h e r m a l d y n a m i cc a l c u l a t i o n 独创性声明 本人声明所呈交的论文是我个人在导师指导下进行的研究工作及取得的研究 成果。尽我所知，除了文中特别加以标注和致谢的地方外，论文中不包含其他人 已经发表或撰写过的研究成果，也不包含为获得中国农业大学或其它教育机构的 学位或证书而使用过的材料。与我一同工作的同志对本研究所做的任何贡献均已 在论文中作了明确的说明并表示了谢意。 一繇仃易伊帆b a 年乡肘h 关于论文使用授权的说明 本人完全了解中国农业大学有关保留、使用学位论文的规定，即：学校有权 保留送交论文的复印件和磁盘，允许论文被查阅和借阅；学校可以用不同方式在 不同媒体上发表、传播学位论文的全部或部分内容，可以采用影印、缩印或扫描 等复制手段保存、汇编学位论文。 ( 保密的学位论文在解密后应遵守此协议) 研究生签名 导师签名 1 ，一时间：加文年岁月文7 f 1 时问：o 。o 毋年3 月0 2 f l 易1 何物 第一章前言 镍基高温合金在高温合金领域占有特殊重要的位置，广泛用来制造航空喷气发动机、各种 i 一业燃气轮机的晟热端部件。从五十年代开始，出现r 一系列高合金化的镍基合金，这种合金 有很高的热强性，合金的使用温度可高达11 0 0 c ，大大推动了航空工业的发展【l 。 随着航空工业发展，对高温合金的寿命的要求变得越来越高，这就要求合金具有良好的组 织和性能稳定性。商合金化的镍基合金在显著提高热强性的同时，也给合金的组织稳定性带来 隐患。 g h 8 0 a 和g h l 0 5 合金是我国从英国引进n i i l l o n i c 合金系列中的两种高温合金，主要应用 在各种型号航空发动机以及地蕊燃气轮机上i 1 “。 g h 8 0 a 相当于英国n i i n o n i e 合金系列的n m o n i c 8 0 a 合金，是a 1 、t l 时效强化的n l c r 基高温合金，其a l 、t i 含量之和大于36 ，在6 5 8 5 0 c 具有良好的抗蠕变性能和抗氧化性能 【t 5 - 7 l 。g h 8 0 a 合金在航空发动机上用来制造低压涡轮一二级工作叶片承力环螺栓和套管等多种 高温关键部件1 6 8 ，j 。 g h l 0 5 相当于英国n i m o i l i e 合金系列的n i m o n i c l 0 5 台金，是a l 、t l 时效强化和m o 固溶 强化的n t c r - c o 基高温合金。其a l + t l 含量之和大于6 0 o ，并有较高的c o ( 1 8 2 2 ) 和m o 4 5 55 ) 。在7 5 肌9 5 0 具有良好的抗蠕变性能和抗氧化性能l 4 , 51 。g h l 0 5 合金在航空发动 机上用作低压涡轮一级工作叶片、高温螺栓、闪光对焊圈等高温关键部件，使用品种多并且用 量很大i 2 , 4 j 。 g h s o a 和g h l 0 5 合金的主要特点是：成分比较复杂，合金化程度较高，含碳量比较高， 且都加有微量合金元素b 或b + 西；合金组织是以y 为基体，晶内以y7 为主要的第二相强化 相，晶界以碳化物强化为主。因此影响这两个合金组织和性能的因素非常复杂，目前在国内 g h 8 0 a 和g h l 0 5 合金还处于试制阶段，尚未作过系统的研究【l 仉】。 对于长期服役的航空发动机和燃气轮机的高温部件，在工作过程中材料的组织和性能的 稳定性是十分重要的。如果在预期的使用寿命内，由于合金成分控制不当则在合金的熟处理 和使用过程中，组织内部会形成大量的t c p 相等脆性相，严重降低合金的持久寿命、持久塑性、 室温和中温塑性、冲击性能以及冷热疲劳性能1 2 - 1 5l 。因此高温材料的组织稳定性是衡量航空发 动机和燃气轮机机组能否长期工作的关键因素。 所谓“组织稳定性”的研究，就是研究高温合金在长期使用或时效过程中组织发生变化的 规律。实际上，高温台金在高温长期使用或时效过程中，组织的变化是不可避免，国内外对“高 温合金组织稳定性”做了大量的研究工作，主要集中解决两个问题：( 1 ) 组织变化的规律；( 2 ) 组织变化对性能的影响。