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GH合金是我国自主研制的沉淀强化型镍基高温合金，该合金在液氮温度至℃范围内具有优异的综合性能，在航天领域已经获得广泛的应用13.作为工作温度为℃的涡轮盘材料，合金性能也可以满足先进航空发动机的设计要求，与性能相当的其他涡轮盘材料相比，具有更加优良的热加工性能，可以在国内现有冶炼与热加工设备条件下形成全尺寸航空涡轮盘锻件批量生产能力，并具有高可靠性、低成本的突出优势.因此，GH合金作为大尺寸航空涡轮盘材料具有广阔的应用前景.
-在前期研究工作的基础上，通过优化合金的化学成分、微观组织和成形工艺来实现抑制合金有害相的析出，控制γ与碳化物的结构、尺寸、形态及分布，预防或延迟拓扑密排相的析出，改善合金长期组织性能的稳定性.本研究以针对航空涡轮盘服役条件优化确定的GHA与GHB两个试验合金为对象，在～℃温度范围内开展长期时效，系统考察合金微观组织的演变过程，重点研究了时效过程中沉淀强化相与奥氏体基体的稳定性，尤其是拓扑密排相(TCP相)析出行为及其与时效温度和时效时间的关系，以期为该合金的服役安全提供基础数据.
1试验方法
试验材料为在GH合金基础上针对航空服役条件优化设计的GHA与GHB试验合金，其化学成分如表1所示.合金采用真空感应加真空自耗重熔的双联工艺熔炼、锻轧成型的棒材.材料经过℃×4h空冷、℃×16h空冷的标准热处理.而后进行了℃、℃、℃下长期时效处理，采用光学显微镜与扫描电子显微镜(SEM)研究合金奥氏体晶粒稳定性、晶界碳化物分布及形态等合金组织演变情况；采用透射电子显微镜(TEM)研究了合金γy相的长大规律、碳化物及拓扑密排相的析出转变动力学机制、析出相与基体的取向关系、析出相形态随时效温度与时间变化规律.采用物理化学相分析与X-射线衍射方法相结合，研究了各种析出相的化学成分与晶体结构，通过测定奥氏体基体与γ相的晶格常数获得GHA与GHB试验合金的晶格错配度.
2结果与讨论
对比表1中GHA与GHB合金化学成分可知，GHA主成分与标准的GH合金相当，主要是针对航空服役条件对高温持久性能的要求而对微量元素进行了优化.利用PHILIPXPertX-射线衍射仪获得的CoKα衍射数据，分别测得GHA合金与GHB合金奥氏体基体与沉淀强化相y的晶格常数.标准热处理条件下GHA合金奥氏体基体与沉淀强化相γ的晶格常数分别为0.nm和0.nm,晶格错配度值2(a,-a,)/(ay+a,)经过计算为-0.18%.与GHA合金相比，GHB合金中奥氏体基体与沉淀强化相γ的晶格常数均减小，分别为0.nm和0.nm,其中奥氏体基体晶格常数减小幅度更大，计算可知两相间的晶格错配度接近0.GHA合金保持了GH合金γ相与奥氏体基体具有的-0.18%的负错配度特征，强烈的应变强化效应保证了合金高的室温与高温强度.而为了降低材料在高温长期时效过程中TCP相的析出倾向性，GHB中降低了Mo与Cr元素的添加量，适当增加W元素含量以维持合金固溶强化效果.GHB试验合金中Al与Ti元素含量保持不变，因此合金中γ相体积分数与GHA接近，但化学成分调整后γ相与基体的晶格错配度为0,与标准的GH合金相比较产生了明显的变化.因此GHB中y相的应变强化作用减弱，标准热处理后合金的室温拉伸强度未发生显著变化，而高温拉伸强度出现小幅下降.
研究表明，℃以下长期时效过程中GHA合金中的γ相尺寸稳定性较高，h以内未见明显的粗化现象，～h区间内y相直径随时效时间的延长而缓慢增大，当时效温度达到℃时γ相长大速度明显加快，其尺
寸变化过程如图1所示，但其形貌仍保持为球状或立方体状.所有时效温度下在h以内γ相没有出现形貌失稳现象.通过对比GHA合金在℃、℃、℃下长期时效后的室温力学性能可知，合金的抗拉强度、屈服强度及断
裂延伸率均随时效时间的延长逐渐降低，但h以内力学性能变化较小，超过h合金拉伸塑性出现较快速度的衰减.当合金在℃以下较低的温度长期时效过程中，时效时间达到h以上后，合金的强度出现一定程度的回
升，这与时效条件下合金中y相的补充析出有关.
