2.1 GH3625合金热挤压管材的显微组织

GH3625热挤压管材的显微组织见图1。可以看出，坯料在热挤压变形后的组织为细小、均匀、等轴的再结晶组织，晶界上只存在少量的NbC一次碳化物。平均晶粒尺寸为37.5μm(晶粒等级为6.3)。组织中存在大量的孪晶，说明在热挤压过程中，塑性变形方式主要有滑移和孪生。由于挤压比(6.06)较大，使得在热挤压过程中产生了较大的切应力。孪生是一个纯切变过程，通常出现于滑移受阻而引起的应力集中，孪生所需的切应力比滑移大得多。这种孪晶通过机械变形而产生，呈透镜状或者片状，属于变形孪晶或机械孪晶，具有强化合金的作用。

2.2 GH3625合金的时效组织

图2为GH3625合金在720 ℃不同时间时效后的组织变化。可以看出，时效处理后合金组织仍为均匀的等轴晶，晶内及晶界处均有相析出，随着时效时间的延长，晶界处的析出相越来越密集。由图2中的晶粒放大图可以明显地看到，时效后，晶界处析出新的碳化物，且聚集长大为块状，晶界处还析出了由晶界向晶内延伸的针状δ相和圆盘状的y"相。晶内分布很少的碳化物、针状δ相及γ"相。γ"相是GH3625合金的主要时效析出相，其主要成分为Ni₃(Nb,Mo),是有序体心立方结构(DO₂₂)的亚稳态相，起沉淀强化作用。δ相是正交结构的稳定相(DO。),与基体不共格[10],使合金性能降低。随着时效时间的延长，针状δ相沿长度方向明显聚集长大且密度增大，覆盖了整个晶界。对针状δ相进行EDS分析，测得该相的主要成分(质量分数，下同):Ni为43.3%,Nb为19.7%,Mo为6.6%。Ni和Nb的摩尔比为3:1,可知针状δ相表示为Ni₃(Nb,Mo)。

图3为GH3625合金不同时效时间处理后的平均晶粒尺寸和T-T-T曲线。从图3a可以看出，时效处理后，组织中的等轴晶粒明显长大，时效5000 h后，平均晶粒尺寸为57.7μm(晶粒等级5.0),较挤压态增大了72.5%,与时效3000 h相比，晶粒尺寸只增大了3.8%,这是因为晶界处的析出δ相对晶界的滑移起到钉扎作用，有效地控制了晶粒尺寸[11]。可以看出，在720℃下，随着时效时间的延长，γ基体中析出M₂₃C₆、γ"相和δ相[12]。因此，时效处理时，原始组织中的NbC转变为具有复杂面心立方结构的M23C₆,主要成分：Ni为33.5%,C为41.6%,Cr为13.0%,Fe为2.2%,Mo为4.5%,Nb为1.7%。圆盘状的γ"相在时效一定时间后以一定的生长方向从晶内析出，随着时效过程的进行，γ"相与γ基体失去共格而析出，产生较大的晶格畸变，出现新的原子堆垛结构，形成δ相，γ"相与γ基体间的共格畸变是y"相转化为δ相的主要驱动力[13]。完成形核的δ相沿着阻力最小的方向不断长大，大多数的γ"相被δ相所取代，同时从基体中析出新的δ相，使得δ相含量不断增加。

2.3 时效态GH3625合金的力学性能

图4 720 ℃时长期时效对GH3625合金强度、硬度的影响。可以看出，时效处理后合金的强度、硬度均提高。抗拉强度和屈服强度分别为938 MPa和485MPa,当时效时间为5000h时，抗拉强度和屈服强度分别为1047 MPa和717 MPa,增幅分别为11.6%和47.8%。可见，屈服强度的提高较抗拉强度更明显。由图4还可发现，随着时效时间延长，合金的伸长率显著下降，热挤压态的伸长率为40.4%,时效处理5000 h后，伸长率下降了58.3%。而硬度(HV)达到337,较热挤压态提高了15.4%。此外，强度和硬度随着时效时间的延长，提高幅度微小，尤其是时效3000 h增至5000 h,抗拉强度和硬度(HV)分别只提高了0.96%和1.2%,而在时效1000h时，分别提高了6.72%和7.20%。

