淬火工藝對(duì)FGH95合金組織結(jié)構(gòu)與蠕變性能的影響

田素貴，謝 君，周曉明，錢本江，倫建偉，于麗麗，汪武祥

(1. 沈陽(yáng)工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng) 110023；2. 北京航空材料研究院，北京 100095)

淬火工藝對(duì)FGH95合金組織結(jié)構(gòu)與蠕變性能的影響

田素貴1，謝 君1，周曉明2，錢本江1，倫建偉1，于麗麗1，汪武祥2

(1. 沈陽(yáng)工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng) 110023；2. 北京航空材料研究院，北京 100095)

通過(guò)蠕變曲線測(cè)定及組織形貌觀察，研究固溶及淬火工藝對(duì) FGH95鎳基合金蠕變行為及變形特征的影響。結(jié)果表明：固溶后經(jīng)油浴冷卻的合金的組織結(jié)構(gòu)由不均勻的顆粒及γ′相組成，粗大γ′相在邊界區(qū)域呈不連續(xù)分布，邊界區(qū)域?yàn)棣谩湎嘭毣瘏^(qū)；經(jīng)鹽浴熱處理后合金中無(wú)粗大γ′相，晶粒略微長(zhǎng)大，晶內(nèi)細(xì)小的γ′相彌散分布，粒狀(Ni，Ti)C相沿晶界不連續(xù)析出；在650 ℃和1 034 MPa條件下，經(jīng)鹽浴熱處理后合金的蠕變壽命較長(zhǎng)，測(cè)定出該合金的蠕變激活能為542.07 kJ/mol；固溶后經(jīng)油浴冷卻的合金在蠕變期間的變形機(jī)制是位錯(cuò)發(fā)生雙取向滑移，而固溶后經(jīng)鹽浴冷卻合金在蠕變期間可形成位錯(cuò)纏結(jié)和層錯(cuò)等位錯(cuò)組態(tài)，晶界及晶界處不連續(xù)析出的粒狀碳化物可有效阻礙位錯(cuò)滑移，這是合金具有較高蠕變抗力和較長(zhǎng)蠕變壽命的主要原因。

高溫合金；粉末鎳基合金；FGH95鎳基合金；熱處理；組織結(jié)構(gòu)；蠕變性能

Abstract:The effects of the solution and quenching technics on the microstructure and creep properties of FGH95 nickel-based superalloy were investigated by measurement of creep properties and microstructure observation. The results show that the microstructure of the solution treated alloy cooled by oil bath consists of the inhomogeneous particles and γ′ phase, the relatively thick γ′ phase discontinuously distributes in the boundary region that is poor of fine γ′phase. No coarse γ′ phase is detected in the molten salt cooled alloy in which the grain size increases slightly and the fine γ′ phase dispersively distributes within the grains, and some of the particle-like (Ni, Ti)C phases precipitate discontinuously along the boundaries. Under the conditions of the applied stress of 1 034 MPa and 650 ℃, the molten salt cooled alloy displays a longer creep lifetime, and the creep activation energy of the alloy is measured to be 542.07 kJ/mol.During the creep, the deformed mechanism of the solution treated alloy cooled in oil bath is that the double orientation slipping of the dislocations is activated, the configuration of the dislocation tangles and stacking fault may be formed in the molten salt cooled alloy. Thereinto, the fact that the particles-like carbides are discontinuously precipitated along the boundary may effectively restrain the dislocation slipping, which is the main reason why this alloy possesses relatively good creep resistance and long creep lifetime.

