１　高溫合金熱處理工藝

高溫合金熱處理工藝是指高溫合金材料在固態(tài)下，通過加熱、保溫和冷卻的方式，以獲得預期組織和性能的一種金屬熱加工工藝。近年來對于高溫合金研究比較深入、系統(tǒng)的是固溶熱處理和時效熱處理。固溶熱處理是指在高于高溫合金組織內(nèi)析出相的全溶溫度，使合金中各種分布不均勻的析出相充分溶解至基體相中，從而實現(xiàn)強化固溶體并提高韌性及抗蝕性能，消除殘余應(yīng)力的作用，以便繼續(xù)加工成型，并為后續(xù)時效處理析出均勻分布的強化相做準備。

時效熱處理是指在強化相析出的溫度區(qū)間內(nèi)加熱并保溫一定時間，使高溫合金的強化相均勻地沉淀析出，碳化物等均勻分布，從而實現(xiàn)硬化合金和提高其強度的作用。

２　變形高溫合金熱處理工藝研究進展

２．１　鐵基變形高溫合金ＧＨ２１３２合金具有突出的抗松弛能力、耐腐蝕能力和良好的綜合性能，適于作航空緊固件。目前使用的ＧＨ２１３２合金達不到１１００ＭＰａ高強度要求來滿足工作條件和保證航空安全，因而需要進行一定的熱處理。

陳琪等采用兩種熱處理方式：一是固溶加時效熱處理工藝為９００℃固溶２.５ｈ油冷，７２０℃×１６ｈ＋６６０℃×１６ｈ空冷，保證δ＞２２％時，抗拉強度能達到１２４０ＭＰａ；二是直接時效熱處理工藝為６８０ ℃能保證δ＞１３％時，將ＧＨ２１３２合金的抗拉強度提高到１４００ＭＰａ。熱處理后合金得到了更加優(yōu)異的綜合性能。

ＧＨ６９６合金屬于沉淀強化型鐵基變形高溫合金，在高溫條件下具有較高持久蠕變強度，良好的抗氧化、抗腐蝕等綜合性能。它的表面硬度和耐磨性限制了在航空方面的應(yīng)用范圍。王淑新對ＧＨ６９６合金進行了表面熱處理工藝的研究，采用氣體滲氮法，以氨氣作為滲氮劑，以氯化銨作為催滲劑。滲氮前試樣先進行固溶處理，工藝為（１０００～１１００）℃×（１～２）ｈ油冷；固溶處理后進行兩次時效處理，一次時效處理工藝（７５０～７８０）℃×１６ｈ空冷；二次時效處理工藝（６９０～７１０）℃×１６ｈ空冷。

表面熱處理提高了合金的表面硬度、耐磨性和抗腐蝕性能，并且滲氮層深度和滲氮保溫時間符合擴散型控制的拋物線法則。

２．２　鎳基變形高溫合金ＧＨ１４５合金主要用于制造航空發(fā)動機在８００ ℃以下工作并要求強度較高的耐松弛的平面彈簧和螺旋彈簧。ＧＨ１４５合金主要靠第二相γ′強化，其力學性能與固溶處理溫度和時間關(guān)系密切。王增友等［５］采用了（１１３５±１０）℃×２ｈ微量風冷固溶處理，（８４５±１０）℃×２４ｈ爐冷至（７２０±１０）℃×１９ｈ空冷時效處理，得到了較為滿意的力學性能。

采用一次固溶，二次時效獲得了較為滿意的綜合力學性能和持久性能。ＧＨ１４５合金經(jīng)較長時間時效處理后，γ′相中合金元素的溶解度會隨著時效溫度的不同而略有變化，但與時效時間關(guān)系不大。高溫合金ＧＨ４１４５／ＳＱ是以γ′［Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）］為主要強化相的鎳基時效硬化型合金，主要用于３００ ＭＷ 或６００ＭＷ 汽輪機高中壓內(nèi)缸法蘭螺栓。

