高温合金gh1139（GH1131铁基合金gh1131高温合金gh131铁基高温合金）

高温合金gh1139（GH1131铁基合金gh1131高温合金gh131铁基高温合金）因此采用真空热处理替代传统空气热处理，解决热处理后表面产生氧化皮、不均匀腐蚀等问题，提高工 件热处理质量，缩短生产周期，以保证产品的研制生产。 以往研究结果 3]对 G H 1131高温合金再结晶过程进行 了研究 获得空气热处理单次（丨140 ± 1 0 ) 尤固溶工艺 综合性能较好，但高温合金零部件制造过程往往需要多 道成形及热处理工序，而针对该合金真空热处理以及多 次固溶处理后的组织和性能研究未见报道。传统方法使用空气电阻炉进行固溶处 理 ，固溶温度 1 1 4 0丈 ，热处理后表面产生大量氧化皮， 还存在表面氧化不均勻导致不同程度的腐蚀等情况，需 在热处理后增加酸洗、磨修等工序，生产周期长且易发 生产品尺寸超差、报废等问题，严重影响产品研制生产 进度。热处理工艺规章制度：GH1131高溫合金热轧钢板和冷轧薄板为：1130～1170℃，空冷；棒料为：1160℃±10℃，空冷暴力。G

GH1131介绍：

型号 GH1131

原型号 GH131

GH1131是一种以钨、钼、铌、氮等原素复合型固溶强化的性能卓越铁基高溫合金，含镍量约为28%，但其热强性水准却与GH3044合金合金具备较好的热加工工艺可塑性和电焊焊接、冷成形使用性能。关键种类关键设备有冷轧薄板、热扎板钢、棒料、镀锌扁钢和丝材等。可用以制作在700～1000℃短时间工作中的冲压发动机与在700病理生理学750℃长期性工作的飞机发动机的高溫部件。

热处理工艺规章制度：

GH1131高溫合金热轧钢板和冷轧薄板为：1130～1170℃，空冷；棒料为：1160℃±10℃，空冷暴力。

G H 1131合金是一种以 W M〇 Nb 和 N 等元素进行固溶强化的铁基高温合金 m 常用于我国火箭发动机上的高温零部件制造，经固溶热处理获得一定的高 温性能后使用。

传统方法使用空气电阻炉进行固溶处 理 ，固溶温度 1 1 4 0丈 ，热处理后表面产生大量氧化皮， 还存在表面氧化不均勻导致不同程度的腐蚀等情况，需 在热处理后增加酸洗、磨修等工序，生产周期长且易发 生产品尺寸超差、报废等问题，严重影响产品研制生产 进度。

因此采用真空热处理替代传统空气热处理，解决热处理后表面产生氧化皮、不均匀腐蚀等问题，提高工 件热处理质量，缩短生产周期，以保证产品的研制生产。 以往研究结果 3]对 G H 1131高温合金再结晶过程进行 了研究 获得空气热处理单次（丨140 ± 1 0 ) 尤固溶工艺 综合性能较好，但高温合金零部件制造过程往往需要多 道成形及热处理工序，而针对该合金真空热处理以及多 次固溶处理后的组织和性能研究未见报道。

本 文 以 G H 1 1 3 1高 温 合 金 为 对 象 ，开 展 单 次 、两 次 、三次真空固溶处理对材料的微观组织及常温、高温 力学性能的影响研究，为该材料复杂成形过程提供热 处理工艺保障。

1 试验材料与方法

G H 1131高温合金化学成分如表1 所示，属于固溶强 化铁-镍基高温合金，N i含量 2 5 % ~ 3 0 % 是含镍量较低的 高温合金，具有较高的热强性和良好的工艺性能。

合金在固溶状态下，基体为单项奥氏体，固溶时间 对晶粒度及性能的影响不大，在 900 t 会出现塑性降 低 现 象 2]。试 验 采 用 退 火 态 G H 1 1 3 1合 金 ，在 1100 ~ 1170 t 范 围 内 开 展 热 处 理 工 艺 研 究 ，试 样 尺 寸 为 10 m m x 20 m m x 200 m m 真空固溶热处理工艺方案 如 表 2 所 示 ，选 取 1100 - 1170 t 温 度 范 围 ，分别进行 一 次 、二 次 、三次固溶工艺试验，充 气 压 力 为 2 bar。热 处 理 后 观 察 试 样 的 显 微 组 织 ，并 测 试 其 室 温 与 高 温( 9 0 0丈 ）的力学性能。