图5为GH3625合金拉伸试样断口扫描。由图5a看出，挤压态合金微观断口中存在纤维区和剪切唇区，在纤维区有少量分布不均匀的韧窝。时效处理后合金的拉伸断面垂直于拉伸轴，断面比较平坦，呈颗粒状，棱线分布表明断裂源大致在断口边缘，时效后，在晶界析出M₂3C₆,同时y"相向晶内延伸长大并转变为δ相，使得晶界强度下降，裂纹易首先在晶界处产生，整个断面以韧性沿晶断裂为主，界面上存在大量的浅韧窝和沿晶二次裂纹，剪唇区存在浅而细长的韧窝带，随着时效时间的延长，这种浅韧窝及韧窝带减少，断裂模式从塑性断裂转变为脆性断裂，表现为合金塑性的下降。可见，时效时析出的针状δ相易成为裂纹扩展的路径[14]。

GH3625合金的强度和硬度随时效时间的变化与组织结构变化紧密相关[15]。强度和硬度提高是由于y"相的析出，γ"相与γ之间的点阵错配度大，y"/y界面的共格应力可产生显著的强化作用，使得强度和硬度升高[16]。而时效5000h后强度和硬度变化不大是由于y"相的粗化和γ"→δ相的综合作用引起的，y"相尺寸增大和体积分数减少，使得合金的强化效果减弱。γ"相对屈服强度的强化大于抗拉强度，时效1000 h后，γ"相沿长度方向长大且密度增大，因而屈服强度增幅较大。

2.4 δ相的粗化

图6是GH3625合金长期时效的呈针状的δ相形貌。可以看出，大多数的δ相在晶界处析出，δ相沿着一定的方向析出并长大，析出方向与晶界成60°或互成120°。可见δ相主要是在晶体缺陷处形核。时效5000h后δ相的形貌从长针状转变为长棒状。δ相的来源一是从基体析出，二是通过y"相转变而来，720 ℃以下主要由γ"相转变而来[17]。

图6经Image-Pro plus软件分析，合金在1000、3000、5000h时效后的δ相体积分数依次为1.51%、3.96%和8.70%。时效3000h后，能明显看到沿晶分布的呈块状的M2₃C₆,这时M3C₆颗粒已经聚集长大，尺寸为2～5μm见图6b。时效5000 h时，合金中的M₂₃C₆相界面能较大，一定条件下可分解产生M₈C。M23C₆具有复杂的面心立方结构，M以Cr为主。M₆C具有复杂的面心立方结构，是一种三元碳化物，即A₃B₃C,A是Fe、Ni等元素，B是Mo等元素。当M23C₆碳化物转变为M₈C时Cr元素大量富集析出，晶界析出2种碳化物，导致基体中Mo含量降低，弱化了固溶强化效果。

表2为通过Image-Pro plus软件测得的δ相平均长度和宽度。δ相平均长度和平均宽度都符合LSW理论[18],即有：

将表2中的数据代入上式，得到δ相平均长度和平均宽度的长大速率分别为5.9×10⁸和2.4×10⁶nm³/h。平均长度拟合时的线性相关系数R=0.995,拟合度很高，然而，平均宽度的线性相关系数仅为R=0.715,拟合度很低，说明δ相的平均宽度的粗化偏离了LSW理论。原因在于时效处理5000 h后，δ相的长大速率增幅较大，依据LSW理论预测时效5000 h后δ相的平均宽度应为663 nm,但是实际测得的平均宽度为1210nm,是预测值的1.83倍，使得δ相的平均宽度偏离了LSW理论的预测值。δ相的严重粗化，是GH3625合金时效5000 h后其力学性能变化不大的主要原因之一。Inconel625熔覆金属中δ相时随着保温时间的延长，δ相的高密度、不同向析出特征使得其实际尺寸偏离了LSW理论的预测值[19]。

3 结 论

(1) 热挤压GH3625合金在720 ℃长期时效后析出M₂3C₆、γ"相和δ相，使得合金的强度和硬度均提高，而塑性显著下降。

(2) 热挤压GH3625合金随着时效时间延长，部分M23C₆转变为M₆C,大部分y"相转变为针状δ相，经5000 h后δ相由长针状变为长棒状，使得合金强度和硬度的提高随着时效时间延长而减缓。

(3)热挤压GH3625合金组织中δ相随着时效时间延长而长大，平均长度的长大速率为5.9×10⁸nm³/h,符合LSW理论，而δ相平均宽度的粗化却偏离了LSW理论，这也是时效5000 h后合金的力学性能提高不明显的原因之一。返回搜狐，查看更多