热处理对GH2132合金组织与性能影响的研究进展

赵 振, 张十庆*, 李 方, 王 宏, 何钦生,邹兴政, 王兆英, 白雨松

（1.重庆材料研究院有限公司，重庆 400700；2.国家仪表功能材料工程技术研究中心，重庆 400700；3.高性能耐腐蚀合金重庆市重点实验室，重庆 400700）

高温合金是指以Fe、Ni、Co为基，能在600 ℃以上高温及一定的应力作用下长期工作的金属材料，该合金在各种温度下具有良好的组织稳定性和使用可靠性，加之合金化程度很高，故在英美又称之为超合金（Superalloy）[1]。我国的涡轮盘材料在20世纪50年代末是以生产650 ℃以下使用的仿制前苏联ЭИ481合金，即以Fe-Cr-Ni-Mn为基，通过VC和M23C6型碳化物强化的铁基合金GH2036开始，由于GH2036合金中碳化物强化的组织不稳定性以及工艺上和综合力学性能上的一系列弱点，从而促进了仿美以Ni3（Ti，Al）型γ'相为强化的铁基高温合金的生产，其中代表材料就是GH2132[2-3]。GH2132是一种时效强化型铁基高温合金，相近的牌号有美国的A286和法国的ZbNCT25（下文统称为GH2132），是以Fe-25Ni-15Cr为基，用Al、Ti进行沉淀强化，用Mo进行固溶强化，并用B进行晶界强化等综合强化而得，具有优异的综合性能，广泛用于550～650 ℃的燃气轮机、航空发动机等高温部件，是一个在不太高的温度下使用的多用途高温合金[4-7]。

高温合金无论是以何种元素为基体都是复杂的合金化系统，热处理对其都是不可缺少的工艺过程，通过改变合金内部组织或改变合金表面的状态，以提高合金综合性能满足实际需要[8-11]。高温合金采用的最基本热处理类型是固溶处理和时效处理[12-14]。固溶处理常作为前处理，目的在于使原始加工状态的第二相溶解，同时获得所希望的晶粒大小和消除加工的应力，为以后的时效做好准备。时效处理的目的是使合金起主要第二相强化作用的γ'相呈良好状态析出，具备希望的使用性能。目前针对GH2132合金热处理分为三类：单固溶处理、固溶+时效处理和变形+时效处理（即直接时效处理），其中固溶+单时效处理[15-29]应用最为广泛，但有时为了改善合金的综合性能，还会采用固溶+多级时效的热处理工艺[15-18，30-32]，以得到不同时效温度析出的组织良好配合及其反映出来的综合性能。本文从单固溶处理、固溶+时效处理以及变形+时效处理三方面综述热处理制度对GH2132合金组织与性能影响的研究现状，以期为同类材料热处理工艺的制定、实施提供参考，拓展同类材料的开发与应用。

1 GH2132合金固溶处理工艺研究进展

1.1 GH2132合金固溶处理对组织的影响

对于GH2132合金，无论是锻材、热轧棒或其他锻件，固溶过程奥氏体晶粒长大规律均相似，且无论对于何种加工产品，原始晶粒度的大小仅影响晶粒长大的绝对值，而不影响晶粒长大的规律[5]。GH2132合金在不同温度下保温固溶1 h的晶粒存在两个明显的晶粒突然长大阶段，第一阶段在950～980 ℃范围内，这是由于晶界上析出相Fe2Ti型Laves相的溶解；第二阶段在1040～1080 ℃之间，这是由于晶界M3B2相的溶解，可见GH2132合金在不同固溶处理温度下的晶粒长大规律与晶界析出相的溶解密切相关。同时，固溶处理的保温时间对晶粒长大也有一定的影响，在晶粒长大的第一个突变温度附近，延长固溶处理保温时间会降低晶粒长大的突变温度。在晶粒明显长大的980 ℃或低于此温度固溶处理，延长保温时间对晶粒大小有影响，但从满足晶粒长大的动力学条件来看，固溶处理保温时间不及固溶温度的影响大，但可以起到温度的补充作用。

不同固溶温度、时间对GH2132合金显微组织的影响也符合上述规律，同时随着固溶保温时间延长，合金内部的固溶退火孪晶数量在增加[21]。固溶退火孪晶是中低层错能（stacking fault energy，SFE）材料的特征[33-34]。不同尺寸的晶粒中均存在孪晶，表明孪晶是在再结晶和晶粒生长过程中产生的，以降低合金的总边界能。固溶后的合金中还会存在凝固过程形成的初级Ti（C，N）等碳氮化物夹杂，尺寸大约为0.2～4 μm，多呈方形和圆形[4，35-38]。