2 试验结果与分析

2.1 显微组织

图 1 为 G H 11 3 1高温合金不同固溶工艺试验后的 显微组织，可以看出，合金经一次真空固溶处理后，组 织晶界清晰，晶 粒 均 匀 完 整 ，且 呈 等 轴 状 ，晶粒尺寸 3 0 100 p m ，固溶态组织基本为奥氏体晶粒 颗粒状碳 化物，并伴有少量孪晶，且随着固溶温度升高，通过堆垛 层错生长而形成的孪晶数量增多i3]，晶粒有增大的趋势。

G H 11 3 1高温合金经两次真空固溶后显微组织如 图 1 (d 〇所 示 ，孪晶数量较一次固溶明显增多，且晶 粒有所长大，碳化物颗粒在晶界附近聚集长大 ;在较高 温度进行二次固溶时碳化物颗粒长大明显，如 图 1(f) 所示。由以往结果可知 [I] G H 1 1 3 1合 金 于 9 0 0丈 开 始再结晶，1040 t 再 结 晶 完 成 ；M 6C 在 970 t 达到析 出高峰，随固溶温度的升高略有下降，当固溶温度超过 1100 t 时，M 6C 相逐渐溶解，固溶温度超过1150 ^C ，仅余 一次碳化物 N bC 以及不规则块状 Z 相。G H 11 3 1高温 合金经 3 次 真 空 固 溶 后 显 微 组 织 如 图 l ( g i)所 示 ， 固溶后的组织均为奥氏体晶粒，晶界与晶内分布黑色 的颗粒状碳化物，晶 粒 尺 寸 最 大 增 至 120 (x m ，部分孪 晶也发生长大。随着固溶次数的增多，孪晶增多，颗粒 碳化物有聚集趋势，第 一 次 固 溶 后 的 晶 粒 度 6 ~ 8 级 ， 经两次及 3 次真空固溶后的晶粒稍有长大趋势，但晶 粒度维持在 6 8 级 并未出现异常增大。

2 . 2 力学性能

G H 1 1 3 1高温合金经多次真空固溶处理后的室温 力学性能和高温力学性能见表3 经一次真空固溶处 理后，随固溶温度升高，常温抗拉强度稍有降低，塑性 提高;1100 t — 次真空固溶后高温强度稍低，为 182 MPa 1130 T 固溶时高温强度为190 MPa 伸长率为7 9 . 6 % ~ 82. 1 % ，随着固溶温度的升高，合金的晶粒不断长大， 高温抗拉强度增加，这 是 由 于 N bC 在晶界上形成连续 薄膜，使 得 有 N bC 脆性薄膜的晶界在高温下对显微裂 纹的萌生和迅速扩展十分有利 [1]。经两次真空固溶 处理后，室温抗拉强度有所降低，在 807 ~ 8 1 0 M P a范围 内，随着固溶温度的升高，高温抗拉强度增加，塑性不 降低。

而 3 次真空固溶处理后室温抗拉强度稍有降 低 ，最 低 为 783 MPa 伸 长 率 42. 5 % ; 高温抗拉强度继 续提高，可 达 200 MPa 伸长率保持在70. 5 % ~ 76. 4 % 。 综合比较，经 N3-l(1 1 0 0 t 1 1 3 0 t 1 1 7 0 T ) 真空 固溶处理后，G H 1 1 3 1 合金的高温性能较佳。

3 结论

1 GHl 1 3 1高温合金真空热处理后表面质量好 呈银白色金属光泽、无氧化，热处理后可减少酸洗、磨 修工序，替代传统空气热处理具有明显优势。

2 G H 1 1 3 1 高温合金随着真空固溶次数的增多，晶粒稍有长大趋势、孪晶增多，经多次真空固溶后晶粒 度维持在 6 ~ 8 级 。

3 G H 11 3 1 高温合金经3 次真空固溶处理后，室 温抗拉强度超过783 MPa 高温抗拉强度超过194 MPa。 经 1100 丈 1 1 3 0 T 1 1 7 0 = (分别保温 20 min)3 次 真空固溶处理后，室温抗拉强度为794 MPa 9 0 0 t 高 温抗拉强度达200 MPa。