此種材質(zhì)螺栓經(jīng)過高溫運行后，會發(fā)生顯微組織及位錯組態(tài)變化、強化相析出等，導致材料的蠕變和持久性能下降。閻光宗等為了改善其性能，對運行后硬度值為３３３ＨＢＷ 的螺栓進行恢復熱處理，熱處理工藝為固溶＋兩次時效，固溶工藝為１１３０℃×１ｈ油冷；時效為８4５℃×２４ｈ，第二次時效為７０７℃×２０ｈ空冷。

采用此工藝對硬度值超標螺栓進行恢復熱處理后，其硬度值降至標準要求范圍內(nèi)，雖然強度值有一定程度的下降，但是塑性及韌性顯著提升，證明恢復熱處理工藝極其有效。ＧＨ４１６９合金是含Ｎｂ的高強度鎳-鉻-鐵基高溫合金，主要用于制造航空發(fā)動機的高溫部件。張尊禮等研究了熱處理制度對ＧＨ４１６９冷軋葉片組織性能的影響。

采用９７０～９９５℃軟化處理制度，軟化處理后進行中間處理和固溶時效處理，中間處理制度為９００ ℃ 空冷，固溶時效處理制度為１０１０℃空冷＋７２０℃×８ｈ爐冷至６２０ ℃×８ｈ空冷。軟化處理可以使硬度明顯降低，有利于第二次冷軋的進行；采用９９５℃進行軟化處理，可以得到更好的軟化效果，且對合金組織性能無影響；ＧＨ４１６９合金冷軋變形后，軟化處理對力學性能影響很小，而中間處理和最終固溶時效熱處理是決定力學性能的重要工序。張毅峰等對葉片鍛件用ＧＨ４１６９合金的３種熱處理工藝進行了研究。

（１）（１０１０～１０６５）℃±１０℃×１ｈ水冷＋（７２０±５）℃×８ｈ，以５０ ℃／ｈ爐冷至（６２０±５）℃×８ｈ空冷。此制度處理后晶界和晶內(nèi)均無δ相，對提高沖擊性能和抵抗低溫氫脆有利。

（２）（９５０～９８０）℃±１０℃×２ｈ水冷＋（７２０±５）℃×８ｈ，以５０ ℃／ｈ爐冷至（６２０±５）℃×８ｈ空冷。此制度處理后有δ相，有利于消除缺口敏感性，也稱為標準熱處理制度。

（３）（７２０±５）℃×８ｈ，以５０℃／ｈ爐冷至（６２０±５）℃×８ｈ空冷。此制度處理后，材料中的δ相較少，能提高材料的強度和沖擊性能。

加入微量元素Ｐ 和Ｂ 后，ＧＨ４１６９ 合金改稱為ＧＨ４１６９Ｇ合金，承溫能力進一步提高。合金中γ′、γ′′和δ相具有不同的形態(tài)、體積分數(shù)、晶格常數(shù)和錯配度。因此，合金具有不同的力學和蠕變性能，相轉(zhuǎn)變機制尚不清楚。田素貴等研究了熱處理對ＧＨ４１６９Ｇ合金相組成和分布規(guī)律的影響：（１）直接時效處理是７２０℃×８ｈ，隨后以５０℃／ｈ的冷速隨爐冷卻至６２０℃×８ｈ空冷；（２）長期時效處理是直接時效后，在６８０℃×３００ｈ空冷。直接時效處理ＧＨ４１６９Ｇ合金由少量γ′相、大量γ′′相和γ 基體組成，而長期時效處理ＧＨ４１６９Ｇ合金由少量γ′相、大量γ′′相和γ相及針狀δ相組成。ＧＨ７３８合金具有良好的耐腐蝕能力、較高的屈服強度、疲勞性能和理想的蠕變性能，廣泛用于燃氣輪機和航空發(fā)動機渦輪盤等承力部件及高溫部件。