研究的目的是：当合金的组织变化损害合金的性能时，通过改进生产 硕士学位论文 第一章前言 工艺避免不利组织的变化发生，提高合金的稳定性，延长合金的使用寿命，充分发挥合金的潜 j 1 ， 本课题是国家“九五”攻关课题g h 8 0 a 和g h l 0 5 合金研制工作的一部分，目的主要在 j 二研究g h s o a 和g h l 0 5 合金的长期组织稳定性，探讨合金在不同时效制度f 合金组织的变化 规律及其对性能的影响。为制定合金生产工艺和合金的长期安全使用提供理论和实验依据。本 课题的完成，对实现g h 8 0 a 和g h l 0 5 合金的国产化具有非常重要的意义。 2 第一节试验材料 第二章试验材料与试验方案 1 合金化学成分 g h 8 0 a 合金和g h l 0 5 合金均采用真空感应+ 真空自耗叔联：i 艺冶炼，然后经锻造j f ：坏后轧 制成热轧棒材。试验用合金的化学成分分别如表2 1 和表2 2 所示。 表2 - 1g h 8 0 a 台金化学成分( w t ) 、元素 妒箩 cc ra lt in ls im nsp 7 h 2 1 0 0 9 600 6 31 97 023 4 i4 9基00 7 20 0 100 0 200 0 2 、元素 炉亨 a g bb ic oc uf ep b 7 h 2 1 0 0 9 6 0 0 0 0 0 2 00 0 0 5 0 0 0 0 2 400 300 101 0 00 0 0 1 9 表2 - 2g h l 0 $ 含金化学成分( w t ) 素 cc rc oa lt im obz r 炉号 7 h 2 1 0 0 7 90 1 41 53 02 0 046 713 951 000 0 6 201 2 素 n is im nsp a g b ic uf e p b 炉号、 7 h 2 1 0 0 7 9 基0 0 8 8 0 叭0 0 0 20 0 0 6 0 0 0 0 2 6 0 0 0 0 0 4 00 0 1o2 0 o0 0 0 0 6 2 时效制度 试验材料全部取自热轧棒材，首先经过表2 - 3 的标准热处理后，再经不同温度年嘲r f j 的效 处理，具体时效制度如表2 所示。 表2 - 3g h 8 0 a 合金和g h l 0 $ 合金的标准热处理制度 合金标准热处理制度 g h 8 0 a g h l 0 5 1 0 8 0 8 i 州a c + 7 0 0 ，1 6 h r a c 115 0 4 h r a c + 10 3 0 】6 h r a c + 7 0 0 l6 h r a c 表2 - 4 试验试样的时效制度 合金时效温度时效时问h r s 第二节试验内容及方案 试验内容及方案由显微组织分析、相分析、力学性能测试分析和热力学计算四个部分组成。 现分述如下： 1 显微组织分析 对经表2 - 4 时效制度时效处理后的g h 8 0 a 和g h l 0 5 合金试样分别进行光学鼹微镜、描髭 微镜( s e m ) 和透射电子显微镜( t e m ) 观察分析，对部分析出相的成分进行r 能潜分析。 1 1 光学显徽镜观察 用n e o p h o t 型金相显微镜观察试样的显微组织，用盐酸双氧水商蚀，腐蚀剂配比为 h 2 0 2 ：h c lh 2 0 = 1 1 1 。 1 2 扫描电镜( s e m ) 组织观察和能谱( e d s ) 分折 将制备的金相试样在p h i l px l 3 0 型和$ 2 5 0m k 3 型s e m 下观察合金的显微组织，并用 n a l 0 0 0 0 型和o x f o r d6 6 5 0 型能谱仪分析部分析出相的成分，系统研究合金经不同时效制度后显 微组织特别是晶界和晶内碳化物的变化规律。 1 3 透射电镜( t e m ) 观察 对部分时效试样( 见表2 - 5 ) 制备t e m 复酗试样和薄膜试样，其中薄膜试样的制备过程为： 从试样上用线切割切f02 03 m m 厚的薄片，在砂纸上磨到厚度小于1 0 0u m 后，冲成由3 m m 圆 片，用双喷电解抛光法减薄试样。双喷液为1 0 h c i o 。+ 6 5 正丁醇+ 乙醇电压约为3 0 v 。 用e m 4 0 0 型透射电镜观察试样的显微组织，包括各种析出相的形貌和析出特征。 表2 - 5t e m 试样时效制度 4 1 4 合金相尺寸的测定 对y ，相和m 2 3 c 6 型碳化物的尺寸进行了定量测定。