摘?要：為充沛發(fā)掘堆積強(qiáng)化型鎳基高溫合金CH4202管材功用，以滿足我國航天新式發(fā)動(dòng)機(jī)的要求，研討了固溶處理溫度對(duì)合金組織及拉伸功用的影響規(guī)則.結(jié)果表明，在1050~1075℃范圍固溶處理后合金晶粒度無明顯改動(dòng)，當(dāng)固溶溫度升至1100℃時(shí)，合金部分出現(xiàn)反常晶粒長大，當(dāng)固溶溫度抵達(dá)1150℃時(shí)，合金

晶粒均勻長大.隨固溶溫度升高，合金晶界硼、碳化物數(shù)量明顯減少，由鏈狀向孤立的顆粒狀改動(dòng).隨固溶溫度升高，GH4202合金室溫及高溫拉伸強(qiáng)度均呈下降趨勢，特別以屈服強(qiáng)度下降高低最為明顯.合金的室溫面縮率隨固溶溫度升高而下降，且下降高低較大，但室溫開裂延伸率改動(dòng)并不明顯；700℃下合金的斷面縮短率與開裂延伸率隨固溶溫度的改動(dòng)均表現(xiàn)為先升高后下降的趨勢.1110℃保溫30min后水冷， 此刻合金晶粒度為5.0級(jí)、晶界碳化物呈纖細(xì)鏈狀， 晶內(nèi)堆積強(qiáng)化y相彌散分出，可確保合金具有優(yōu)異的室溫及高溫力學(xué)功用、GH4202合金最佳固溶處理工藝為

隨著航天工業(yè)對(duì)推進(jìn)器推力和環(huán)保的要求不斷提高11-31，我國引進(jìn)并開發(fā)了120t大推力液氧火油補(bǔ)燃火箭發(fā)動(dòng)機(jī)技術(shù)(6.為減重抵達(dá)增大推比，一同確保安全，將發(fā)動(dòng)機(jī)所原用的10mm厚焊接燃?xì)鈱?dǎo)管改換成可以承受30MPa壓強(qiáng)， 工作溫度掩蓋-187~400℃的無縫管材.一同，為防止富氧條件下的金屬燃燒問題，大推力液氧火油補(bǔ)燃火箭發(fā)動(dòng)機(jī)的燃?xì)鈱?dǎo)管，選材定為鎳基堆積強(qiáng)化型GH4202合金無縫管”.這是由于CH4202具有出色的鑄造、鑄造和焊接功用，其無縫燃?xì)鈱?dǎo)管可以確保發(fā)動(dòng)機(jī)推力的要求.

由于我國高溫合金無縫管材的研發(fā)與生產(chǎn)，首要以不含或含少數(shù)Al、Ti等強(qiáng)化元素的固溶強(qiáng)化型合金為主，因此在大型揉捏制備鎳基時(shí)效強(qiáng)化型合金管材范疇，尚缺少有關(guān)成形才能、熱處理工藝及組織控制的相關(guān)深人研討19-11).迄今為止，CH4202合金無縫管材的制備，均選用管坯機(jī)械鉆孔而成，其成材率低、產(chǎn)品批量小、固溶熱處理優(yōu)化溫度區(qū)間波動(dòng)明顯等問題，成為困擾發(fā)動(dòng)機(jī)研發(fā)的瓶頸[7-8.GH4202合金系y相強(qiáng)化的鎳基變形高溫合金，其他分出相包含M，B，型硼

化物和MC、M，C。碳化物等，用于液氧火油火箭發(fā)動(dòng)機(jī)無縫管材，需求材料具有優(yōu)異的室溫及高溫力學(xué)功用112-15].為此，需求經(jīng)過調(diào)整材料的固溶處理工藝，合理控制合金的晶粒度及第二相，以優(yōu)化合金強(qiáng)耐性，滿足航天新式發(fā)動(dòng)機(jī)部件運(yùn)用需求.本文以GH4202合金為研討方針，探討了固溶處理溫度對(duì)合金組織及室溫、高溫拉伸功用的影響規(guī)則和機(jī)制，為液氧火油火箭發(fā)動(dòng)機(jī)用GH4202合金管材的制品組織控制供給依據(jù).

1 實(shí)驗(yàn)材料和研討方法

研討用GH 4202合金選用真空感應(yīng)VIM+真空自耗VAR真空雙聯(lián)鍛煉， 經(jīng)均勻化處理、開坯、鑄構(gòu)成p210mm棒材，再經(jīng)熱軋后成直徑20mm棒材.合金首要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為C0.08，Cr18.50，Mo4.52，W4.37，Ti2.45，Al1.36，Mn0.34，Si0.51，S0.01，P0.01，F(xiàn)e3.82，B0.01，Ce0.01，Ni余量.合金經(jīng)

標(biāo)準(zhǔn)熱處理后初始晶粒度8.0級(jí)(均勻晶粒標(biāo)準(zhǔn)為22pm，圖1)，組織為y相基體上均勻分布的y相，晶界上的M，C。型碳化物呈鏈狀分布，晶內(nèi)y相呈球狀，分出總量約占23%a.