Key words:high-temperature alloy; P/M nickel-based superalloy; FGH95 superalloy; heat treatment; microstructure;creep properties

粉末鎳基合金由于具有晶粒尺寸小、組織均 勻、無(wú)宏觀偏析、合金化程度及屈服強(qiáng)度高等優(yōu)點(diǎn)[1?3], 是制造先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)高溫承力轉(zhuǎn)動(dòng)部件的理想材料，主要用于制造先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)的渦輪盤等熱端承力部件[4?7]。FGH95是一種高合金化的 γ′相沉淀強(qiáng)化型粉末鎳基合金，γ′相的體積分?jǐn)?shù)為50%～55%，由于具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，并在650 ℃下具有較高的抗拉強(qiáng)度，因此得到廣泛應(yīng)用[8?10]。FGH95鎳基粉末合金的制備方法主要包括工藝環(huán)節(jié)：粉末預(yù)處理、熱等靜壓(HIP)和熱處理等，其組織結(jié)構(gòu)由 γ、γ′相和碳化物所組成[11?12]。合金的熱處理包括高溫固溶處理和二次時(shí)效處理，其中，固溶后可采用鹽浴和油冷等不同冷卻方式，且采用不同熱處理制度處理后，合金獲得不同的組織結(jié)構(gòu)與蠕變性能[13?14]，但采用鹽浴和油冷淬火處理對(duì)合金組織結(jié)構(gòu)與蠕變性能的影響研究鮮見(jiàn)報(bào)道。

因此，本文作者將熱等靜壓(HIP)處理的 FGH95鎳基合金高溫固溶處理后，進(jìn)行油冷和鹽浴兩種不同冷卻方式，隨后進(jìn)行兩級(jí)時(shí)效處理。將不同工藝淬火處理合金進(jìn)行不同溫度和應(yīng)力水平下的蠕變性能測(cè)試及組織形貌觀察，研究淬火工藝對(duì)FGH95合金組織結(jié)構(gòu)與蠕變性能的影響規(guī)律，為合金的發(fā)展與應(yīng)用提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

將粒度小于100 μm的FGH95鎳基合金粉末置入不銹鋼包套中，在1 050 ℃保溫4 h進(jìn)行粉末預(yù)處理，隨爐升溫，在1 180 ℃、120 MPa條件下保溫4 h隨爐冷，進(jìn)行熱等靜壓(HIP)處理；之后采用如下兩種工藝進(jìn)行熱處理：1) 將HIP處理的合金隨爐加熱到600 ℃保溫1 h，再升溫到900 ℃保溫1 h，升到1 150 ℃保溫2 h后，迅速轉(zhuǎn)移至120 ℃的油槽中冷卻，15 min后取出，稱為油冷熱處理工藝(工藝A)；2) 將HIP處理后的合金在1 160 ℃保溫1 h進(jìn)行高溫固溶處理，之后迅速將其轉(zhuǎn)移至583 ℃的鹽浴冷卻介質(zhì)中，保溫15 min后取出空冷至室溫，稱為鹽浴熱處理工藝(工藝B)。

經(jīng)以上兩種工藝熱處理后，將合金粉末在870 ℃保溫1 h空冷+650 ℃保溫24 h空冷至室溫，進(jìn)行雙級(jí)時(shí)效處理。FGH95合金粉末的化學(xué)成分如表1所列。

將制備的 FGH95鎳基合金用線切割加工成橫斷面為4.5 mm×2.5 mm，標(biāo)距長(zhǎng)度為20 mm的片狀拉伸蠕變?cè)嚇樱悠分萌?GWT504型高溫持久/蠕變?cè)囼?yàn)機(jī)中，在不同溫度和應(yīng)力條件下，測(cè)定合金的蠕變曲線。采用SEM和TEM觀察經(jīng)不同工藝固溶、淬火處理及蠕變斷裂后合金的組織形貌，并進(jìn)行變形機(jī)理分析。

表1 FGH95合金粉末的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of FGH95 nickel-based alloy powder (mass fraction, %)

2 結(jié)果與討論

2.1 熱處理工藝對(duì)合金蠕變性能的影響

圖1 經(jīng)油冷熱處理后FGH95合金在不同條件下的蠕變曲線Fig.1 Creep curves of oil cooling treated FGH95 alloy under different conditions: (a) At applied stress of 1 034 MPa and various temperatures; (b) At different applied stresses and 650 ℃