具体方法如下：以适当的倍数扪摄多幅t 相和m 2 3 c 6 型碳化物的照片，多次测量一相和m 。c 。型碳化物的尺寸，然后对测量的结果作算术 平均，以平均值作为测量对象的平均尺寸。 2 相分析 2 1 微量相榜相鉴定 采用飞利浦a p d 1 0 型x 射线衍射仪确定电化学萃取相分析方法分析电解提取的各相的类 型。 2 2 定量化学相分析 采用化学相分析方法对经过标准热处理和8 5 0 c 1 0 0 0 h r 时效试样的g h l 0 5 台金的合金相进 行定母分析。定量分析过程包括相的萃取相的分离以及计算。化学相分析流程如图2 - i 所示， 其中： 制度i ：萃取制度。溶液：1 ( n h 4 ) 2 s q + 1 柠檬酸+ h 2 0 溶液温度：5 l o ，电流密度： 00 2 5 a c m 2 ，电解量：04 - - - 05 9 。 制度i i ：萃取制度。溶液：5 h c l + 5 甘油+ 1 柠檬酸+ 甲醇溶液，温度：一5 - - o c ，电流密度： 00 8 01 a c m 2 ，电解量：15 9 。 制度i i i ：逼流制度。溶液；11 h 2 s 0 4 ，迥流时间：4 5 h ，低温蒸至将臂硫酸烟。 制度：水浴制度。溶液：2 0 h 2 0 2 十5 h 2 s 0 4 + h 2 0 ，温度：1 0 0 c ，水浴中保温时间：l l5 h 一 3 力学性能测试和试样断口分析 3 1 力学性能渊试 对时效试样进行了力学性能试验，试验方法均按m s r r 标准有关规定进行。 用h r s 1 5 0 型数显硬度计测量试样的洛氏硬度( h r c ) 。 用z s t 3 3 型高温蠕变试验机测量试样的高温持久性能，试样的热处理制度及试验条件如表 2 6 所示。 表2 - 6 高沮持久试验试样及试验条件。 。所有时效试样都在时效前经过标准热处理制度处理。 3 2 高温持久试样断口分析 3 2 1 新口观察 将高温持久试样断口朝上浸入k m n 0 4 ( 1 0 9 ) + n a o h ( 2 0 9 ) + h 2 0 ( 1 0 0 m 1 ) 溶液，沸煮3 0 分钟后，再用1 0 柠檬酸煮1 0 分钟，然后用水将断口清洗卜净，l 坟1 。在$ 2 5 0m k 3 型f j 描电镜 f 观察断l l 形貌及特征。 3 2 2 二次裂纹观察 将高温持久试样断口沿纵向剖开，在砂纸上磨平抛光，用盐酸双氧水腐蚀后在n e o p h o t 型会相显微镜r 观察j 二次裂纹的扩展情况。 图2 - 1g h l 0 5 合金化学相分析流程图 4 热力学计算 利埘t h e r m o c a l c 计算软件与相应的n - 基合金热力学数据库，计算试验合金在平衡态r 卜台金 相的析出规律。首先计算以表2 1 和表2 2 化学成分为基础的g h g o a 合金和g h l 0 5 合金中析出 相的含量与温度的关系图。在此基础上分别改变合金的主要元素成分主要是c 、舢、n 的含最， 得到不同成分合金中析出相的含量与温度的关系图，从而得出合金的化学成分对析出相的析 h 数 量和开始析出温度的影响。 为，使计算的结果对合金的实际生产其有指导意义，以合金实际控制成分为中心，即以表2 - 1 和表2 - 2 的化学成分为中心，参照合金成分标准的上下限范围，确定c 、a i 、t i 合金元素计算点 6 的成分，具体如表2 7 所示。为了简化起见，具体计算时，一次仅改变其中个元素的成分，其 它元素的成分仍取表2 - 1 和表2 - 2 的值。 表2 。7 计算析出相所选取的成分范围 合金合金元素 成分( 、v t ) h一一一 g h 8 0 a g h l 0 5 t l0 5 0 l0 0 15 020 025 0 7 5 o 一5 一 一 0 3 2 o o 0 o 1 5 o 3 5 0 2 3 0 5 9 o o 0 o o o 5 2 0 0 2 2 o 5 6 o o 5 0 o 5 2 5 o 2 0 4 3 0 o o 0 o 0 5 o 0 o 4 叭如 ：兮如 o 0 ， 0 3 c m n c 舢 硕士学位论文 第三章试验结粜 _ _ _ _ - i i i1 1 i _ _ i 一 第三章试验结果 第一节g h 8 0 a 合金的试验结果 1 力学性能 1 1 硬度 图3 1 足g h 8 0 a 合金经不同时效制度时效后硬度的变化规律。