姚志浩等研究了固溶及穩(wěn)定化處理工藝對ＧＨ７３８合金碳化物及γ′強化相析出規(guī)律的影響。以標準熱處理：１０２０℃×４ｈ空冷＋８４５℃×４ｈ空冷＋７６０℃×１６ｈ空冷和１０８０℃×４ｈ空冷＋８４５℃×２４ｈ空冷＋７６０℃×１６ｈ空冷為基礎(chǔ)，調(diào)整穩(wěn)定化階段保溫時間。經(jīng)過１０２０℃×４ｈ水冷固溶處理后的合金，在８４５℃下穩(wěn)定化時間延長，晶界碳化物逐漸呈現(xiàn)短棒狀分布；經(jīng)１０８０℃×４ｈ水冷固溶處理后的合金，經(jīng)相同穩(wěn)定化工藝處理，晶界碳化物逐漸呈現(xiàn)連續(xù)狀態(tài)分布。

３　鑄造高溫合金熱處理工藝

鑄造高溫合金分為等軸晶、定向和單晶合金３大類。在成分既定的情況下，其力學性能和工藝因素密切相關(guān)。通過熱處理工藝，可以顯著改善合金性能，提高工作可靠性。

３．１　等軸晶高溫合金Ｋ４８０合金是γ′相沉淀強化的鎳基鑄造高溫合金，具有良好的組織穩(wěn)定性和優(yōu)異的耐熱腐蝕等綜合性能。陳昊等對Ｋ４８０的熱處理工藝進行了研究。合金經(jīng)過１１３０℃亞固溶處理后，組織為大小兩種尺寸的γ′相；經(jīng)過１１９０ ℃、１２１０℃和１２３０℃過固溶處理后空冷，析出均勻的γ′相，并且隨著固溶溫度的升高，碳化物和共晶的含量逐漸降低。一次時效處理，固溶態(tài)γ′相平均尺寸隨時效溫度升高而增大，二次時效和全時效過程中，細小的３次γ′相又重新溶解到基體或周圍的大尺寸γ′相中。Ｋ４１６９鎳基鑄造高溫合金具有良好的中溫強度和較好的機加工性。

安蓓等研究了半固態(tài)等溫熱處理對Ｋ４１６９合金組織和性能的影響。最佳熱處理工藝為加熱溫度１３１０℃×９０～１２０ｍｉｎ，或加熱溫度１３２０ ℃×４５～６０ｍｉｎ。半固態(tài)等溫熱處理對Ｋ４１６９合金壓縮強度的影響與合金的組織形態(tài)有關(guān)，硬度與鑄態(tài)相比有所降低，鑄態(tài)組織中的枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榍蛐尉Я＝M織，在升溫過程中晶界處部分γ相溶解，隨著溫度的升高，γ＋γ′共晶相開始熔化，初生γ相在等溫處理中逐漸演變?yōu)榍驙睢?/span>

３．２　定向凝固高溫合金ＤＺ１２５合金具有較高的力學性能和良好的可鑄性，是航空發(fā)動機研制的定向凝固高壓渦輪葉片材料。佘力等對ＤＺ１２５熱處理工藝進行了研究，采用一步工藝（１２１０℃×２ｈ空冷＋８７０℃×３２ｈ空冷）和三步工藝（１１８０℃×２ｈ空冷＋（１２３０±１０）℃×３ｈ空冷＋１１００℃×４ｈ空冷＋８７０℃×２０ｈ空冷）進行熱處理。采用三步熱處理工藝明顯改善了顯微組織，１１８０℃預處理消除了合金中的低熔點相，有效地抑制了合金的初熔，提高了合金的固溶溫度。隨著固溶溫度的提高，元素枝晶偏析減輕；１１００℃高溫時效調(diào)整了細小γ′相的尺寸和形狀，使合金中溫、高溫持久壽命比一步熱處理有不同程度的提高。ＤＺ１２５Ｌ是高性能定向凝固鎳基高溫合金，主要應(yīng)用環(huán)境為推重比７～８渦轉(zhuǎn)發(fā)動機一級渦輪葉片。激光金屬成形組織細密，形成過飽和固溶體且抑制γ′相析出，在晶界析出點狀不連續(xù)ＭＣ碳化物，無法滿足高溫合金使用要求。胡小華等研究了熱處理工藝對激光金屬成形ＤＺ１２５Ｌ 高溫非平衡組織及硬度的影響。對鑄造標準熱處理工藝進行改進，均勻化和固溶處理十分必要，但需要控制相應(yīng)時間，可以適當縮短時效處理時間。ＤＺ４１７Ｇ是定向凝固鎳基鑄造高溫合金，具有中溫強度高、蠕變性能好和組織穩(wěn)定等優(yōu)點，適用于制作導向葉片等高溫用部件。