將經(jīng)油冷熱處理的 FGH95鎳基合金進(jìn)行不同條件下的蠕變性能測(cè)試，其蠕變曲線如圖1所示。由圖1(a)可以看出：在 630 ℃合金具有較低的應(yīng)變速率和較長(zhǎng)的蠕變壽命，蠕變壽命達(dá) 380 h；隨溫度升高到640 ℃，蠕變壽命縮短到144 h，隨溫度進(jìn)一步提高到650 ℃，合金的蠕變壽命縮短到32 h，而合金在680 ℃時(shí)，其蠕變壽命僅4 h(略去蠕變曲線)，表明合金具有明顯的溫度敏感性。由圖 1(b)可以看出：當(dāng)施加 984 MPa的拉伸應(yīng)力時(shí)，合金具有較短的初始蠕變階段，較長(zhǎng)的穩(wěn)態(tài)蠕變階段，蠕變壽命為260 h；隨施加應(yīng)力提高到1 010 MPa，合金的蠕變壽命為205 h，隨施加應(yīng)力提高到1 034 MPa，合金的蠕變壽命大幅度縮短，這表明當(dāng)施加應(yīng)力大于1 010 MPa時(shí)，合金具有極強(qiáng)的施加應(yīng)力敏感性。

經(jīng)鹽浴處理的合金在不同條件下測(cè)定的蠕變曲線如圖2所示。其中合金在不同溫度施加1 034 MPa條件下的蠕變曲線如圖 2(a)所示。由圖 2(a)可以看出，在650 ℃，合金具有較低的應(yīng)變速率和較長(zhǎng)的蠕變壽命，蠕變壽命達(dá)72 h；隨溫度升高到660和670 ℃，合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率提高，蠕變壽命分別縮短到25和13 h，表明合金具有明顯的施加溫度敏感性。由圖2(b)可知，當(dāng)施加1 020 MPa拉伸應(yīng)力時(shí)，合金具有較短的初始蠕變階段，較長(zhǎng)的穩(wěn)態(tài)蠕變階段，蠕變壽命為92 h；隨施加應(yīng)力提高到1 034和1 050 MPa，合金的應(yīng)變速率提高，蠕變壽命分別為 72和60 h，降低幅度較小，這表明在試驗(yàn)溫度與應(yīng)力范圍內(nèi)，該合金對(duì)施加應(yīng)力無(wú)明顯敏感性。

圖2 鹽浴處理的合金在不同條件下的蠕變曲線Fig.2 Creep curves of salt cooling treated alloy under different conditions: (a) At applied stress of 1 034 MPa and various temperatures; (b) At different applied stresses and 650 ℃

在試驗(yàn)溫度和應(yīng)力范圍內(nèi)，兩種工藝處理合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率與溫度、施加應(yīng)力之間的關(guān)系如圖3所示。其中，應(yīng)變速率與溫度的線性關(guān)系如圖 3(a)所示，由此計(jì)算出油冷和鹽浴處理合金在不同溫度區(qū)間的蠕變激活能分別如下：QA=381.1 kJ/mol，QB=542.1 kJ/mol。不同工藝處理合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率與施加應(yīng)力的關(guān)系如圖3(b)所示，由此可求出兩工藝處理合金在試驗(yàn)條件下的應(yīng)力指數(shù)分別如下：nA=17.9，nB=14.8。其值列于表2。與油冷處理合金相比，鹽浴處理合金具有較高的蠕變激活能，這表明經(jīng)鹽浴處理合金具有較好的蠕變抗力。

圖3 不同工藝處理的合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率與施加溫度和應(yīng)力之間的關(guān)系Fig.3 Relationships between strain rates and temperatures for alloys treated by different technics: (a) Curves of strain rate vs temperature; (b) Curves of strain rate vs stress

表 2 不同工藝處理的合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的蠕變激活能和應(yīng)力指數(shù)Table 2 Activation energies and stress exponents of alloy during steady-state creep under different conditions

