B6娱乐-注册网址该合金是Fe-25Ni-15Cr基高温合金，加入钼、钛、铝、钒及微量硼综合强化。在650℃以下具有高的屈服强度和持久、蠕变强度，并且具有较好的加工塑性和满意的焊接性能。适合制造在650℃以下长期工作的航空发动机高温承力部件。

　　在650℃以下具有较高的屈服强度和持久、蠕变强度，并且具有较好的加工塑性和满意的焊接性能，适合制造在650 ℃以下长期工作的航空发动机高温承力部件，如涡轮盘、压气机盘、转子叶片和紧固件等。其优异的性能引起众多学者的兴趣27],研究者K. J.Ducki⁵研究了热处理工艺对GH2132组织与性能的影响，但没有研究时效工艺对合金组织与性能的影响，因此本文研究合金经不同时效温度和时间处理后的组织与性能，以获得组织性能随时效工艺的变化规律。

　　通过真空感应熔炼+电渣重熔双联工艺得到GH2132合金电渣锭，然后锻造开坯成65 mm×65 mm的方坯，再热轧成φ35 mm的直棒作为试验料。开锻(轧)温度约为1100℃,终锻(轧)温度大于900℃,热轧后空冷。试验用坯料尺寸为φ35 mm×155 mm,其化学成分如表1所示。

　　试验选取工业上常用温度作为固溶温度，获得固溶组织。为研究不同时效工艺对其组织和性能的影响，时效工艺设置了3个典型温度，并将保温时间细分为7个时间点，试验料数量共计21个。具体热处理工艺如表2所示。热处理完成后分别对每组试验料取纵向拉伸试样3件、金相试样1件。采用CMT5305微机控制电子万能试验机测试，测得拉伸性能数据取平均值作为最终测得值。金相试样采用高温合金侵蚀液(盐酸：100 mL,硫酸：5mL,硫酸铜(CuSO₄·5H₂O):20g,水：80mL)轻度侵蚀，侵蚀后在OLYMPUS-GX51光学显微镜下观察和拍摄。

　　合金热轧态与固溶态的力学性能如表3所示，热轧态与固溶态的抗拉强度分别为654 MPa、603 MPa,屈服强度分别为280 MPa、253 MPa,伸长率分别为47%、49%,断面收缩率均为68%。合金表现出低强度高塑性特点。从图1热轧态和固溶态的显微组织中可以看出，二者组织中均没有第二相强化相，各种强化相和析出相都回溶到γ奥氏体基体中，所以均表现出低强度高塑性。热轧显微组织中存在少量孪晶，固溶后孪晶数量较热轧态孪晶数量有所减少，这也是轧态强度略高的原因。

　　图2是不同时效工艺处理后的显微组织形貌，从图2(a)中可以看出700℃时效4h后晶粒细小均匀，晶界圆润光滑，晶内存在少量孪晶；随着时效温度增加到720℃、时效保温4h,出现较多细小的晶粒，孪晶数量有所降低(图2(d)),这主要是由于孪晶正在形核长大初期，尚没有形成板条状孪晶，因而认为其为细小晶粒；时效温度增加到740℃、时效保温4h,晶内孪晶数量降低，孪晶板条变宽(图2(g)),其主要是以合并机制逐渐减少板条数量而使板条扩宽，最终宽板条的孪晶界面由于位错的运动而消失，因而孪晶穿过晶内，形成较大的板条孪晶，细小的晶粒有所减少，大的孪晶板条亦有所减少(图2(g))。700℃时效4h、14 h、16 h的显微组织图中可以看出，晶粒大小没有化，时效4h后，晶内孪晶数量少，形状较为细小；时效14 h后，孪晶数量较多；时效16h后，孪晶数量减小。720℃时效4h、14 h、16 h的显微组织图中可以看出，时效4h后，孪晶较小；时效14h与时效16 h后，显微组织基本相同。740℃时效4h、14 h、16 h的显微组织图中可以看出，显微组织基本趋于一致。

