采用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、X射線衍射儀與硬度計(jì)等研究了固溶處理溫度對(duì)鎳基高溫合金GH3600微觀組織與硬度的影響。結(jié)果表明:隨著固溶溫度的升高,合金中的第二相逐漸溶解,基體相的晶粒尺寸快速長(zhǎng)大,合金的硬度值呈下降趨勢(shì)。固溶溫度為1010℃時(shí),合金獲得均勻的晶粒組織,并形成孿晶結(jié)構(gòu),硬度值達(dá)到152. 6 HV10。 

【文章來源】：金屬熱處理. 2020,45(06)北大核心CSCD

【文章頁數(shù)】：5 頁

【部分圖文】：

不同固溶溫度下GH3600合金的顯微組織

圖2所示為不同溫度固溶處理的GH3600合金晶粒尺寸變化規(guī)律。隨著固溶溫度的增加，GH3600合金的晶粒逐漸長(zhǎng)大，但在不同階段其生長(zhǎng)速度有所變化。在900～930℃范圍內(nèi)，合金相變的驅(qū)動(dòng)力較低，再結(jié)晶形成的晶粒尺寸較小，晶粒生長(zhǎng)緩慢。GH3600合金一般由基體γ相、沉淀析出的γ″(Ni3Nb)相、γ"(Ni3(Al,Ti))相以及碳氮化合物、硼化物、Laves相等多種成分組成。在低溫固溶處理時(shí)，第二相原子的活動(dòng)能力較弱，仍滯留于固溶處理前合金的原始晶粒邊界位置，對(duì)晶界遷移擴(kuò)散形成顯著阻礙，因此固溶處理過程晶粒尺寸增長(zhǎng)緩慢[8]。當(dāng)固溶溫度升高至960℃時(shí)，晶�？焖偕L(zhǎng)，可歸因于GH3600合金的各種原子突破能量束縛而發(fā)生的顯著擴(kuò)散，顆粒狀析出物逐漸溶解于基體γ相中，新晶粒的晶界遷移可以自由進(jìn)行，因而晶粒尺寸快速增加。由于鎳基高溫合金的層錯(cuò)能較低，固溶處理過程新相形核產(chǎn)生大量層錯(cuò)，導(dǎo)致固溶合金的組織中形成孿晶[9]。在1010℃固溶處理時(shí)，相變驅(qū)動(dòng)力較大，合金相變過程充分進(jìn)行，并生成大量新相晶核，此時(shí)合金的形核速率高于晶核長(zhǎng)大的速率，最終獲得尺寸較均勻的晶粒組織。當(dāng)固溶溫度增至1060℃時(shí)，原始合金組織中的碳化物幾乎完全溶解于基體相中，晶界遷移速度較高，第二相對(duì)晶粒生長(zhǎng)的阻礙作用減弱，最終導(dǎo)致合金的晶粒組織粗化。2.2 固溶溫度對(duì)第二相的影響

如圖3所示，經(jīng)過不同溫度條件的固溶處理，GH3600合金原始組織中的析出物等相發(fā)生不同程度的溶解。通常，原始合金的晶界或?qū)\晶界位置存在較多的第二相析出物，經(jīng)過快速升溫至900℃固溶處理后，合金中的析出相仍大量殘留在原始晶界或?qū)\晶界位置。固溶處理過程中新相的生長(zhǎng)受第二相顆粒的限制，導(dǎo)致部分晶粒的生長(zhǎng)行為在殘留第二相的位置停止遷移，形成如圖3(a)箭頭所示的組織形貌。隨著固溶溫度的升高，殘留的第二相逐漸溶解于基體相中，原始組織中的界面變得不連續(xù)，如圖3(b)箭頭所示。在960℃固溶時(shí)，原始晶界或?qū)\晶界完全消失，此時(shí)在再結(jié)晶晶粒內(nèi)部仍殘留有第二相顆粒物，固溶處理尚未完成。在固溶處理過程中GH3600合金發(fā)生相變，同時(shí)碳化物等第二相顆粒逐漸溶解。圖4所示為固溶合金組織的SEM形貌，900℃時(shí)合金中的第二相顆粒呈現(xiàn)出如圖4(a)中箭頭所示的線條狀，960℃固溶處理后第二相顆粒分散于基體相中。表2所列了不同溫度條件下固溶合金的EDS成分分析結(jié)果，可見隨著固溶溫度的升高，析出相的Cr含量逐漸下降，而基體中Cr含量不斷增加，表明第二相顆粒不斷發(fā)生溶解。與960～1010℃固溶溫度范圍相比，溫度低于960℃時(shí)第二相的溶解速度較慢，合金元素含量變化幅度較低，這與上文分析的合金晶粒生長(zhǎng)規(guī)律相一致。經(jīng)過1010℃固溶處理后GH3600合金中第二相顆粒的數(shù)量有所增加，且成分變化幅度較大，表明此時(shí)合金元素固溶程度較大，基體相中溶解的過飽和元素造成合金產(chǎn)生新的固態(tài)相變。由圖4(c)可知，顆粒狀析出物尺寸為0.5～1μm，均勻分布于基體相中。

【參考文獻(xiàn)】：
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