在650 ℃、1 034 MPa條件下，不同工藝淬火處理的合金的蠕變曲線如圖4所示。由圖4可以看出，經(jīng)鹽浴處理的合金具有較低的應(yīng)變速率及較長(zhǎng)的蠕變壽命，因而可以認(rèn)為，合金經(jīng)鹽浴熱處理的具有較好的蠕變抗力。

圖4 在650 ℃、1 034 MPa條件下經(jīng)不同工藝淬火處理合金的蠕變曲線Fig.4 Creep curves of alloy treated by different quenching technics at applied stress of 1 034 MPa and 650 ℃

2.2 熱處理對(duì)合金組織形貌的影響

經(jīng)1 050 ℃預(yù)處理及1 180 ℃熱等靜壓處理(HIP)后，F(xiàn)GH95合金的組織形貌如圖5所示。由圖5可以看出，合金經(jīng)燒結(jié)及HIP處理后，晶粒呈不規(guī)則形狀，尺寸約為20～40 μm，在類球狀顆粒之間的暗色區(qū)域?yàn)榉勰╊w粒燒結(jié)后形成的邊界(PPB)，在邊界區(qū)域存在較大的顆粒相，稱為一次γ′相，呈不均勻分布，如圖5(a)所示；顆粒內(nèi)為彌散析出的細(xì)小γ′相，稱為二次γ′相，在顆粒邊界區(qū)域的大顆粒 γ′相周圍無(wú)細(xì)小 γ′相，為 γ′相貧化區(qū)，如圖5(b)所示。

合金經(jīng)油冷熱處理及兩級(jí)時(shí)效處理后的組織形貌如圖6(a)所示。由圖6(a)可以看出，合金由不同尺寸的顆粒相互連接所組成，顆粒形狀清晰可見(jiàn)，在顆粒內(nèi)有彌散析出的細(xì)小 γ′相，并規(guī)則排列，如圖6(a)中箭頭所示，其中，顆粒的尺寸較不均勻，個(gè)別顆粒略有長(zhǎng)大，較大的顆粒尺寸約為40～60 μm，較小的顆粒尺寸約為20 μm，顆粒之間仍存在連接區(qū)，連接區(qū)域較粗大粒狀 γ′相呈串狀不連續(xù)分布，并在局部區(qū)域粗大 γ′相聚集一起；由于形成較粗大 γ′相后，消耗了較多元素Al等γ′相元素，故粗大γ′相周圍無(wú)細(xì)小γ′相析出，為γ′相貧化區(qū)。

圖5 合金經(jīng)熱等靜壓處理后的組織形貌Fig.5 Morphologies of alloy after being treated by HIP:(a) Distribution features of particles; (b) Fine γ′ phase within particles, thick γ′ phase in boundaries regions

合金經(jīng)鹽浴及兩級(jí)時(shí)效熱處理后的組織形貌如圖6(b)所示。由圖 6(b)可以看出，由于固溶溫度較高，原在顆粒邊界區(qū)域較粗大的 γ′相已經(jīng)溶解，其晶粒尺寸的不均勻程度增加，較小的晶粒尺寸約為8～10 μm，較大的晶粒尺寸約為40～60 μm，晶界已經(jīng)平直化，并有白色顆粒相在晶界及晶內(nèi)彌散析出(見(jiàn)圖6(b))。

圖7(a)所示為合金中彌散析出的粒狀相TEM像。能譜成分分析表明，該粒狀相富含Nb、Ni和C，根據(jù)該相的衍射斑點(diǎn)及指數(shù)標(biāo)注(見(jiàn)圖7(b))，可鑒定出該粒狀相為(Ni，Ti)C型碳化物。該類細(xì)小碳(硼)化合物不連續(xù)析出呈類環(huán)狀，所圍繞的環(huán)形直徑約為20～25 μm(見(jiàn)圖6(b)中箭頭所指)，其碳化物顆粒圍繞的環(huán)狀直徑與原始粉末的粒子直徑相同。