从中l 以看g h 8 0 a 合金 在7 0 0 c 时效时在时效初期( 0 3 0 0 h ) 随着时效时问的延长合金的硬度存在j 升趋势， 从h r c 3 75 上升到h r c 4 0 2 ：之后，随着时效时间的延长，硬度义逐步f 降到1 0 0 0 h 合金的 硬度f 降到h r c 3 8 5 。卜述变化趋势说明，g h s o a 合金竹：7 0 0 c 时效j i j ，合盒存，1 “时效硬化 的现象。也就是说合金在7 0 0 c 时效，在时效韧期( o 3 0 0 h ) ，台余的硬度将自所提高，j j 达到一个最大值，但随着时效时间的进步延长，合金的硬度缓慢f 降。 o 叱 工 e x p o s u r et i m e ，b r 图3 - 1g h 8 0 a 合金经不同时效制度时效后硬度的变化规律 合金在8 5 0 ( 2 时效时，随着时效时间的延跃( o 6 0 0 h r ) 合金的硬度明豇p 降，l 如h r c 3 75 下降到h r c 2 65 ，下降幅度达2 93 。之后，随着时效时问的延长，台金的硬度基本小再f 降， 而是一直维持在h r c 2 65 左右。 8 硕士学位论文 第三章试验结果 _ i i i i ii i _ - - - - 一 1 2 高温持久性能 1 2 1 持久性能数据 为了研究长期时效对g h 8 0 a 合金性能的影响，分别测试了g h s o a 合金的标准热处理厢， 以及标准热处理后再经7 0 0 。c 5 0 0 h r 、7 0 0 c 1 0 0 0 h r 、8 5 0 c 5 0 0 h r 和8 5 0 c i o o o h r 刚效聒的试样 在7 5 0 。c 1 3 4 0 m p a 试验条件下的高温持久性能，结果如图3 - 2 和图3 3 所示。 誉 e x p o s u r et i m e ，h r 圈3 - 2 时效时间对g h 8 0 a 合金持久寿命1 的影响 e x p o s u r et i m e h r 圈3 - 3 时效时间对g h 8 0 a 合金持久塑性的影响 g h 8 0 a 合金在标准热处理后以及7 0 0 经5 0 0 h r 和! 0 0 0 h r 等温时效后，持久寿命t 相差不 大t 在6 4 7 6 h r 之间变化。但是在8 5 0 v 经5 0 0 h r 和1 0 0 0 h r 列效后，与标准热处理试样相比， 9 ：。，。，。，。，。，。，。，。耋i ：型 持久寿命t 显著降低，从7 6 h r 大幅度降低到1 6 8 和1 8 h r 。从图3 - 3 可以看出，无论是标准热处 理还是长期时效后g h 8 0 a 合金的伸长率6 和断面收缩率t l j 均不到1 0 ，经7 0 0 。c 长期时效，合 金的6 、l l 基本没有变化，仅为3 左h 。但经8 5 0 。c 时效后，合金的6 、提高，并随时效时 间的延长而明显增加。 综上所述g h 8 0 a 合金在7 0 0 。c 下长期时效，具有较高的持久寿命，并比较稳定；提高时 效温度到8 5 0 后，合金软化，持久寿命明显下降。 ( c ) 时效制度：8 5 0 c 5 0 0 h r( d ) 时效制度：8 5 0 。c 1 0 0 0 h r 图3 4g h s o a 合金时效后7 5 0 ，3 4 0 m p a 持久试样的断口宏观形貌 1 2 2 断口分析 图3 - 4 是经7 0 0 和8 5 0 长期时效后的持久试样断口的宏观形貌，断口较为平齐，蛩明显 的沿晶断裂特征。经7 0 0 时效后的试样，断口为沿晶脆性断口( 图3 - 5 a ) ；经8 5 0 时效后的 试样，断口虽然仍显示沿晶脆性断口特征，但在其上已分布有一定量的韧窝，显示了一定的塑 性变形特点( 图3 - 5 b ) 。1 0 0 0 小时范围内，时效时间断口形貌没有明显的影响。 对断口试样沿轴向剖开、研磨、抛光，然后在金相显微镜f 观察，发现沿晶界上有人量的 l o _ 二次裂纹分布，且裂纹主要萌生于三叉晶界处。