將合金分別在1050、1075、1100和1150℃進(jìn)行30min的固溶處理， 以承認(rèn)最佳固溶溫度.每一固溶原則施行后，均選用水冷，并進(jìn)行850C、5h(空冷)的時(shí)效處理.參照GB/T228-2015《金屬材料拉伸實(shí)驗(yàn)》標(biāo)準(zhǔn)， 在MTS 810材料實(shí)驗(yàn)機(jī)上對(duì)合金進(jìn)行室溫及700℃高溫拉伸功用檢驗(yàn)，初始應(yīng)變速率為10-/s.

運(yùn)用OLYMPUS GX 71型金相顯微鏡(OM) 、JSM-6480LV型與JEOL JSM-7800F型掃描電鏡(SEM) 和JX A-8530型電子探針(EPMA) 分別對(duì)不同狀態(tài)下的合金進(jìn)行顯微組織調(diào)查與剖析.

2 結(jié)果與評(píng)論

2.1 固溶溫度對(duì)GH4202合金組織的影響固溶溫度對(duì)GH4202合金晶粒組織的影響如圖2所示.可見，1050~1075℃固溶處理后合金晶粒度無明顯改動(dòng)，仍為8.0級(jí)；當(dāng)固溶溫度升高至1100℃時(shí)，合金部分出現(xiàn)反常晶粒長大，單個(gè)晶粒抵達(dá)2.0級(jí)；當(dāng)固溶溫度升高至1150℃時(shí)，合金晶粒均勻長大，晶粒度為2.5級(jí).鑒于產(chǎn)品標(biāo)準(zhǔn)要求GH4202合金管材的晶粒度為3.0級(jí)以上，終究固溶溫度應(yīng)低于1150℃.

GH4202合金的首要強(qiáng)化相y相的全溶溫度約為960℃至1014℃(隨Al+Ti含量添加而略升高).在本研討的固溶溫度范圍內(nèi)，GH4202合金的y相均可完全回溶.由于合金固溶后采納水冷，冷卻過程中簡直無y相分出.圖1(c)所示為GH4202合金時(shí)效處理后的典型y相描畫，均勻標(biāo)準(zhǔn)為39.6nm.經(jīng)過對(duì)不同固溶處理溫度下y相的描畫、標(biāo)準(zhǔn)和含量定量剖析，發(fā)現(xiàn)此溫度范圍內(nèi)合金y相的描畫、含量及標(biāo)準(zhǔn)均無明細(xì)改動(dòng).

圖3所示為不同固溶溫度下GH4202合金晶界分出特征.可見，固溶處理后晶界上分布有鏈狀的分出相， 其均勻標(biāo)準(zhǔn)約為0.35um.經(jīng)EPMA剖析(圖4)可知，合金背散射照片中襯度較亮的為富重金屬元素Mo、W的M，B，型硼化物”，而在

晶界呈鏈狀分布的為富Cr的M，C。型碳化物，且兩者分出方位底子相同，呈共生特性.隨固溶溫度升高，合金晶界處硼、碳化物數(shù)量明顯減少，由鏈狀向孤立的顆粒狀改動(dòng)(圖3b).固溶溫度升高至1100℃時(shí)，該趨勢更加明顯(圖3c)，而且此刻晶界上的鏈狀碳化物與硼化物均出現(xiàn)部分回溶，未回溶的顆粒狀硼化物逐漸粗化，顆粒均勻標(biāo)準(zhǔn)約為1.25um.由于部分晶界第二相的大量回溶，釘扎晶界的作用削弱，固溶處理后合金晶粒發(fā)生不均勻的長大當(dāng)固溶溫度升高至1150℃后，GH4202合金原始細(xì)晶晶界上的硼、碳化物底子回溶(溫度超過了M，B，與M，，C。的完全回溶溫度)，一同高溫下晶界搬家速度添加，晶粒發(fā)生快速長大..

2.2 固溶溫度對(duì)GH4202合金拉伸功用的影響固溶溫度對(duì)GH4202合金室溫及高溫拉伸功用的影響如圖5所示.可見，隨固溶溫度升高，合金室溫拉伸強(qiáng)度與高溫拉伸強(qiáng)度均呈下降趨勢，特別以屈服強(qiáng)度下降明顯(最大下降高低近20%).合金的室溫面縮率隨固溶溫度升高而下降，且最大下降高低近30%，但室溫開裂延伸率

改動(dòng)并不明顯；700℃拉伸塑性在1075℃出現(xiàn)峰值，面縮率與延伸率隨固溶溫度的改動(dòng)趨勢附近，當(dāng)固溶溫度為1150℃時(shí)延伸率低至20%以下.

