GH简介：
GH合金在-25～℃温度范围内具有良好的综合性能，℃以下的屈服强度居变形高温合金的，并具有良好的耐辐射、耐氧化、耐腐蚀性能，以及良好的加工性能、焊接性能良好。能够制造形状复杂的零部件
该合金的另一特点是合金组织对热加工工艺特别敏感，掌握合金中相析出和溶解规律及组织与工艺、性能的相互关系，可针对不同的使用要求制定合理、可行的工艺规程，就能获得可满足不同强度级别和使用要求的零件。机匣等零部件长期使用。
GH的化学成分:
GH合金(美国牌号为Inconel合金)是一种通过沉淀相强化的高温合金，因为在℃以下时，强度高、塑性好、抗疲劳性能良好、耐腐蚀等优点在航空航天中广为运用，其中γ"相为(Ni?Nb),是GH合金的主要的强化相，具有体心四方结构；γ相为(NiAITi),作为次强化相，为面心立方，其中正交结构的δ相(Ni:Nb)是γ"相的平衡稳定相[4,在晶界析出的δ相具有较好钉扎晶界，阻止晶界移动的作用。在一定范围内，固溶的温度越高、保温时间越长，GH合金的晶粒大小呈增大的趋向，但其长大速率各有不同，会因固溶温度和保温时间的不同而有所差异。
由于GH合金优异的力学性能，一些非高温服役条件下的构件往往也会采用GH合金材料9,因此其对其微观组织的要求往往有所改变。如一些风电用高强度对接螺栓，特种环境条件下的传动构件等，采用GH合金制造则是因为其优良的耐腐蚀性能。这类基础件的服役性能条件并不需要在高温条件下，其组织状态也不一定需要和高温服役构件的一致，随后的热处理工艺过程也不一样，这就需要对其在不同的固溶温度与时间下，微观组织尺寸与力学性能变化趋势有一个准确的认识。本文以不同的固溶温度以及不同固溶时间下GH晶粒尺寸变化为研究目标，探索δ相的析出量，晶粒尺寸变化的过程，获得其力学性能的变化规律，研究结果将为GH合金组织性能的控制提供有益的参考。
1实验材料及方法
实验采用锻态的GH合金材料，厚度尺寸为5mm,化学成分如表1所示。
原始组织中晶粒呈均匀的等轴分布，通过截线法测得原始晶粒尺寸D=9.6μm。采用线切割分别切割试样。首先进行固溶处理，固溶温度分别为、、、、、、℃,每个温度下分别将试样保温5、20、60min,出炉后淬火(水冷),金相试样通过切割镶样、磨制、抛光、然后用草酸的饱和溶液作为电解腐蚀液，用铜丝和锌片作为电极进行电解腐蚀。采用最大晶粒弦长D和最可几晶粒弦长D?(平均晶粒)的比值D/Do(晶粒不均匀因子)来评价晶粒的不均匀程度。选取不同温度下固溶20min的试样进行力学性能测试，经过℃×8h(50～60℃/h冷速)+℃×8h时效处理后加工成标准拉伸试样和冲击试样，分别在Instron万能试验机系统以及JB-0摆锤式冲击试验机进行力学性能测试。样品在LeicaDMIM光学显微镜，蔡司SUPRA40型扫描电镜下进行微观组织观察，通过多张SEM图像统计不同固溶温度下δ相的百分含量。透射电镜试样采用双喷减薄后，在TecnaiG2F20透射电镜下进行组织观察，使用ImageTool软件进行晶粒尺寸及δ相分数测量。
2实验结果与分析
2.1微观组织尺寸
试样在不同固溶温度保温5、20、60min后水冷，℃和℃保温试样晶粒尺寸没有明显变化。在℃后，随固溶温度上升，晶粒尺寸显著增加。图1为在不同固溶温度保温20min后的试样光学金相组织。可看出晶粒尺寸随固溶温度的上升而明显增大。
图2为不同固溶温度与保温时间的GH合金晶粒尺寸拟合数据曲线。从中可明显看出，低于℃的固溶，晶粒无明显变化，但当固溶温度超过℃后，晶粒长大极为明显，且随保温时间的延长而显著增加
图为不同固溶温度保温20min后试样的SEM组织。当固溶温度在℃和℃时(图(a)、(b)),晶界有明显的δ相富集，且℃固溶试样δ相数量较多，这主要是因为δ相的析出温度为～℃,析出峰值的温度为℃。固溶温度超过℃时，δ相才会发生溶解，因此℃及以上温度固溶试样晶界上δ相全部回溶(图(c))。
从图4的TEM相中可观察到，在℃固溶，大量析出棒状的δ相在晶界及界棱处(图4(a)),δ相在晶界处能起到钉扎晶界，防止晶界的移动；在℃固溶，δ相开始回溶，相分数开始减少，晶界在热激活能作用下开始推移长大，其晶界开始变得平直(图4(b))。因此，GH晶粒的长大与δ相的回溶有直接关系