1.2 GH2132合金固溶处理对性能的影响

文献[21]研究了固溶处理温度（930～1020 ℃×4 h，WC）对GH2132合金显微硬度的影响，结果表明硬度随着固溶温度的增加呈下降趋势，这是由于固溶后晶粒长大造成的，同时也存在一些强化相的溶解。不同固溶时间（900 ℃×（1～3 h），WC）对GH2132合金拉伸性能影响不大，表现出良好的塑性[16]，这是由于固溶处理后，强化相溶解，合金元素固溶到奥氏体γ基体中，没有第二相的沉淀强化作用，使得单一的奥氏体基体表现出低强度高塑性的特点[16，24，29，39-40]。

2 GH2132合金固溶+时效处理工艺研究进展

2.1 GH2132合金固溶+时效处理对组织的影响

2.1.1 固溶温度和固溶时间

不同固溶温度（（900～1000 ℃）×1 h，WC）+时效（720 ℃×16 h，AC）处理后GH2132合金显微组织均为大小均匀的等轴晶粒，但随着固溶温度的升高，合金的晶粒尺寸逐渐变大，同时存在较多的孪晶晶粒[23，25]。

固溶时间（900 ℃×（1～3 h），WC）越长，时效（710 ℃×16 h）处理后GH2132合金析出相γ'数量越多，同时晶粒有长大倾向[16]。这是由于固溶时间越长，各合金元素溶解于奥氏体中越充分，为时效析出γ'强化相Ni3（Ti，Al）提供了足够充分的Ni、Ti、Al元素。

2.1.2 时效温度和时效时间

文献[17，21，24，26，28]研究了固溶后不同时效温度对GH2132显微组织的影响，在620～780 ℃范围内时效，对晶粒尺寸影响较小，晶粒尺寸基本保持不变。晶粒尺寸不受时效温度影响主要是因为时效温度较低，不能提供足够的能量促使晶粒长大[41]。热处理工序决定晶粒度大小的因素为固溶温度和固溶保温时间，尤其固溶温度影响最为明显。因此，要保证晶粒度合格，必须在标准规定的固溶温度和时间范围内选择最低的固溶温度和最短的固溶保温时间。相比仅进行固溶的组织，合金经固溶和时效处理后，组织晶界清晰，并伴有少量固溶处理后再结晶过程中通过堆垛层错生长而形成的孪晶[20，24]。同时，随着时效温度的升高（700～740 ℃），出现较多细小的孪晶晶粒，晶内孪晶数量减少，孪晶板条变宽[26]，该过程主要是以合并机制逐渐减少板条数量而使板条扩宽，最终宽板条的孪晶界面由于位错的运动而消失[41]。文献[16-17，21]研究了不同时效温度对GH2132合金组织形貌的影响，随着时效温度的升高，γ'相数量逐渐增加，尺寸逐渐变大。这是由于较高的时效温度有利于合金原子的扩散，强化相更易析出，且析出相尺寸大，易偏聚，因此较低的时效温度比高的时效温度更易析出弥散细小的γ'相，700 ℃时效时晶界有少量碳化物析出，730 ℃时效时晶界上的碳化物析出增多。

在较低温度700 ℃时效时（固溶工艺950 ℃×1 h，WC），时效时间对合金组织影响较大，当时效温度升高至740 ℃时，时效4、14、16 h的显微组织基本趋于一致[26]。文献[15，21，28]研究了固溶后不同时效时间对GH2132合金强化相γ'的影响，如图1所示。可以看到，随着时效时间的延长，γ'相逐渐长大。强化相长大规律符合LSW（lifshitz slyozov wagner，LSW）理论，该理论认为析出沉淀相的平均直径随着时效时间的立方根增加而增加，该过程由体积扩散控制[42-43]。LSW理论已在一些研究GH2132合金文献中得到证实[21，44-47]，因而可根据某一时效温度下强化相的直径D（nm）与时效时间t（h）的关系获得强化相长大模型，以此来预测合金在该温度时效中γ'强化相长大过程。同时，随时效时间延长，晶界有碳化物析出。当时效时间达到2 h以上时，晶界除了析出碳化物，也析出了呈片层或胞状、沿晶界呈一定角度的有害相η相，且随着时效时间延长逐渐长大。

图1 不同时效时间后GH2132合金强化相γ'尺寸及晶界形貌[15，21，28]Fig. 1 Strengthening phase γ' size and grain boundary morphology images of GH2132 alloy after different aging time[15，21，28]

