1.1 实验用GH4169镍基高温合金的制备

用真空感应炉冶炼和真空电弧重熔制备实验用GH4169镍基高温合金。将铸锭均匀化扩散退火后进行锻造轧制(热轧)开坯，坯料的直径为50mm。GH4169镍基高温合金的化学成分(质量分数，%)为C 0.08，Cr 19.00，Ni 52.00，Co 1.01，Mo 3.10，Al 0.50，Ti 0.87，Nb 5.20，Si 0.34，Mn 0.36，其余为Fe。

用SX-G12123马弗炉对热轧后的GH4169镍基高温合金分别进行标准热处理工艺和长期时效热处理。热处理方案如图1所示。

1.2 性能表征

用线切割从不同热处理后的GH4169镍基高温合金坯料截取金相试样，其尺寸为10mm×10mm×10mm。将金相试样用400#、800#、1000#、1200#和1500#砂纸打磨和机械抛光，然后用腐蚀剂(10mLHCl+10mL H₂O₂+5mLC₂H₅OH)腐蚀。用Zeiss LSM700型光学显微镜观察试样的微观组织；采用TESCAN MIRA3型场发射扫描电镜(SEM)观察热处理后试样的显微组织，用SEM附带的Oxford X-MaxN型能谱仪(EDS)分析析出相特征；用SmartLab X射线衍射仪(XRD)测试试样的XRD 谱。衍射仪扫描角度范围为10°~90°，扫描速率10(°)/min。用EPMA-1600 型电子探针(EPMA)微量分析试样的成分。依据GB/T 230.1-2018用FALCON 500 显微/宏观维氏硬度计测试试样的维氏硬度。测试硬度用的试样是打磨、抛光、腐蚀后的金相试样，其尺寸为10mm×10mm×10mm。在每个试样上各打12个硬度点，取其平均维氏硬度值。依据GB/T 228.1-2010用ATM106 型拉伸实验机进行室温拉伸实验，沿铸锭的轧制方向截取棒状拉伸试样，试样直径为5mm，标距为25mm，拉伸速率为1mm/min。对不同时效时长的试样重复2次实验，取其结果的平均值。用TESCAN MIRA3型SEM观察拉伸断裂后试样断口的形貌。依据GB/T 229-2020 进行冲击实验，沿轧制方向截取和制备V型缺口试样，其尺寸为55mm×10mm×10mm，测试9个试样取其结果的平均值。在JB-5 型摆锤式冲击实验机上进行冲击实验，实验机的初始势能为480J，实验温度为20℃。测试不同时效时长的3组试样，取其结果的平均值。用SEM观察冲击试样的断口形貌。

2.1 GH4169镍基高温合金的显微组织

图2给出了经不同热处理GH4169 镍基高温合金的显微组织。图2a给出了标准热处理后试样的组织，可见其以奥氏体为主，在奥氏体晶界有析出相。图2b给出了时效500h后试样的组织，可见其基体仍为奥氏体，在基体上可见弥散分布的针状析出相，晶粒尺寸没有明显的变化；图2c给出了时效1134h后试样的组织，与时效时长500h的组织相比没有显著的变化。其原因是，标准热处理后再进行不同时长时效只是析出相的位置发生了变化。

图3分别给出了标准热处理和时效不同时间GH4169镍基高温合金的XRD谱。可以看出，在谱中出现了明显的γ(111)、γ(200)、γ(220)衍射峰；对不同时效时间试样的XRD谱的MDI jade 软件分析结果表明，在γ(111)与γ(200)之间还出现了Ni3Nb(211)(即δ相)的衍射峰，γ(111)衍射峰的强度最高；与长时间高温时效试样中的δ相弥散分布相比，标准热处理后试样中只有存在于晶界且含量较低的δ相，因此在图3中未出现δ相的衍射峰。

图4给出了不同热处理试样中析出相的形貌。标准热处理试样中的析出相，有遍布于基体的γ'、亚稳相γ''相以及分布在晶界的δ相(图4a中蓝色箭头所指)和碳化物；在标准热处理后再进行900℃长时时效的试样，其基体中的亚稳相γ''向δ相转变。图4b中的针状和短棒状析出相，是δ相。随着时效时间延长到1134h，晶界上的δ相显著粗化。与图4b、c对比表明，短棒状δ相大多在晶界析出，而针状δ相大多在晶粒内。这表明，短棒状δ相变为针状δ相。δ相与基体中γ相之间的畸变应变能较大，为了降低变形应变能针状δ相在晶粒内沿特定方向延伸。

