劉麗玉，曹 江，尹湘榮，趙宇新，李 影，3，曾維虎

(1.北京航空材料研究院，北京 100095;2.航空材料檢測與評價北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095;3.中航工業(yè)失效分析中心，北京 100095;4.中國人民解放軍駐420 廠軍事代表室，成都 610503;5.四川成發(fā)航空科技股份有限公司，成都610503)

0 引言

GH4698 合金是一種沉淀強(qiáng)化型鎳基高溫合金，在500～800 ℃范圍內(nèi)具有高的持久強(qiáng)度和良好的綜合性能，已廣泛用于制造750 ℃以下使用的航空發(fā)動機(jī)高壓、低壓渦輪盤和導(dǎo)流盤等重要的核心轉(zhuǎn)動部件［1-2］。這些零件旋轉(zhuǎn)運(yùn)動產(chǎn)生的離心應(yīng)力是其所受的主要載荷形式，且大都在高溫下長期使用，要求合金在長期高溫使用中保持組織穩(wěn)定，因此合金的長時性能指標(biāo)尤其是蠕變性能是盤件材料性能考核的重要指標(biāo)，直接影響發(fā)動機(jī)的安全可靠性［3-5］。

鎳基高溫合金γ'相為主要的強(qiáng)化相，其形狀、尺寸、含量及分布等對其力學(xué)性能都有重要的影響［6-7］，此外，GH4698 合金中碳化物數(shù)量、形貌和分布對合金性能有顯著的作用［8］。合金進(jìn)行合理的熱處理可以獲得最佳的組織形貌，從而改善合金的性能。GH4698 合金與俄羅斯的ЭИ698合金相似，國外對于類似合金通常采用兩種熱處理制度(I:1 100～1 120 ℃，8 h，空冷+1 000 ℃，4 h，空冷+775 ℃，16 h，空冷+700 ℃，16 h，空冷;II:1 100～1 120 ℃，8 h，空冷+1 000 ℃，4 h，空冷+775 ℃，16 h，空冷)，并給出了室溫拉伸和持久性能技術(shù)指標(biāo)，但沒有蠕變性能指標(biāo)。國內(nèi)關(guān)于GH4698 盤件的性能指標(biāo)大多參考國外標(biāo)準(zhǔn)，而對于蠕變性能指標(biāo)制定往往參考《航空材料手冊》三段熱處理的90 mm 方坯，由于90 mm 方坯料和盤鍛件的變形條件不同，其組織和性能有一定的差別。一般來說，90 mm 方坯料的力學(xué)性能會高于盤鍛件。本研究通過對國內(nèi)發(fā)動機(jī)用GH4698合金盤制件在三段熱處理和四段熱處理狀態(tài)下組織、650 ℃和750 ℃的塑性變形蠕變應(yīng)力-壽命曲線以及750 ℃下全階段蠕變行為進(jìn)行研究，獲得不同熱處理狀態(tài)下GH4698 合金的盤件的微觀組織和蠕變性能。

1 試驗(yàn)

采用的試驗(yàn)用料為GH4698 合金模鍛盤坯件，鍛制工藝流程如下:下料(φ250 mm×228 mm)→墩餅(加熱溫度為1 130 ℃，1 火)→模鍛(加熱溫度為1 120 ℃，1 火)→熱處理(1 120 ℃×8 h/空冷+1 000 ℃×4 h/空冷+775 ℃×16 h/空冷)。分別按標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的三段(1 100～1 120 ℃，8 h，空冷+1 000 ℃，4 h，空冷+775 ℃，16 h，空冷)和四段熱處理制度(1 100～1 120 ℃，8 h，空冷+1 000 ℃，4 h，空冷+775 ℃，16 h，空冷+700 ℃，16 h，空冷)進(jìn)行處理后，從盤鍛件上弦向取樣。

顯微組織觀察在輪緣上取樣，制備金相試樣，腐蝕后在CS3100 掃描電鏡下進(jìn)行觀察;蠕變性能試樣取自渦輪盤輪緣部位，弦向切取，并按M2504-N020 加工試樣，其中，試樣標(biāo)距段尺寸為φ8 mm×50 mm，試樣的具體尺寸見圖1。

圖1 蠕變試樣形狀示意圖Fig.1 Schematic diagram of creep specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 熱處理狀態(tài)對GH4698 微觀組織的影響