由图1可知，GHB合金在所有时效温度下随着时效时间的延长y相长大速度明显高于GHA,由此其拉伸强度衰减速度也显著提高.GHB合金γ相粗化速度提高与该合金中γ相与基体的晶格错配度接近0直接相关，较小的晶格错配度增强了y/y相界面的可动性，进而推进了γ相的粗化.
标准热处理条件下，两种试验合金中主要的碳化物为M?C二次碳化物，在奥氏体晶界及晶内均有分布.合金长期时效过程中，将有大量的M??C?碳化物在奥氏体晶界上补充析出.TEM研究表明，℃以下长期时效过程中GHB合金没有出现明显的TCP相析出的现象，如图2(a)所示.与之相应，GHB合金的拉伸塑性在时效过程中均未出现下降(与标准热处理状态相比).在℃时效时，h以内合金强度随时间的延长而下降；当时效时间超过h后，合金的强度稳定在一定水平，合金中γ相的长大使合金的拉伸塑性出现一定程度的回升.而GHA合金的塑性在h的时效时间范围内，几乎呈单调下降，这与时效过程中碳化物数量的增多及针状拓扑密排相的析出有关.℃时效h条件下，合金组织未见明显变化，无密排拓扑相析出；℃时效h后少量针状和棒状相沿晶界析出，℃时效h后晶界与晶内即开始出现针状相.图2(b)(c)为GHA合金℃时效h后晶界(图2(b))与晶内(图2(c))针状相的TEM形貌，经物理化学相分析的方法确定针状相为(CoNi),Mo?结构的μ相.由图2(b)(c)可知，针状μ相在奥氏体晶界与晶粒内部均有析出，且主要在颗粒状二次M?C碳化物的表面形核，并向奥氏体基体方向生长.
图2各照片中均可观察到直径超过nm的超大γ相，这些γ相已经与γ基体失去共格联系，其出现部位的共同特征是均与γ基体晶界、γ基体与M?C碳化物界面等非共格界面相邻，表明长期时效过程中各种非共格界面的存在促进了γ相的粗化过程，而与γ基体形成共格界面的晶内γ相则长达速度缓慢.图3为GHA合金℃、h长期时效后的光学显微组织，可以观察到大量的针状μ相在晶界和晶内析出.图4(a)(b)给出了相同时效条件下μ相的TEM形貌，针状μ相的析出是导致GHA合金塑性出现明显衰减的主要原因.
长期时效过程中，μ相首先在M?C碳化物表面形核并向γ基体内部生长，通过TEM选区电子衍射分析确定的取向关系与已有的研究结果一致{6-8},γ基体与μ相间的取向关系为{}y//{}μ和γ//μ,即μ相沿着γ基体{}密排面生长，如图5所示.由于μ相与γ基体之间的晶格常数存在差异，因此μ相与基体间仅能形成半共格界面，这些界面在生长过程中通过形成一系列{}方向的周期性层错来释放两相间的共格应力，如图4(c)(d)所
对比分析各时效条件下合金的力学性能数据，可见GHA合金具备了GH合金高的力学性能特征，但由于在长期时效过程中μ相的析出，导致合金的塑性下降，由此限制了GHA合金的服役寿命.前述组织演变行为的研究表明，GHA合金在℃、h,或℃、h的时间范围内服役，亦未有μ相析出，故此综合性能仍能满足使用要求.GHB试验合金由于降低了Mo与Cr元素的含量，调整γ相与奥氏体基体间的晶格错配度至0,有效降低了合金长期时效过程中TCP相的析出倾向性.在本研究范围内，GHB合金未出现显著的μ相析出.然而，由于长期时效条件中GHB合金的γ相粗化速度较快，导致合金室温与高温抗拉强度衰减较快，因此GHB合金的服役寿命需要根据合金的强度衰减情况来确定.
3结论
(1)GHA与GHB两个试验合金高温长期时效过程中γ基体晶界稳定，晶内γ相随时效时间的延长而缓慢长大，粗化过程中保持与γ基体的共格，两合金时效过程中在γ基体晶界上均出现M??C?碳化物补充析出；
(2)GHA合金长期时效过程中有针状μ相析出，主要在晶界与晶内的二次M?C碳化物上形核并以半共格方式向γ基体中生长，导致GHA合金长期时效过程中塑性下降.在本研究试验条件下，GHB合金中未见明显的TCP
相析出，但γ相尺寸稳定性显著低于GHA合金，时效中γ相长大速度明显加快，由此GHB合金室温与高温强度在长期时效过程中的衰减速度显著高于GHA合金；
(3)GHA试验合金具备GH合金高的力学性能特征，但由于μ相析出引起合金的塑性下降，因此合金塑性的变化成为确定GHA合金长期服役寿命的主要依据；GHB合金的服役寿命则受合金强度衰减问题的限制.