2.3 固溶溫度對(duì)GH4202合金拉伸開裂行為的影響

圖6所示為CH4202合金經(jīng)1050℃和1150℃固溶處理后的室溫拉伸斷口描畫.可見

室溫拉伸斷口呈明顯的杯錐狀.1050℃固溶合金表現(xiàn)出出色的耐性開裂特征，開裂方法為韌窩與二次裂紋混合開裂，斷口纖維區(qū)可見微孔集合型的韌窩狀描畫.而當(dāng)固溶溫度為1150℃時(shí)，合金開裂以沿晶開裂為主，由低倍描畫可見斷口出現(xiàn)冰糖狀描畫(圖6d、e).隨固溶溫度的升高CH4202合金的共生分出相M，B，與M，C，逐漸回溶、晶粒標(biāo)準(zhǔn)逐漸增大(由8.0級(jí)粗化至2.5級(jí))，晶界分出相描畫由鏈狀逐漸向不接連的顆粒狀改動(dòng)，在1100℃至1150℃間悉數(shù)回溶，1150℃固溶冷卻過程中會(huì)在晶界處再次分出.合金組織的改動(dòng)必定對(duì)其功用發(fā)生影響，提高固溶溫度致使合金拉伸強(qiáng)度和塑性下降，其首要原因在于晶粒粗化和晶界存在

二次分出的鏈狀M，C。

圖7為固溶溫度對(duì)GH4202合金700℃拉伸斷口描畫的影響.可見，GH4202合金的高溫拉伸斷口首要為穿晶開裂，與室溫拉伸斷口相比高溫拉伸斷口高低較低.

堆積強(qiáng)化型變形高溫合金固溶處理的意圖在于：(1)溶解或底子溶解首要強(qiáng)化相，如y相、MC碳化物等，一同溶解晶界上合理分布的M，C、M，B，相等，為后續(xù)時(shí)效分出均勻纖細(xì)且彌散分布的強(qiáng)化相做組織預(yù)備；(2)經(jīng)過固溶處理取得均勻而合適的晶粒度，滿足不同用處和執(zhí)役工況條件下運(yùn)用要求.GH4202合金的初始晶粒晶界上分出鏈狀的硼、碳化物，為富Cr、Mo的M，C，、M，B，共生相(碳化物為主，這是由于GH4202合金的Cr含量較高，易構(gòu)成M，C。)，而首要強(qiáng)化相y相的全溶溫度明顯低于固溶溫度，因此固溶處理工藝的關(guān)鍵在于怎樣控制M，，C。相的回溶與分出.

1050℃固溶處理后，合金仍堅(jiān)持細(xì)晶組織，晶界上的鏈狀硼、碳化物具有克制晶粒長大的作用； 1100℃固溶處理30min后合金部分出現(xiàn)Mg，C。相回溶，導(dǎo)致晶粒出現(xiàn)不均勻長大.一方面，晶界過量的富Cr的M，C，相分出，必然構(gòu)成

晶界附近貧Cr，不利于增強(qiáng)合金的抗晶間腐蝕功用；另一方面，不均勻的M，C，相回溶會(huì)造制品粒的不均勻長大.因此，固溶處理工藝的關(guān)鍵在于合理地控制M，C，相.此外，GH4202制品管材需求考慮壓扁檢驗(yàn)實(shí)驗(yàn)和晶界腐蝕實(shí)驗(yàn)的要求，晶粒度4.0級(jí)狀態(tài)下材料的上述工藝功用更佳1-7.為此，概括考慮合金的強(qiáng)耐性與工藝功用，承認(rèn)1110℃為CH4202合金合適的固溶處理溫度.此溫度固溶

處理后合金晶粒度均勻適中，可控制為4.0至5.0級(jí)， 晶界上分出鏈狀纖細(xì)的MgC， 相， 品內(nèi)彌散分出堆積強(qiáng)化相y'相，可以確保合金具有優(yōu)異的力學(xué)功用.

3 結(jié) 論

(1)1050~1075℃固溶處理后，GH4202合金晶粒度改動(dòng)不明顯，當(dāng)溫度抵達(dá)1150℃時(shí)，晶粒均勻長大.固溶溫度對(duì)合金中y相的描畫、含量及標(biāo)準(zhǔn)均無明顯影響.合金晶界硼、碳化物數(shù)量隨固溶溫度升高明顯減少，由鏈狀向孤立的顆粒

狀改動(dòng).溫度升至1100℃時(shí)，晶界上的鏈狀碳、硼化物均出現(xiàn)部分回溶，未回溶的顆粒狀硼化物逐漸粗化；1150℃時(shí)原始細(xì)品晶界上的硼、碳化物底子回溶，晶界搬家速度添加、晶粒快速長大.

(2)隨固溶溫度升高，CH4202合金室溫及高溫拉伸強(qiáng)度均呈下降趨勢，特別屈服強(qiáng)度最大下降高低近20%.合金的室溫面縮率隨固溶溫度升高而下降，最大下降高低近30%，但室溫開裂延伸率改動(dòng)并不明顯：700℃下合金的斷面縮短率與開裂延伸率均隨固溶溫度的升高而先升高后下降.

(3)GH4202合金合適的固溶處理工藝為

1110℃保溫30min后水冷， 該工藝下合金的晶粒度控制為4.0至5.0級(jí)， MgC， 呈纖細(xì)鏈狀坐落晶界，晶內(nèi)彌散分出y相，可以確保合金具有優(yōu)異的室溫及高溫力學(xué)功用.