彭志江等對ＤＺ４１７Ｇ的熱處理進行了研究。采用１２２０℃×４ｈ空冷（固溶）＋９８０℃×１６ｈ空冷（時效）*熱處理和１６００～１６２０ ℃高溫熔體過熱處理３～５ｍｉｎ工藝，碳化物、硼化物明顯變小，在晶內(nèi)、晶界上呈彌散狀態(tài)分布，柱狀晶生長狀態(tài)、枝晶間咬合好，能獲得良好的力學性能。ＤＺ６８合金是一種含錸的定向高溫合金，加入錸會在合金鑄態(tài)中引起嚴重的偏析，因此對ＤＺ６８合金熱處理工藝的研究至關(guān)重要。劉恩澤等研究了ＤＺ６８的熱處理工藝，其最佳熱處理工藝為：１２４０℃×０．５ｈ＋１２６０℃×０．５ｈ＋１２８０℃×２ｈ空冷＋１１２０ ℃×４ｈ，爐冷１ｈ至１０８０ ℃×４ｈ空冷＋９００℃×４ｈ空冷。采用該工藝處理后的ＤＺ６８合金減少了元素偏析，并且具有優(yōu)異的持久性能。

３．３　單晶高溫合金當合金中含有難熔元素Ｒｅ、Ｗ時，由于元素Ｒｅ、Ｗ具有較低的擴散系數(shù)，因此需要較高的固溶溫度和較長的擴散時間。*罡等對含元素Ｒｅ、Ｗ單晶合金進行了３種不同溫度的固溶處理，固溶溫度分別為１３００℃、１３１０℃、１３２０℃。不同溫度下固溶處理，合金具有不同的蠕變壽命，其中高溫固溶處理可提高合金成分的均勻化程度，抑制ＴＣＰ相的析出。

當固溶溫度提高到１３２０ ℃時，可使合金成分的均勻化程度提高，難溶元素得到充分溶解擴散，降低了合金的枝晶干和枝晶間的成分偏析，并抑制了合金中ＴＣＰ相的析出，顯著提高了合金的蠕變抗力。最終確定了合金的最佳熱處理制度為：１２８０℃×４ｈ空冷＋１３２０℃×４ｈ空冷＋１０８０℃×４ｈ空冷＋８７０℃×２４ｈ空冷。

ＤＤ３鎳基單晶高溫合金現(xiàn)行的熱處理工藝特點是固溶溫度比較低、工序相對較少，且過程控制相對簡單。韓梅等改進了ＤＤ３合金的現(xiàn)行熱處理工藝制度，改進的工藝為１２６５℃×４ｈ空冷＋１０６０℃×４ｈ空冷＋８７０℃×３２ｈ空冷。改進的工藝提高了固溶處理溫度，同時加入了一級高溫時效，熱處理后合金元素分布與組織均勻性、γ′相含量得到了明顯改善。改進后的工藝顯著提高了ＤＤ３合金在７６０～１０３８℃的蠕變性能，進一步提高了力學性能。ＤＤ６合金具有良好的高溫性能，主要用于葉片的生產(chǎn)。喻健等研究了ＤＤ６合金熱處理后的顯微組織。ＤＤ６合金的標準熱處理制度為：１２９０ ℃×１ｈ＋１３００ ℃×２ｈ＋１３１５℃×４ｈ空冷＋１１２０ ℃×４ｈ空冷＋ ８７０ ℃×３２ｈ空冷。

采?。斗N熱處理制度與標準熱處理制度進行對比實驗分析，得知固溶處理后，較高的過飽和度促使γ′相在不同的冷卻速度條件下均大量析出。冷卻速度對一次γ′相尺寸和二次γ′相析出影響較大。冷卻速度較快的固溶加一次時效空冷試樣的基體通道內(nèi)有大量的二次γ′相析出。ＤＤ６單晶高溫合金８７０℃二次時效，隨保溫時間延長，二次γ′相逐漸溶解。單晶高溫合金中沒有晶界強化元素，因此再結(jié)晶區(qū)域成為性能薄弱環(huán)節(jié)。