圖6 合金經(jīng)不同工藝淬火處理后的組織形貌Fig.6 Morphologies of alloy treated by different technics:(a) Oil cooling treated; (b) Salt cooling treated

圖7 經(jīng)鹽浴及時(shí)效處理后合金中粒狀碳化物的形貌及SAD譜Fig.7 Morphology (a) and SAD patterns (b) of carbide phases of solution treated alloy cooled by molten salt

2.3 蠕變期間的變形特征

經(jīng)油冷處理的合金在650 ℃、984 MPa條件下蠕變260 h斷裂后，合金中晶內(nèi)彌散分布的細(xì)小γ′相形貌如圖8(a)所示。由圖8(a)可以看出，γ′相呈球狀，尺寸約為0.1～0.2 μm，由于γ′相細(xì)小且彌散分布，故可有效提高合金的蠕變抗力。在蠕變期間合金的變形特征是位錯(cuò)滑移，在晶內(nèi)出現(xiàn)位錯(cuò)雙取向滑移的微觀變形特征如圖8(b)所示，其中位錯(cuò)的主要滑移方向如圖8(b)中箭頭所示，在近水平方向的變形位錯(cuò)主要以位錯(cuò)纏結(jié)的形式存在，而近垂直取向，則以位錯(cuò)束的形式存在，并有多組位錯(cuò)束沿固定取向滑移；蠕變位錯(cuò)滑移遇晶界受阻時(shí)的形貌(見(jiàn)圖 8(c)中箭頭)。在 670℃、1 034 MPa條件下，鹽浴處理合金蠕變72 h斷裂后的微觀組織形貌如圖9所示。由圖9可知，粒狀碳化物沿晶界不連續(xù)析出，晶界呈現(xiàn)凹凸不平特征、并呈現(xiàn)出等傾條紋的形貌(見(jiàn)圖 9(a)中箭頭)。晶界左側(cè)為無(wú)位錯(cuò)區(qū)，晶界的右側(cè)存在較多位錯(cuò)，并有粒狀碳化物沿晶界不連續(xù)析出，其形貌如圖9(b)中箭頭所示。對(duì)晶界左、右兩側(cè)有/無(wú)位錯(cuò)的理論分析認(rèn)為，在蠕變期間位錯(cuò)滑移主要發(fā)生在晶界的右側(cè)晶粒內(nèi)，當(dāng)蠕變位錯(cuò)滑移至晶界處受阻，使其在近晶界區(qū)域塞積(見(jiàn)圖9(b))，這表明晶界及晶界碳化物可有效阻礙位錯(cuò)的滑移，提高合金的蠕變抗力。

在局部區(qū)域，晶內(nèi)出現(xiàn)位錯(cuò)雙取向滑移的微觀特征如圖9(c)所示，圖中下部箭頭所示為合金的晶界。基體中出現(xiàn)位錯(cuò)雙取向滑移的方向上部箭頭所示(見(jiàn)圖 9(c))，箭頭方向指向左側(cè)的位錯(cuò)以纏結(jié)的形式存在，指向右側(cè)的箭頭表現(xiàn)出層錯(cuò)襯度，其中，形成的層錯(cuò)為〈110〉超位錯(cuò)分解成兩個(gè)(1/3)〈112〉超肖克萊不全位錯(cuò)所致，并在兩個(gè)不全位錯(cuò)之間顯示層錯(cuò)襯度[15]，這種不全位錯(cuò)+層錯(cuò)的組態(tài)，可抑制位錯(cuò)的交滑移，因而可提高合金的抗蠕變能力。

圖8 在650 ℃、984 MPa條件下油冷處理的合金蠕變260 h斷裂后的微觀組織形貌Fig.8 Microstructures of oil cooling treated alloy crept for 260 h to fracture at applied stress of 980 MPa and 650℃: (a) Fine γ′phase precipitated dispersedly within grains; (b) Double orientations slipping of dislocation as marked by arrows; (c) Dislocations slipping stopped on boundary