图3 - 6 是经7 0 0 c 和8 5 0 分别时效1 0 0 0 小时 持久试样的二次裂纹的金相照片，与7 0 0 。c 蝴比，经8 5 0 。c 时效的试样的呈现较多的_ 二次裂 纹。 ( a ) 时效制度：7 0 0 c 1 0 0 0 h r( b ) 时效制度：8 5 0 * c 1 0 0 0 h r 图3 - 6g h 8 0 a 合金时效后7 5 0 c 3 4 0 m p a 持久试样的二次裂纹 1 3 小结 g h s o a 合金在长达1 0 0 0 h r 的长期时效过程中： ( 1 ) 在7 0 0 c 下时效，硬度和7 5 0 3 4 0 伸a 持久性能比较稳定。持久寿命为6 4 7 6 h r ， 持久塑性基本没有变化。 ( 2 ) 在8 5 0 c 下时效，硬度和7 5 0 。c 3 4 0 m p a 持久性能急剧下降，表现为性能严重火稳。 与标准热处理态相比，持久寿命下降3 倍多。 ( 3 ) 长期时效后合金7 5 0 * c 3 4 0 m p a 持久断口呈沿晶断裂特征，裂纹主要在二叉晶界处萌 生。 硕i ：学位论文 第三章试验结果 g h 8 0 a 合金的性能与显微组织是密不可分的。为了进步探讨在长期时效过程中合金性能 f 降的原因，揭示组织结构与性能的变化关系，f 面重点研究g h 8 0 a 合金在长期时效过程中 显微组织结构的变化规律。 2 显微组织结构 g h 8 0 a 台金经标准热处理后晶粒度为a s t m 4 6 级，主要组成相为基体y 相、主要强化相 r 、少晕碳化物m 2 3 c 6 、t i c 和t i ( c ，n ) 。其中77 尺寸为2 0 3 0 n m ，晶界m 2 3 c 6 碳化物为颗粒状， t i c 和t i ( c ，n ) 主要分布在晶内。具体如图3 7 ( a ) 、3 - 9 ( a ) 、3 - 1 1 ( a ) 和3 1 2 ( a ) 所示。 f 面从晶粒度、y 相和碳化物三个方面研究长期时效对g h 8 0 a 合金显微组织结构的影响。 2 1 晶粒度 在金相显微镜f 观察g h s o a 合金经不同时效制度时效后试样的晶粒度，如图3 。7 所示。从 中可以看出合金分别经7 0 0 c 和8 5 0 c 不同时间等温时效后，其晶粒尺寸基本没有发生变化，仍 然是a s t m 4 6 级，就是说在长期时效过程中合金的晶粒尺寸是稳定的，没有粒牛k 大蜘象 2 2y 的时效行为 由于g h 8 0 a 合金中y 相的尺寸较小，因此采用透射电子显微镜来研究t 在长期时效过程 中的变化。图3 - 8 是时效制度对g h 8 0 a 合金t 相平均尺寸的影响图，图3 - 9 是经标准热处理制 度以及不同时效制度处理后的丫，相的透射电镜照片。 2 2 1r 相在7 0 0 1 2 等溢时效的行为 图3 - 8 是时效制度对y ，相尺寸的影响。对图中经7 0 0 长期时效的，相长大曲线进行拟合， 捩得方程为： d 7 0 0 = 3 0o + 0 0 5 t 一20 1 0 4 t 2 ( 3 1 ) 其中：d 7 0 0 是经7 0 0 等温时效后y 相的尺寸，单位n r n ：t 为时效时间，单位h r ：回归相关系 数r 为10 0 0 0 。可以看出，与标准热处理相比，在7 0 0 c 等温时效5 0 0 h r 后，年h 尺、r 较明显增加， 从3 0 r i m 增长到5 0 r i m 。但随着时效时间进一一步的延长，y 相尺寸的增长速度减慢，时效t 0 0 0 h r 后仪缓慢增长到6 0 n m 左z ，。y 相在长大过程中，形状基本没有改变仍为球彤，其分布仍为弥 敞分布( 见图3 - 9 ( a ) 、3 - 9 ( b ) 和3 - 9 ( c ) ) 。 e x p o s u r et i m e h r 图3 - 8 时效制度对g h 8 0 a 合金r 相尺寸的影响 2 2 2y 相在8 5 0 ( 2 等温时效的行为 对图3 - 8 中经8 5 0 * ( 2 长期时效的y 相长大曲线进行拟合，获得方程为： d 8 5 0 = 1 9 11 1 6 04 e x p ( 一赤) ( 3 - 2 ) 其中：d 8 5 0 是经8 5 0 c 等温时效后t 相的尺、j 单位n n 3 ：t 为时效时f a j ，峰值| l r 。