目前，國內(nèi)對于單晶高溫合金熱處理過程中再結(jié)晶組織演化的研究較少。曲彥平等針對ＤＤ６合金在不同條件下熱處理過程中的組織演化過程進行了分析。采取預處理溫度分別為１１２０ ℃、１１７０ ℃、１２２０ ℃ 和１２７０℃，處理時間為２ｈ，然后進行１３１０℃×４ｈ的固溶處理和１１２０℃ ×４ｈ的時效處理。在鑄態(tài)γ′相溶解溫度以下預處理沒有再結(jié)晶現(xiàn)象，γ′相溶解溫度以上預處理發(fā)生再結(jié)晶。預處理后的固溶處理過程中都發(fā)生明顯的再結(jié)晶現(xiàn)象，再結(jié)晶晶界細小，晶界由粗大γ′相組成。

與固溶態(tài)相比，時效處理后的再結(jié)晶深度變化不大。ＤＤ８合金是抗熱腐蝕單晶合金，國內(nèi)對ＤＤ８的熱處理工藝研究較少，張靜華等對ＤＤ８的熱處理工藝進行了研究。ＤＤ８合金的高溫固溶熱處理在１２２０～１２６０℃之間進行。通過不同熱處理工藝的研究得出ＤＤ８單晶合金的最佳熱處理工藝為１１００℃×８ｈ空冷＋１２４０℃×４ｈ空冷＋１０９０℃×２ｈ空冷＋８５０℃×２４ｈ空冷。ＤＤ８合金經(jīng)上述熱處理可獲得較理想的微觀組織，均勻化，樹枝晶偏析明顯改善，合金的持久強度提高。

４　粉末冶金高溫合金熱處理工藝

ＦＧＨ９５合金是γ′相沉淀強化型粉末鎳基高溫合金，具有晶粒細小、組織均勻、無宏觀偏析等優(yōu)點，是制造大推重比新型發(fā)動機渦輪盤的優(yōu)選材料。在鎳基合金中γ和γ′兩相具有不同的晶格常數(shù)，使其相界面存在晶格錯配度，從而影響合金的蠕變抗力和壽命。

謝君等研究了ＦＧＨ９５合金組織結(jié)構(gòu)對持久性能的影響，將經(jīng)不同溫度熱等靜壓制備的ＦＧＨ９５合金進行如下*熱處理：１１５５ ℃×１ｈ（固溶處理）＋５２０℃×１５ｍｉｎ（鹽浴冷卻）＋８７０ ℃×１ｈ（一次時效）＋６５０℃×２４ｈ（二次時效）。熱處理后，粒狀碳化物沿晶界和晶內(nèi)不連續(xù)分布，且細小γ′相在基體中彌散析出。１１２０℃ ＨＩＰ合金*熱處理后具有較高的晶格錯配度，致使合金具有較長持久壽命。胡本芙等也研究了熱處理對ＦＧＨ９５合金組織和性能的影響。

相同熱處理工藝，ＨＩＰ溫度越高，時效析出的γ′相尺寸越大，不同熱處理制度均能改變γ′的分布；鹽浴冷卻明顯增大中等尺寸γ′相數(shù)量，顯著提高合金高溫塑性。ＦＧＨ９７是我國研制的與ＥＰ７４１ＮＰ 牌號相近的合金。張瑩等采取不同的熱處理工藝，對ＦＧＨ９７所需的組織性能進行了研究。

制度Ⅰ為１２００℃×８ｈ爐冷到１１７０℃空冷＋８７０℃×３２ｈ空冷；制度Ⅱ為１２００℃×４ｈ空冷＋三級時效（９１０～７００）℃×３２ｈ空冷。固溶淬火和時效溫度、保溫時間及冷卻方式直接影響該合金中γ′強化相、不同類型碳化物等析出相的形貌、尺寸、數(shù)量和分布。兩種制度熱處理后的試樣中γ′相和碳化物的不同匹配度，決定其各自具備良好的綜合力學性能。