圖9 在670 ℃、1 034 MPa條件下鹽浴處理的合金蠕變72 h 斷裂后的微觀組織Fig.9 Microstructures of salt cooling treated alloy crept for 72 h to fracture at applied stress of 1 034 MPa and 650 ℃: (a) Carbide precipitates along grain boundary; (b) Dislocation tangles pile up near boundaries regions; (c) Stacking fault and dislocations within grain

3 結(jié)論

1) 合金經(jīng)熱等靜壓處理后組織致密，顆粒尺寸均勻，細(xì)小 γ′相在顆粒內(nèi)彌散分布，并有粗大 γ′相沿顆粒邊界不連續(xù)分布；固溶后經(jīng)油冷處理，合金由尺寸不均勻的顆粒組成，在顆粒邊界有較粗大的 γ′相不連續(xù)分布，其周圍為 γ′相貧化區(qū)；固溶后經(jīng)鹽浴處理，合金中無(wú)較大尺寸的γ′相，晶粒尺寸不均勻程度增加，在晶內(nèi)為彌散分布細(xì)小的 γ′相，并有粒狀碳化物沿晶界不連續(xù)析出。

2) 在實(shí)驗(yàn)的溫度和應(yīng)力范圍內(nèi)，經(jīng)鹽浴處理的合金有較長(zhǎng)的蠕變壽命，測(cè)定出經(jīng)油冷和鹽浴處理的合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的蠕變激活能分別為381.1和542.1 kJ/mol。

3) 油冷處理的合金在蠕變期間的變形機(jī)制是位錯(cuò)在基體中發(fā)生雙取向滑移；鹽浴處理的合金在蠕變期間可形成位錯(cuò)纏結(jié)和層錯(cuò)等位錯(cuò)組態(tài)，其中晶界及晶界處不連續(xù)析出的粒狀碳化物可有效阻礙位錯(cuò)滑移是 使合金具有較高蠕變抗力和較長(zhǎng)蠕變壽命的主要原因。

REFERENCES

[1] 汪武祥, 毛 健, 呼 和, 龔章漢, 楊萬(wàn)宏, 鄒金文. 熱等靜壓FGH95粉末渦輪盤[J]. 材料工程, 1999, 12: 39?43.WNAG Wu-xiang, MAO Jian, HU He, GONG Zhang-han,YANG Wan-hong, ZOU Jin-wen. As-HIP FGH95 powder metallurgy superalloy turbine disks[J]. Journal of Materials Engineering, 1999, 12: 39?43.

[2] 劉東明, 張 瑩, 劉培英, 張義文. FGH95 粉末高溫合金原始顆粒邊界及其對(duì)性能的影響[J]. 粉末冶金工業(yè), 2006, 16(3):1?5.LIU Dong-ming, ZHANG Ying, LIU Pei-ying, ZHANG Yi-wen.Study on the PPB defect of P/M superalloy FGH95[J]. Powder Metallurgy Industry, 2006, 16(3): 1?5.

[3] PARK N K, KIM I S. Hot forging of nickel-base superalloy[J].Journal of Materials Processing Technology, 2001, 111(2):98?102.

[4] LU Z Z, LIU C L, YUE Z F. Probabilistic safe analysis of the working life of a powder metallurgical turbine disc[J]. Mater Sci Eng A, 2005, 395: 153?159.

[5] 張義文, 楊士仲, 李 力, 李世魁, 張 瑩, 張鳳戈, 國(guó)為民,馮 滌. 我國(guó)粉末高溫合金的研究現(xiàn)狀[J]. 材料導(dǎo)報(bào), 2002,16(5): 1?4.ZHANG Yi-wen, YANG Shi-zhong, LI Li, LI Shi-kui, ZHANG Ying, ZHANG Feng-ge, GUO Wei-ming, FENG Di. Current status of research on PM superalloy in China[J]. Materials Review, 2002, 16(5): 1?4.