可以看出， 当时效温度提高到8 5 0 c 时，在时效初期，y 相的长大速度大幅度提高，尺j r 迅速增加；随时效 时间的延长，7 相的长大速度按指数方式递减。例如，时效1 0 0 h r 后t 相平均尺寸已长大到 1 1 0 n m ：时效5 0 0 h r 后，r 相尺寸达到1 8 0 r i m ，足标准热处理的6 倍；随后，y7 相长大速度明显 放缓，时效1 0 0 0 h r 后，仪达到1 9 5 n m 。从图3 - 9 ( a ) 、3 - 9 ( d ) 、3 - 9 ( e ) 和3 - 9 ( f ) 可以看出： 在8 5 0 y 2 等温时效过程中，随着时效时间的延长，r 相在尺寸长大的同时，其形状也由球形逐渐 c9z丽oi。nj仃q 转变为方形。与7 0 0 时效一样，在时效过中r 相的分布形态并未发生明显的变化，其仍然宁 弥散均匀分布。 ( e ) 时效制度：8 5 0 c 5 0 0 h r( f ) 时效制度：8 5 0 。c 1 0 0 0 h r 图3 - 9g h 8 0 a 合金经不同制度时效后的y 相t e m 形貌 2 3 碳化物的时效行为 g h 8 0 a 合金中的碳化物在时效过程中的变化比较复杂，也是研究的重点。冈此，本节从r 列三个方面加以研究：( 1 ) 长期时效后析出相的类型；( 2 ) 碳化物在7 0 04 c 等温时效行为；( 3 ) 1 4 碳化物在8 5 0 。c 等温时效行为。 2 3 1 长期时效过程中析出相的类型 在长期时效过程中发现g h s o a 合金在孪晶界上析出了很多合金相，在晶内还出现了成堆 聚集的合金相，此外在晶界上碳化物形貌也发生得很人的改变。为了分析这些析出相是否为新 的类型化合物以及晶界上碳化物的类型是否有改变，为此对经8 5 0 。c 1 0 0 0 h r 时效处理试样的析 出相成分进行了能量散射谱( e d s ) 的定量分析。选取典型的晶界、孪晶界和晶内析出相作为 分析对象。表3 - 1 是选取的采样点的位置，图3 1 0 是采样点的位置分布照片，表3 - 2 是e d s 成 分分析结果。 表3 - 1g h 8 0 a 合金长期时效试样能谱分析( e d s ) 的采样对象 采样点序号采样点位置采样量点序号采样点位置 s p e c t r u m l ( 1 # ) s p e c t r u m 2 ( 2 # ) s p e c t r u m 3 ( 3 # ) s p e c t r u m 4 ( 4 # ) 晶内球状析出相 晶界球状析出相 晶内聚集区球状析出相 晶界块状析出相 s p e c t r u m 5 ( 5 # ) s p e c t r u m 6 ( 6 # ) s p e c t r u m 7 ( 7 # ) s p e c t r u m 8 ( 8 # ) 孪晶界棒状析出相 晶内大块状析出相 孪晶界球状析出相 品内球状析出相 图3 1 0g h s o a 合金能谱分析( e d s ) 的采样点分布图 由表3 - 2 的结果可知，采样点的析出相主要含有n i 、c r 、t i 、a l 和c 等合金元素，其中c 的含量很高，在1 9 1 3 6 7 a t 之间。这说明它们仅是碳化物类型的析出相。因为g h 8 0 a 合金 在标准热处理状态主要存在c r 2 3 c 6 型和t i c 型碳化物，所以在时效过程中最有可能仍然是这类 碳化物。为了判别每一采样点析出相碳化物的类型，对表3 - 2 的测量结果按富c r 型碳化物和富 1 5 硕士学位论文 第三章试验结果 _ i i _ t j 型碳化物两种类型进行归类分析，分别计算c r + c 和t i + c 的原子百分数以及c r c 和t i c 的 比值，其结果如表3 - 3 所示。为了对比，表3 - 3 还列出了c r 2 3 c 6 ( c r t c j ) 碳化物的c r c 比值 和t i c 碳化物的t i ，c 比值。结合图3 - 1 0 、表3 2 和表3 - 3 的结果可以看出： 表3 - 2g h 8 0 a 台金长期时效试样的能谱分析结果。