掃描電鏡下分析了三段和四段熱處理狀態(tài)下晶內(nèi)γ'相和晶界二次碳化物的分布和形貌。三段和四段熱處理的盤件基體均為兩種尺寸的γ'相，呈球形，彌散分布于晶內(nèi)，大尺寸γ'相是在1 000 ℃二次固溶處理時析出并長大的，細(xì)小γ'相是在775 ℃時效過程中析出的，γ'相析出溫度約為700～800 ℃。晶粒晶界邊緣存在較寬的γ'相貧化區(qū)，晶界上主要析出顆粒狀M23C6碳化物和少量M5B4 硼化物。三段和四段熱處理狀態(tài)大尺寸γ'相無明顯變化，但四段熱處理下組織晶內(nèi)小尺寸的γ'相尺寸有所增大，晶界γ'相貧化區(qū)的寬度明顯減小(圖2、圖3)。此外，對比圖2b、圖3b還可知，三段和四段熱處理狀態(tài)下的晶界碳化物有所區(qū)別，三段熱處理狀態(tài)下晶界上的碳化物析出不完善，一些部位沒有碳化物析出，而經(jīng)四段熱處理后晶界上的碳化物析出更加完善。

2.2 熱處理制度對GH4698 蠕變極限的影響

盤件進(jìn)行三段熱處理后在650 ℃和750 ℃蠕變應(yīng)力和壽命曲線見圖4，通過曲線擬合計(jì)算獲得蠕變極限結(jié)果見表1。從圖4 和表1 結(jié)果可知，雖然650 ℃和750 ℃蠕變強(qiáng)度極限均達(dá)到了《中國航空材料手冊》關(guān)于GH4698 合金90 mm 方坯模鍛件標(biāo)準(zhǔn)熱處理狀態(tài)的蠕變強(qiáng)度(650 ℃下σ0.2/100=382 MPa，750 ℃下σ0.2/100=647 MPa)，但0.1%和0.2%塑性應(yīng)變?nèi)渥兎匠痰南嚓P(guān)系數(shù)較低，說明盤件三段熱處理的蠕變性能數(shù)據(jù)較分散，數(shù)據(jù)波動大，組織穩(wěn)定性不高。

圖2 三段熱處理下GH4698 合金顯微組織Fig.2 Microstructure of GH4698 alloy after three stage heat treatment

圖3 四段熱處理下GH4698 合金顯微組織Fig.3 Microstructure of GH4698 alloy after four stage heat treatment

圖4 GH4698 合金盤三段熱處理狀態(tài)的蠕變應(yīng)力-壽命曲線Fig.4 Creep stress-life curves of GH4698 alloy plate after three stage heat treatment

表1 GH4698 合金三段熱處理狀態(tài)不同溫度的蠕變極限Table 1 Creep limit of GH4698 alloy after three stage heat treatment state at different temperature

圖5 GH4698 合金盤四段熱處理狀態(tài)的蠕變應(yīng)力-壽命曲線Fig.5 Creep stress-life curves of GH4698 alloy plate after four stage heat treatment

盤件取樣四段熱處理后650 ℃和750 ℃蠕變應(yīng)力和壽命曲線見圖5，蠕變極限結(jié)果見表2。從圖4 和表1 結(jié)果可知，盤件四段熱處理狀態(tài)下650 ℃下100 h 和500 h 的0.1%和0.2%蠕變極限稍低于三段熱處理，但750 ℃下100 h 和500 h的0.1%和0.2%蠕變極限要高于三段熱處理，較手冊蠕變極限數(shù)據(jù)提高16 MPa，Pearson 認(rèn)為γ'相的粗化增加了高溫蠕變抗力［9］，四段熱處理狀態(tài)下晶內(nèi)小γ'相尺寸增大對提高中高溫下的蠕變性能有利。此外四段熱處理的0.1%和0.2%塑性應(yīng)變?nèi)渥兎匠痰南嚓P(guān)系數(shù)很高，說明四段熱處理狀態(tài)下的蠕變性能數(shù)據(jù)波動小，可能與四段熱處理狀態(tài)下晶界碳化物均勻性好，組織穩(wěn)定性好有關(guān)。

表2 GH4698 合金導(dǎo)流盤四段熱處理狀態(tài)不同溫度的蠕變極限Table 2 The creep of GH4698 alloy after four section heat treatment state at different temperatures

2.3 GH4698 合金750 ℃下的全階段蠕變行為及蠕變性能技術(shù)條件分析

三段熱處理狀態(tài)下，以750 ℃/420 MPa 條件下GH4698 合金盤的全蠕變行為為例，其全蠕變曲線見圖6。從圖6 看出，在750 ℃C/420 MPa 條件下，三段熱處理狀態(tài)的GH4698 合金其蠕變行為分3 個階段:1)蠕變第一階段即蠕變初始階段。這一階段合金內(nèi)的孿晶參與變形，圖中表明這一階段經(jīng)歷的時間約0～2 h，說明合金在很短的時間內(nèi)就發(fā)生了較大的蠕變變形;2)蠕變第二階段即穩(wěn)態(tài)蠕變階段。時間約2～55 h，GH4698合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的蠕變速率較低，該階段合金晶內(nèi)的位錯發(fā)生滑移，與晶內(nèi)'相發(fā)生交互作用，起到提高蠕變性能的作用;3)蠕變第三階段。這個階段蠕變速率明顯提高，該階段合金的晶界、晶內(nèi)都會參與變形，很快達(dá)到0.2%蠕變變形，斷裂時間為155 h。