[6] 胡本芙, 尹法章, 賈成廠, 金開生, 李慧英. 熱處理工藝對(duì)熱擠壓變形粉末高溫合金FGH95組織與性能的影響[J]. 北京科技大學(xué)學(xué)報(bào), 2006, 28(12): 1121?1125.HU Ben-fu, YI Fa-zhang, JIA Cheng-chang, JIN Kai-sheng, LI Hui-ying. Effect of heat treatment processing on the microstructure and properties of hot extrusion-deformed FGH95 alloy[J]. Journal of University of Science and Technology Beijing, 2006, 28(12): 1121?1125.

[7] 鄒金文, 汪武祥. 粉末高溫合金研究進(jìn)展與應(yīng)用[J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2006, 26(3): 244?249.ZOU Jin-wen, WANG Wu-xiang. Development and application of P/M superalloy[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2006,26(3): 244?249.

[8] SHYAM A, PADULA S A, MARRAS S I, MILLIGAN W W.Fatigue-crack-propagation thresholds in a nickel-base superalloy at high frequencies and temperatures[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2002, 33: 1948?1962.

[9] 胡本芙, 陳煥銘, 金開生, 李慧英. FGH95高溫合金的靜態(tài)再結(jié)晶機(jī)制[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2004, 14(6): 901?906.HU Ben-fu, CHEN Huan-ming, JIN Kai-sheng, LI Hui-ying.Static recrystallization mechanism of FGH95 superalloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2004,14(6): 901?906.

[10] RAMAKRISHNAN R I, HOWSON T E. Modeling the heat treatment of superalloys[J]. Journal of Materials Science, 1992,(6): 29?32.

[11] 國(guó)為民, 陳淦生. 直接HIP成形FGH95合金組織和性能的研究[J]. 材料科學(xué)與工藝, 2000, 8(1): 68?73.GUO Wei-ming, CHEN Gan-sheng. Texture and properties of FGH95 with direct HIP[J]. Materials Science and Technology,2000, 8(1): 68?73.

[12] 胡本芙, 陳煥銘, 宋 鐸, 李慧英. 預(yù)熱處理對(duì)FGH95高溫合金粉末中碳化物的影響[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2003, 39(5): 470?450.HU Ben-fu, CHEN Huan-ming, SONG Duo, LI Hui-ying. The effect of pre-heating on carbide precipitates in FGH95 superalloy powders prepared by PREP[J]. Acta Metallrugica Sinica, 2003,39(5): 470?450.

[13] 周建波, 董建新, 徐志超. 熱處理工藝對(duì) FGH95合金渦輪盤組織和性能的影響[J]. 金屬熱處理, 2002, 27(6): 30?32.ZHOU Jian-bo, DONG Jian-xin, XU Zhi-chao. Effect of process on microstructure and properties of super-alloy FGH95 turbine disk[J]. Heat Treatment of Metals, 2002, 27(6): 30?32.

[14] KLEPSER C A. Effect of continuous cooling rate on the precipitation of gamma prime in nickel-based superalloys[J].Scripta Metallurgica, 1995, 33(4): 589?596.

[15] TIAN Sui-gui, YU Xing-fu, YANG Jian-hong, ZHAO Nai-ren,XU Yong-bo, HU Zhuang-qi. Deformation features of a nickel-base superalloy single crystal during compress creep[J].Mater Sci Eng A, 2004, 379: 141?147.

(編輯 龍懷中)

Effects of quenching technics on microstructure and creep properties of FGH95 superalloy

TIAN Su-gui1, XIE Jun1, ZHOU Xiao-ming2, QIAN Ben-jiang1, LUN Jian-wei1, YU Li-li1, WANG Wu-xiang2
(1. School of Materials Science and Engineering, Shenyang University of Technology, Shenyang 110023, China;2. Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China)

A

1004-0609(2010)05-0852-07

2009-05-21；

2009-09-28

田素貴，教授，博士；電話：024-25494089；E-mail：tiansugui2003@163.com