( a t ) 、 、成分 ca lt lc rn l 合计 采样点序号、 s p e c t r u m l ( 1 # ) 2 0753251 735 421 0 0 s p e c t r u m 2 ( 2 # ) 3 0938222 304 0l1 0 0 s p e c t r t t m 3 ( 3 # ) 3 6 7l2 4 3l671 231 0 0 s p e c t r u m 4 ( 4 # ) 3 44 1 l94 62751 0 0 s p e c t r u m 5 ( 5 # ) 19】43 262 0 05 401 0 0 s p e c t r u m 6 ( 6 # ) 3 61 6 l609l41 0 0 s p e c t r u t n 7 ( 7 并) 2 i53l0 92 265 i91 0 0 s p e c t r u m 8 ( 8 # ) 2 01 46 231 925 381 0 0 ( 1 ) 3 # 采样点是球状碳化物，6 # 采样点足大块状碳化物，它们t m 和c 元素的含量都很 高，t i + c 的原子百分数分别达到7 98 和9 77 。t 婀比分别为11 7 和17 i ，比较接近t i c 的比 值。由于采样点的c r 含量很低( o 9 撕7 a t ) ，虽然c r + c 的原子百分数也分别达到4 34 和3 70 ， 但c r c 比值仅有01 8 和o0 2 。采样点成分中含有一定的n i 和a j 是从合金基体带来的。大块 状碳化物( 6 # 采样点) 由于尺寸较大，仅含有l4 a t 的n i ，没有a l 元素；球状碳化物( 3 # 采样点) 的尺寸明显变小，致使测量结果包含较多的基体因素n 1 元素增加到1 23 a t ，a i 元 素增加到1 2 。 根据上述分析，可以认为3 # 和6 # 采样点的析出相是一种富t i 型碳化物。考虑到在标准 热处理态合金中仅有t i c 富t i 碳化物，并且由采样点成分计算的t d c 比值与t i c 碳化物的c r c 比值10 比较接近。所以析出相最有可能的仍然是t i c 碳化物。 ( 2 ) 1 # 、2 # 、4 # 、5 # 、7 # 和8 # 采样点除了含有较高的c r ( 1 73 4 60 a t ) 和c ( 2 0 l 3 4 4 a t ) 元素外，还有较高的n l ( 75 5 42 a t ) 元素。t i + c 的原子百分数在3 8o 8 06 之间，c r c 比在o8 4 l3 4 之闻。采样点的t l 含量很低( o9 1 l9 a w o ) ，t l + c 的原子百分数祚： 2 17 - - - 4 6 3 之间，t i c 比值在o0 4 o3 4 之间。上述采样点的碳化物基本二都是球状或棒状，尺 寸较小，结果使得测量结果含有大量的基体n 1 元素。忽略n i 元素的影响，参照c r 、t i 的含量 以及c r c 、t i c 的比值，可以认为它们是种富c f 型碳化物。考虑到在标准热处理态合金中 仪育c r 2 3 c 6 富c r 碳化物，以及基体n l 元素的影响，虽然由采样点成分计算的c r c 比值与c r 2 。c 6 田合金的热处理制度为：标准热处理+ 8 5 0 ，j 0 0 0 h r 时效处理。 1 6 碳化物的c r c 比值3 8 3 相差比较大，但是析出相最有可能的仍然是c r 2 s c 6 碳化物。 表3 - 3g h 8 0 a 合金经长期时效后存在的碳化物类型分析。 采样按富c r 型碳化物归类 按富t i 型碳化物归类 霪i 蕊碡c r 2 3 c 6 丽礴t i c 碳勰 综上所述，可以初步认为g h 8 0 a 合金在长期时效过程没有新的合金相如【a 桐) 的析出， 碳化物相的类型也没有改变。 2 3 2 碳化i 童在7 0 0 0 等灌时效的行为 图3 1l 是g h 8 0 a 合金经标准热处理和不同时效制度时效后的s e m 照片，其中白色的析 出相是碳化物。在7 0 0 e 经不同时间时效后，合金的晶内碳化物的析出数量逐渐增多：在时效 1 0 0 0 h r 后，在挛晶界上开始有碳化物的明显析出( 图3 - 1 l ( c ) ) ：碳化物的分布在总体上比较均 匀，没有明显的偏聚现象。 图3 1 2 是g h s o a 合金经标准热处理和不同时效制度时效后的晶界碳化物t e m 复型照片。 