图5给出了在不同条件热处理后GH4169镍基高温合金试样的TEM照片。可以看出，随着时效时间延长到1134h，晶界上的δ相粗化并发生裂解，如图4c黄色虚线框和图5c 蓝色虚线框所示。图4c中晶粒内的针状δ相也出现裂解的趋势；使用图像处理软件Image-Pro Plus 对图4中的析出相的统计分析结果，列于表1。与标准热处理的试样相比，高温长时间时效后的试样中δ 相的含量提高且平均尺寸增加。时效时间继续延长则δ相的含量(体积分数)由时效500h时的14.2%提高到时效时间为1134h时的15.1%，且其平均尺寸也随之增加。

图6a给出了标准热处理试样中的析出相的形态，EDS点扫结果列于表2。图6a中蓝色箭头所指的析出相确定为在晶界析出的粒状δ相，EDS结果表明基体内是γ'+γ''相。试样中δ相的析出温度范围为720~980℃，析出的峰值温度约为900℃，溶解的起始温度为980℃，到1020℃完全溶解。图6b给出了时效处理500 h 试样中的析出相，主要是晶界上的棒状析出相和晶粒内的针状析出相。EDS分析确定针状析出相和晶界的析出相为δ相，点扫结果列于表2位置3；图6c给出了时效1134h试样中析出相的形态。可以看出，随着时效时间的增加晶界和晶粒内的析出相粗化、尺寸有所增加，特别是晶粒内的针状δ相。δ相的主要组成是Ni₃Nb，还富集有Fe、Cr、Mo等元素。计算结果表明，这些金属元素的原子比都约为3∶1。

表2列出了在不同条件下热处理合金试样基体和δ 析出相的成分，其中序号1，3，5分别为标准热处理、长期时效试样中δ 相的成分，序号2，4，6为无析出相处成分，如图6a~c中所示序号。与不同热处理试样不同位置的EDS结果对比，可见在无析出相处Nb元素贫化。对于不同热处理的试样，热处理温度低于δ相析出峰值温度时Nb 元素以γ''相的形式存在。在高温时效的试样中，γ''相中的Nb元素转变到δ相中。结合表1可见，随着δ相含量的提高Nb随之显著贫化。

图7给出了不同时效时间的试样中析出相的EPMA结果。由图7a、b可见，试样中的主要析出相是δ(Ni3Nb)，在晶界δ相的位置，δ相的尺寸越大Cr元素的贫化越显著。同时，如表3所示，在析出相两侧Nb元素贫化。

2.2 GH4169镍基高温合金的硬度

    GH4169 镍基高温合金的硬度列于表3。可以看出，标准热处理的GH4169 镍基高温合金其硬度最高为497.44HV；时效热处理1134h的试样其平均硬度最低，为267.28HV。不同时长时效试样的平均硬度均低于标准热处理试样的硬度。时效500h的试样其平均硬度与时效1134h试样的平均硬度基本相同。试样硬度的降低可归因于其在高温长期时效过程中δ相的析出。标准热处理的试样中稳定的δ相随着时效的进行先在晶界析出，对晶界迁移的钉扎产生细晶强化；随着时效时间的延长δ 相在晶内析出，主要是奥氏体晶粒内大量的γ''相发生相变；同时，虽然高温时效试样基体中的强化相γ与稳定相δ的非共格关系使转变所需的能量较大，但是较高的温度可使δ相在基体的γ相中析出。弥散分布在晶粒内针状δ相的增加消耗了较多的强化相γ+γ''，最终使试样的硬度降低。

2.3 GH4169镍基高温合金的室温拉伸性能和断口形貌

   3种不同热处理试样的室温拉伸性能列于表3。可以看出，标准热处理的GH4169镍基高温合金其屈服强度和抗拉强度都最高。由图4可见，标准热处理试样的基体主要是强化相γ+γ''；在高温长期时效后的试样，其抗拉强度和屈服强度显著降低而断后延伸率显著提高。时效时间为500h 的试样，其断后延伸率为35.5%。标准热处理试样的拉伸后断后延伸率为19.75%，塑性约提高80%。图8给出了不同热处理试样的室温拉伸应力-应变曲线。由图8可见，在弹性变形阶段曲线几乎重合，表明在此阶段不同热处理试样的弹性模量变化较小；从塑性变形阶段开始，高温时效试样中稳定相δ的含量开始提高而强化相γ+γ''减少，使屈服强度和抗拉强度降低而塑性提高。