　　图3为合金在不同时效工艺处理后的力学性能。从图3(a)可以看出合金在3个温度下时效后抗拉强度的变化规律，合金热轧态和固溶态抗拉强度低(见图3(a)I区),合金时效4h后，抗拉强度迅速升高到1000 MPa左右(见图3(a)Ⅱ区),随着时效时间的延长，抗拉强度均在1000 MPa左右波动(见图3(a)Ⅲ区),其中720℃时效后抗拉强度最高，740 ℃时效后抗拉强度最低。其中720℃时效14h,抗拉强度最高，达到1060 MPa,随着时效时间的延长，抗拉强度逐渐降低到1000 MPa左右。700 ℃时效后抗拉强度的峰值为1035 MPa,对应时效时间为16 h。740 ℃时效后

　　抗拉强度趋于平稳，峰值不明显。图3(b)中可以看出屈服强度随着时效时间的延长，屈服强度逐渐增加700 MPa左右。740℃时效10h,屈服强度达到峰值，随后随着时效时间的延长，屈服强度适当降低并趋于稳定。740℃时效14h,屈服强度达到峰值。700℃时效后屈服强度逐渐增加到700 MPa左右。图3(c)、(d)是伸长率和断面收缩率随时效时间的变化规律。时效4h后，伸长率和断面收缩率分别降低到28%和46%左右，随着时效时间的延长，伸长率和断面收缩率分别在28%(图3(c)Ⅲ区)和46%(图3(d)Ⅲ区)上下波动。合金GH2132为铁基时效强化型高温合金，通过固溶使元素溶于γ基体形成过饱和的固溶体，再经过时效处理，析出大量强化相来提高合金强度。合金经过热轧+固溶后，各种强化相和析出相都回溶到γ奥氏体基体中，表现出低强度高塑性(图3(a)I区)。经过时效以后，合金力学性能发生显著变化。时效4 h,合金抗拉强度、屈服强度迅速增加(图4(a)、(b)的Ⅱ区),伸长率、断面收缩率迅速降低(图3(c)、(d)的Ⅱ区)。这主要是因为合金在时效过程，固溶于过饱和固溶体中的元素在γ基体上弥散均匀析出Ni(Ti,Al)型γ相以及TiN或TiC等析出相，这些析出相在基体中阻碍位错移动，起到了良好的强化作用，合金时效以后，强度得到迅速提高。随着时效时间的延长(图3(a)的Ⅲ区),合金组织形成不同数量的孪晶，使得合金在时效过程中抗拉强度先增加再降低(图3(a)Ⅲ区),屈服强度先增加再降低(图3(b)的Ⅲ区),伸长率与断面收缩率略有变化(图3(c)、(d)的Ⅱ区)。对比图2与图3的Ⅲ区可以发现，孪晶数量多时，合金强度较高；孪晶数量少时，合金强度较低。这主要是因为大量孪晶的出现同时将金属基体分成很多块，这种作用类似于晶粒细化，阻碍位错运动而起到强化作用。因而孪晶越细越多，其切割晶体的作用越显著，金属基体的强化程度也越高。由以上分析可以得出，合金在时效前期(Ⅱ区),沉淀硬化起主要作用；时效后期(Ⅲ区),沉淀硬化与孪晶共同作用起到强化作用[9]。

　　合金在700℃时效16h抗拉强度达到峰值1040 MPa(图4(a)),对应屈服强度也达到峰值710 MPa(图4(b));720℃时效14 h抗拉强度达到峰值1060 MPa(图4(a)),740 MPa(图4(b));740℃时效10h后抗拉强度达到峰值995 MPa(图4(a)),710 MPa(图4(b))。这主要是由于时效温度较低时，析出均匀细小且数量较多的γ相，形成的孪晶板条薄而小，数量多；随时效温度的升高，γ相逐渐变大，颗粒数量变少，形成的孪晶板条厚而大，数量较少，所以时效温度较高(740℃)时，强度较低。

　　1) 时效过程中随着时效时间的延长，GH2132合金中孪晶数量先增加后减少，最后趋于稳定的状态；

　　2)抗拉强度随着时效时间和延长先增加，后趋于稳定。屈服强度在700℃时效不同时间后逐渐增加，最后趋于稳定；720℃与740℃时效不同时间，屈服强度先增加达到峰值后再降低，最后趋于稳定。