ＦＧＨ９８Ⅰ 是新型第三代鎳基粉末高溫合金。由于ＦＧＨ９８Ⅰ合金的試制才剛開始，對其熱處理工藝的研究還很不充分。吳凱等研究了固溶熱處理對ＦＧＨ９８Ⅰ合金組織與性能的影響。亞／過固溶溫度選?。保保常啊妫保保梗啊?，保溫時間為１ｈ，油淬至８１５ ℃保溫８ｈ后空冷進行時效處理。

ＦＧＨ９８Ⅰ合金經(jīng)亞／過固溶處理后析出相均未發(fā)現(xiàn)ＴＣＰ相。亞固溶熱處理后晶粒稍有長大，存在尺寸不同的初次、二次和三次γ′相；過固溶熱處理合金的晶粒明顯長大，存在二次γ′相；前者由于晶粒較小使強度更高，后者因減小二次γ′相尺寸和消除初次γ′相和殘余枝晶，提高了合金的高溫塑性和持久性能。吳凱等還研究了前處理及后處理對ＦＧＨ９８Ⅰ合金組織和顯微硬度的影響。對ＦＧＨ９８Ⅰ分別進行亞固溶前處理加過固溶和過固溶熱處理，過固溶處理前的亞固溶前處理使鍛態(tài)合金中大晶界γ′相發(fā)生部分溶解，晶粒稍有長大，對過固溶熱處理冷卻γ′相析出的影響不顯著；對ＦＧＨ９８Ⅰ分別進行過固溶和過固溶加亞固溶后處理，過固溶處理后的亞固溶處理使冷卻γ′相粗化和方形化，晶界γ′相析出密集區(qū)消失，硬度降低。隨著冷速增加，合金的硬度越高，時效后硬度增高越多。

ＦＧＨ４０９５合金是沉淀強化型鎳基高溫合金，主要用于航空發(fā)動機渦輪盤的制造。為了得到晶粒細化、無宏觀偏析的組織，需對其進行相應(yīng)的熱處理。徐軼等研究了中間熱處理１０６０℃×４ｈ爐冷對ＦＧＨ４０９５組織性能的影響。中間熱處理能夠改善γ′相的形狀及分布；經(jīng)中間處理，材料高溫拉伸性能明顯提高，屈服強度從１１５０ＭＰａ提高到１２１０ＭＰａ，拉伸強度從１２３０ＭＰａ提高到１４６０ＭＰａ；中等尺寸γ′相數(shù)量增加，晶界得到優(yōu)化，合金高溫塑性得到提高。

５　高溫合金熱處理工藝發(fā)展趨勢

高溫合金在嚴格控制的加熱和冷卻條件下進行熱處理，通過改變材料內(nèi)部的顯微組織來達到所要求的使用性能或服役壽命。隨著新高溫合金材料的應(yīng)用以及使用過程中對合金性能提出的高要求，熱處理工藝是的過程。近年來高溫合金熱處理工藝不斷發(fā)展，其發(fā)展趨勢如下：

（１）熱處理制度連同合金成分設(shè)計和其它工藝一起，使高溫合金達到性能狀態(tài)，以便達到最佳性能匹配。

（２）計算機模擬與熱處理工藝相結(jié)合，對合金的變形量及熱處理進行深入的研究。研究熱處理工藝過程控制系統(tǒng)，在重視設(shè)備更新的同時實現(xiàn)工藝的創(chuàng)新，設(shè)備與工藝并行發(fā)展。

（３）服役和熱處理過程中合金各析出相之間的相互轉(zhuǎn)變關(guān)系及相變機制并不十分清楚，需要深入研究。

（４）深入研究高溫合金的適宜的淬火介質(zhì)，改進淬火工藝，將是今后熱處理工藝的研究重點。

（５）真空熱處理技術(shù)具有無氧化、無脫碳和小畸變的*性，在航空航天等行業(yè)的應(yīng)用將越來越廣泛。

（６）等離子表面處理具有耐磨損、畸變小、外觀好和無盲區(qū)等特點，將在高溫合金中得到廣泛應(yīng)用，包括離子滲氮、離子氮碳共滲、離子滲碳等技術(shù)。