图9a~c给出了标准热处理试样的典型拉伸断口形貌。图9a给出了试样的宏观断口形貌；图9b给出了启裂区的微观断口形貌。可以看出，断口中心区域的表面较为粗糙，圆形凹痕是等轴韧窝(图9b中红色虚线)；图9c给出了扩展区的形貌，可见断口边缘区域较为平整，呈现“鱼鳞状”，韧窝浅小。图9d~f给出了时效500h试样的拉伸断口形貌，宏观形貌如图9d所示。可以看出，与标准热处理试样相比其断口较为平整；图9e给出了断口启裂区的形貌，可见断口上还有亮白色的撕裂棱。这些撕裂棱由细小的韧窝构成，有的则因沿针片状δ 相开裂而形成光滑断面，为柳叶片状韧窝(图9e 中的蓝色虚线框)；图9f给出了断口扩展区的形貌，可见其由较浅的柳叶片状韧窝和较少的细小等轴韧窝组成，整体较为平整。图9g~i给出了时效1134h 试样的拉伸断口形貌，宏观形貌如图9g所示。可以看出，与时效的500h试样相比断口整体较为平整；断口启裂区的形貌与图9e中的形貌相近，断口上出现亮白色的撕裂棱，为柳叶片状的韧窝和等轴韧窝(图9h中红色和蓝色虚线框)；图9i 给出了断口扩展区的形貌，与图9f 中的形貌不同的是，时效1134h后虽然也出现了柳叶片状的亮白色撕裂棱，但是较小的柳叶片状韧窝的尺寸有所增加，因为遍布于基体中的δ相发生了粗化。

为了进一步确定长期高温时效试样的断裂特征，对时效1134h试样的拉伸断口形貌进行了EDS分析，面扫结果如图10所示。图10a给出了沿析出相开裂的亮白色撕裂棱SEM照片，图10b~d 给出了Nb、Cr和Ni元素的分布。从图10a中蓝色虚线框区域对应的元素分布可见，在撕裂棱两侧出现Nb、Cr和Ni 元素的贫化。结合表2和图7EPMA结果可以确定，断口启裂区中这种亮白色撕裂棱是沿着δ相开裂形成的。

2.4 GH4169镍基高温合金的冲击韧性与断口形貌

3种不同热处理试样的冲击实验结果列于表3。可以看出，标准热处理试样的室温冲击吸收功为58.17J；时效500和1134h的试样其冲击吸收功平均值均为46.83J，都低于标准热处理GH4169镍基高温合金的冲击吸收功。Zhang等的研究表明，随着δ相含量的提高冲击韧性降低，表3中的结果与其一致。

不同热处理条件的试样其典型冲击断口形貌如图11所示。图11a给出了标准热处理试样的冲击宏观断口形貌，可见主要由缺口附近的启裂区、裂纹扩展区以及两侧的剪切唇区组成，在图11a 中分别用1，2，3表示。启裂区的断口形貌主要由较浅的韧窝组成，且在韧窝中出现了蛇形滑移花样，如图11b中红色虚线和绿色箭头标注所示。裂纹扩展区的韧窝比启裂区的韧窝浅，即面上的凹坑较浅(图11c)。剪切唇区的形貌与裂纹扩展区的相近，也出现了蛇形滑移花样(图11d中的绿色箭头所指)；标准热处理试样的断裂为准解理断裂。图11e~h给出了时效500h试样的典型冲击断口形貌。图11f给出了启裂区的断口形貌，可见长条状韧窝较浅。针状的δ 相存在使断口沿δ相开裂而形成光滑断面，与拉伸断口形貌相似出现柳叶片状韧窝。图11g给出了裂纹扩展区的断口形貌。可以看出，与启裂区相比，棱状撕裂产生的韧窝更细小，也有较浅的韧窝。剪切唇区的断口，由较浅的细小等轴韧窝和少量的条片状韧窝组成，如图11h所示。图11i~l给出了时效1134h的试样的典型冲击断口形貌。启裂区的断口形貌与时效500h试样的断口形貌相近，主要由较浅的棱状撕裂韧窝和解理断面组成，如图11j所示。裂纹扩展区的形貌与启裂区的形貌相似，但是韧窝更少且柳叶片状韧窝的尺寸比启裂区的更小，有良好的方向性(图11k)。图11l给出了剪切唇区的形貌，也表现为棱状撕裂。

  (1) 标准热处理的GH4169镍基高温合金基体是奥氏体(γ相)，晶界有少量的短棒状δ相；长期高温时效后亚稳γ''相向δ相(Ni₃Nb)转变，短时间时效后δ相含量激增，在晶界呈短棒状和在晶内呈针状抑制了晶粒的长大；长时间时效后δ 相粗化、晶界裂解，晶内针状δ 相沿特定方向延伸以降低应变能。

  (2) 标准热处理后这种合金的强度和硬度最高，但是塑性较低。高温长期时效使硬度和强度降低、塑性提高和冲击吸收功降低。

  (3) 标准热处理试样呈典型韧性断裂。长期时效后δ相的析出、分布及粗化影响合金的性能和断裂机制。