GH4698 750 ℃下的全階段蠕變曲線可知，GH4698 合金的在750 ℃穩(wěn)態(tài)蠕變階段較短。穩(wěn)態(tài)蠕變階段越短，鍛件工藝、微觀組織、晶粒度等不均勻就越容易造成蠕變性能出現(xiàn)很大的波動。將國外類似合金的渦輪盤相應(yīng)位置取樣的蠕變性能與國產(chǎn)盤(相同工藝下的三批盤取樣)進(jìn)行對比，結(jié)果見表3。由表3 可知，無論國外類似合金盤件還是國產(chǎn)GH4698 盤件，其數(shù)據(jù)波動性均很大，對于國產(chǎn)GH4698 渦輪盤，即便相同鍛造和熱處理工藝，不同批次盤件的蠕變性能差異也較大，此外，國產(chǎn)渦輪盤750 ℃/382 MPa 蠕變性能總體高于國外盤件?；谝陨涎芯?，對于GH4698 模鍛盤件蠕變性能檢驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)需要參考2 個方面:一方面，航空材料手冊規(guī)定，GH4698 材料蠕變強(qiáng)度有4 個條件可選(750 ℃/382 MPa、700 ℃/412 MPa、650 ℃/647 MPa、600 ℃/706 MPa，且均針對90 mm 方坯狀態(tài)下，一般情況下，90 mm 方坯料的力學(xué)性能會高于盤鍛件;另一方面，750 ℃下的全蠕變曲線以及表3 數(shù)據(jù)表明，750 ℃下穩(wěn)態(tài)蠕變階段短，在此試驗(yàn)條件下試樣加工、溫度控制以及組織的微小變化對蠕變性能非常敏感。對于該機(jī)型選用750 ℃/382 MPa 作為驗(yàn)收指標(biāo)不能真實(shí)反應(yīng)盤鍛件的蠕變性能。選擇700 ℃/412 MPa 下進(jìn)行蠕變考核，國外渦輪盤和國產(chǎn)渦輪盤蠕變性能均能滿足700 ℃/412 MPa/100 h 蠕變后的殘余應(yīng)變?yōu)?.2%，且相比下，國產(chǎn)渦輪盤蠕變性變性能均能滿足700 ℃/412 MPa/100 h 蠕變后的殘余應(yīng)變?yōu)?.2%，且相比下，國產(chǎn)渦輪盤蠕變性能仍好于俄盤，對于此型機(jī)GH4698 模鍛盤件采用700℃/412 MPa/100 h 蠕變殘余應(yīng)變≤0.2%的技術(shù)指標(biāo)較為合理。

圖6 GH4698 合金導(dǎo)流盤三段熱處理750 ℃/420 MPa條件下的全蠕變曲線Fig.6 Complete creep curve at 750 ℃/420 MPa of GH4698 alloy guide plate after three stage heat treatment

表3 不同工藝下的國產(chǎn)盤件和國外類似合金盤件在750 ℃/382 MPa/100 h 下蠕變殘余變形量對比Table 3 Creep residua deformation amount of domestic and Russian discs at 750 ℃/382 MPa/100 h

3 結(jié)論

1)GH4698 盤件三段熱處理下的顯微組織由γ'相和碳化物組成，晶內(nèi)球狀γ'相有大小兩種尺寸，晶界有顆粒狀碳化物析出，晶內(nèi)分布塊狀一次碳化物，晶界上存在γ'相貧化區(qū)。增加第四段熱處理后，顯微組織有所變化，晶內(nèi)小γ'相尺寸有所增加，晶界γ'相貧化區(qū)的寬度明顯減小，晶界顆粒狀碳化物析出更加完善。

2)盤件三段熱處理的650 ℃0.1%和0.2%的蠕變極限高于四段熱處理，而四段熱處理的750 ℃0.1%和0.2%的蠕變極限高于三段熱處理。四段熱處理對提高750 ℃蠕變極限有利，且組織均勻性較好。

3)對于此型機(jī)GH4698 渦輪盤，750 ℃/382 MPa 下，盤鍛件的顯微組織和晶粒度的不均勻會造成蠕變性能較大波動，合理的蠕變性能驗(yàn)收條件應(yīng)為700 ℃/412 MPa/100 h 下殘余應(yīng)變≤0.2%。

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