从中可以看到：在标准热处理态，晶界碳化物呈均匀细小的颗粒( 球状) 状分布：随着时效时 间的延长，晶界碳化物开始聚集长大，粗化现象比较明显。其特征是垂直晶界方向的长大速度 较慢，沿晶界方向长大速度较快，使得碳化物之间相互连接，呈现长条状或棒状形貌。没有观 察到明显的晶内m c 型犬块碳化物溶解现象。 2 3 3 硪化袖在8 5 0 c 等瀑时效的行为 从图3 - 1 1 ( d ) 、3 - 1 1 ( e ) 和3 - 1 1 ( f ) 可以看到，当时效温度提高到8 5 0 c 时，碳化物的分布与标准热 处理态有明显的区别：大块状的碳化物逐步溶解，更多的碳化物在孪晶界析出，晶内颗粒状的 碳化物数量增多；时效到1 0 0 0 h r 后，晶内大块的碳化物的尺寸减小，数量也减少，颗粒状碳化 物有明显的聚集成堆现象。 图3 1 3 是时效1 0 0 h r 后晶内碳化物的溶解情况。方框a 的中心是个大块状碳化物，其边 oc r + c 和t i + c 的值分别是c r 与c 以及t i 与c 的原子百分数之和 。括弧内为c f # 3 的数值。 1 7 坝j ：学位论文第三章试验结果 缘已经基锯齿状，在其四周分布着较多的颗粒状碳化物，有的与中心大块状碳化物相连，有的 已独立存在。方框b 显示了小块型碳化物已完全溶解，转化成了细颗粒状碳化物，并呈聚集状 分布。 ( e ) 时效制度：8 5 0 5 0 0 h r ( f ) 时效制度：8 5 0 1 0 0 0 l r 图3 - 1 1g h s o a 合金在不同时效制度下的s e m 照片 1 8 ( e ) 时效制度：8 5 0 c 1 0 0 0 h 图3 1 2g h s o a 合金在不同时效制度下的t e m 复型照片 根据g h s o a 碳化物的形貌特征以及结合本节图3 1 0 和表3 - 2 能谱分析的结果，可以推断 图3 1 3 中的大块碳化物为m c 碳化物，细颗粒状碳化物为m 2 3 c 6 碳化物。也就是说，在8 5 0 。c 1 9 图3 1 3g h 8 0 a 合金8 5 0 c l o o h r 时效大块碳化物的溶解 时效过程中发生了重要的m c m 2 3 c 6 转变。时效1 0 0 0 h r ，这个过程将更加充份。冈此，这种 转变过程可能是所观察到的颗粒状m 2 3 c 。碳化物晕聚集状分布的一个重要原冈。 由图3 - 1 2 ( d ) 和3 - 1 2 ( e ) 可知，在8 5 0 c 时效，晶界碳化物发生了较为严重的长人。时效5 0 0 h r 后，晶界碳化物已发生了偏聚，基不均匀分布，即：部分晶界光滑平坦，几乎没有碳化物，而 另一部分晶界上碳化物已连成了一片，形成了长条状形貌，其宽度方向的尺寸达l u m 以上，在 长度方向的尺寸达数微米。时效1 0 0 0 h r 后，晶界碳化物已严重失稳，急剧长大，部分已呈泡状 结构。 2 4 小结 g h 8 0 a 合金在长达1 0 0 0 h r 的长期时效过程中： ( 1 ) 在7 0 0 。c 和8 5 0 下时效，晶粒尺寸是稳定的，保持标准热处理下的a s t m 4 6 级。 ( 2 ) 在7 0 0 x 3 吊i8 5 0 cf 时效，没有改变碳化物相的类型，仍然是m 2 3 c 6 和m c 相，也没 有如。相等t c p 有害相的析出。 ( 3 ) 在7 0 0 c 时效，合金的显微组织基本稳定，即：y 相尺寸有少量的增长，呈球形弥散 分布；晶内和晶界碳化物明显长大，分布比较均匀，没有明显的偏聚现象。 ( 4 ) 在8 5 0 。c 时效，合金的显微组织失稳，处于过时效状态。即：y7 相尺寸显著增大，形 状由球形逐转变为方形；晶内发生块状m c 碳化物向m 2 3 c 6 碳化物的转化和聚集，晶界碳化物 * 泡状结构，失稳性长大。 ( 5 ) y 相尺寸d 与时效时间t 的关系为： a t7 0 0 。c a g i n g d 7 0 0 = 3 0 0 + 0 0 5 t 一2 0 x 1 0 5 t 2 a t8 5 0 。c a g i n g d 8 = 1 9 11 1 6 04 e x p ( - 南) 3 析出相的热力学计算 在本文中g h 8 0 a 合金最长的时效时间为1 0 0 0 h r