对微观组织尺寸进行了统计发现，在不同温度固溶不同时间后，晶粒中出现明显的混晶。混晶的出现将会严重影响材料的工艺性能、力学性能4。对不同加热温度与固溶时间试样采用最大晶粒弦长D和最可几晶粒弦长D?(平均晶粒)的比值Dmx/D.(晶粒不均匀因子)来评价其混晶度0。从图5晶粒不均匀因子统计结果来看，在℃及℃固溶时，由于晶粒没发生明显长大，晶粒相对均匀，晶粒不均匀因子较小。当在℃固溶，保温5min试样时间段晶粒长大不明显，晶粒不均匀因子较小；当保温20min后晶粒尺寸开始出现显著差异；保温60min,晶粒得到了较为充分的保温时间，其不均匀因子又明显降低。在高于℃固溶时由于晶粒的充分长大，反而表现出较小的尺寸差距，且随保温时间增加，晶粒不均匀因子随之减小，晶粒相对越均匀。在不同温度保温60min,由于有足够的扩散长大时间，晶粒尺寸相对均匀，比保温时间为5min及20min的试样具有更低的混晶程度。
2.2力学性能结果
实验从℃开始，以20℃为间隔到℃的固溶温度，其中固溶时间均为20min,随后均进行了℃×8h+℃×8h时效处理，并进行冲击性能与拉伸性能测试。图6为不同固溶温度下试样的强度与塑性。在低于℃固溶时，晶粒相对细小，随固溶温度的升高，晶粒尺寸增加，强度指标呈降低趋势[5,而强度最高的、℃固溶的试样在伸长率与断面收缩率稍微降低，当固溶温度超过℃后，δ相充分回溶，断面收缩率与伸长率先升高，然后随晶粒长大，塑性指标开始下降。
图7为不同固溶温度下试样冲击韧性与δ含量的变化。随固溶温度的升高，δ相开始回溶，当温度超过℃,晶界上δ相基本完全回溶，晶粒长大。而固溶温度在～℃时，随固溶温度增加冲击韧性值增加。超过℃,晶界上δ相基本完全回溶，晶粒长大。而固溶温度在～℃时，随固溶温度增加冲击韧性值增加。
讨论
GH合金中δ相(Ni?Nb)是Nb元素的稳定相，在低于℃时加热会从基体中平衡析出，因此在低于℃固溶会促进δ相在晶界的析出，阻止晶粒长大，而当超过℃时，δ相开始回溶到基体，钉扎阻止晶界移动的能力显著降低。考虑到δ相对钉扎晶界的影响，主要选取了高于℃固溶所得晶粒尺寸生长数据，结合晶粒正常长大过程的动力学方程,其中晶粒长大的激活Q=.84kJ/mol,
与纯镍的扩散激活能～kJ/mols相近。因此，GH合金晶粒长大行为主要是镍原子的自扩散过程12]。当保温温度较低，保温时间不够充分，原子扩散能力有限，晶粒长大不均匀，则容易出现明显的混晶，因此，在低温下需要保证足够的保温时间才能降低晶粒的不均匀因子。而当保温温度高于℃时，由于δ相充分溶解，镍原子能获得充分扩散激活能，不同保温时间下的晶粒不均匀因子都显著减低。
随着固溶温度及时间的增加，晶粒长大，拉伸性能呈降低趋势，这与相关研究报道一致，但其中冲击韧性指标并非与晶粒尺寸呈对应关系，℃以下固溶时，随固溶时间的延长，非平衡态γ"相转变为δ相；当固溶温度超过℃,δ相才开始溶解。由于δ相沿晶界析出，在进行冲击韧性测试中，裂纹极易沿晶界扩展，当固溶温度较低时，δ相析出含量高，其冲击韧性反而偏低。图8为在、、℃下固溶20min时效后试样的冲击断口形貌。℃试样δ相含量最高，断口存在裂纹沿δ相快速开裂而形成的平坦区，如图8(a)所示。图8(b)为℃固溶试样断口，其韧窝较小，底部平坦。而固溶温度为℃时，试样断口可明显观察到较大且深的韧窝，其中韧窝底部为碳化物夹杂，其韧窝断口特征与其较高的冲击韧性值一致(图8(c))。
图9为在不同温度固溶20min并时效后GH合金断口上Nb元素的分布图。由于δ相(Ni?Nb)是Nb元素的稳定相，δ相主要在晶界聚集(图),Nb元素在断口的分布密度也说明了δ相在断面上的聚集程度，从而来反应裂纹扩展路径上δ相的数量。从图9中可知，℃固溶试样断口上Nb元素聚集相对其他固溶温度富集程度更高，因此断口上δ相数量更多。随晶界δ相分数减少，冲击韧性呈上升趋势。
4结论
(1)GH合金在和℃固溶，δ相沿晶界析出阻碍了晶界的迁移。在该固溶温度下保温不同时间晶粒未发生明显长大。当固溶温度超过℃,δ相开始溶解，晶粒开始长大，但当保温时间低于60min时材料中会出现明显的混晶。当固溶温度超过℃,δ相充分回溶，镍原子获得充分的扩散激活能，不同保温时间下的晶粒混晶程度均显著减低。
(2)随晶粒的长大，拉伸性能开始降低，而冲击韧性在℃固溶时达到最低，主要是因为δ相沿晶界析出，促进了裂纹沿晶界的快速扩展。固溶温度在～℃时，随固溶温度增加冲击韧性值增加。
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