γ'相是不稳定的，时效过程会导致γ'/γ中晶格失配度增加，产生的层错会进入到γ'相中，使其不稳定，导致发生γ′→η转变[48-51]。通常析出η相的区域周围无γ'相，即η相是以牺牲γ'相为代价形成的[35，52-54]，如图2所示，该现象在其他诸如镍基高温合金Nimonic 263中也可观察到[55]。GH2132合金是典型的高钛低铝型高温合金，而具有高Ti/Al比的铁基合金在高温时效或高温变形过程中易发生η相沉淀，但通常只有在过时效处理后才能观察到胞状η相[19，56-59]，例如在Brooks[38]和Cicco[52]研究中，分别在720 ℃时效450 h和730 ℃时效217 h后发现了胞状η相，然而在Zhao等[4]研究中，740 ℃时效8 h便观察到胞状η相。再者，η相之所以会沿晶界析出，一方面是由于晶界位置能量较高，η相会在晶界处形核、长大，并生长到晶粒内部[56，60-73]；另一方面是由于硼和钛都倾向于在晶界处偏析，奥氏体合金中硼的偏析倾向远高于钛，通常以非平衡（偏聚）的方式偏析[64-68]。固溶处理期间在晶界处偏析的硼原子会抑制钛原子向晶界扩散，因此在时效处理期间没有足够的钛原子用于η相的成核或生长，随着时效温度或时效时间的增加，扩散到高能晶界的钛原子增加，导致η相在该处沉淀[4]。800 ℃以上温度时效时，析出相η相呈针状魏氏体（图2（b）），通过沉淀无法达到硬化合金的效果[52]。

文献[32]研究了固溶处理后（900 ℃/2 h/OQ）两级时效制度对合金显微组织及γ'相形貌的影响，不同时效工艺对合金的晶粒尺寸及γ'相形貌影响不大，但对γ'相尺寸影响明显。随第一级时效温度的增加，γ'相尺寸逐渐增加，说明γ'相析出与热处理温度及随后时效过程有紧密联系。合理的选择两级时效制度，如两级时效720 ℃×16 h+650 ℃×16 h，可以获得不同尺寸的γ'相，且数量多于720 ℃单级时效时得到的γ'数量[17]。时效制度制定不合理，如两级时效（718 ℃×1 h+660 ℃×1 h）相比单时效（718 ℃×1 h），会造成两级时效效果不明显，γ′相聚集、长大的同时在晶界位置形成碳化物M23C6大颗粒[15]，若时效温度过高，如两级时效（760 ℃×16 h+700 ℃×16 h），虽然会析出尺寸不同的γ'相，但同时也会析出尺寸较大而且数量较多的碳化物M23C6以及有害η相[4，16]。

2.2 GH2132合金固溶+时效处理对性能的影响

2.2.1 固溶温度和固溶时间

调整合金的固溶处理温度，是在保证γ'相完全溶解的条件下，主要控制晶界相的溶解（或析出）以及合金晶粒度大小。GH2132合金是奥氏体多晶材料，由于晶界对位错运动的阻碍作用以及各晶粒取向不同，所以晶粒越细小，晶界面积越多，对材料的强化越明显，即细晶强化[69]。文献[5，23，25]研究了不同固溶温度对时效后GH2132合金室温力学性能的影响，如图3所示。900～950 ℃温度范围固溶处理对GH2132合金晶粒度变化不大，因而合金的瞬时力学性能没有差别。随着固溶处理温度的升高，开始出现大晶粒，晶界数量减少，阻碍位错运动的障碍变少，同时也有可能由于某些晶界析出相的动态[21]，使合金室温性能的强度指标下降的趋势较为缓慢一些。同时可以看到，添加微量的合金元素Nb（0.082%）可以提高合金的强度，但对塑性影响较小[23]，这是由于γ'相强化的铁基高温合金，Nb主要溶解于γ'相，形成Ni3（Al，Ti，Nb），具有增大γ'相反相畴界能、增加γ'相数量以及提高γ'相稳定性的作用[70-72]。

图3 不同固溶处理温度对GH2132合金室温力学性能的影响[5，23，25] （a）抗拉强度；（b）屈服强度；（c）伸长率；（d）断面收缩率Fig. 3 Effect of different solution treatment temperatures on mechanical properties of GH2132 alloy at room temperature[5，23，25] （a） tensile strength；（b） yield strength；（c） elongation；（d） reduction of area

文献[16]研究了固溶时间对时效后（710 ℃×16 h）GH2132合金室温力学性能的影响，时效能在单固溶的基础上将抗拉强度和屈服强度分别由700 MPa和300 MPa提高到1200 MPa和700 MPa，但时效态塑性相对固溶态大幅度下降。同时，与固溶态拉伸性能几乎不随固溶时间的影响截然不同，时效态拉伸性能随固溶时间的延长，抗拉强度逐渐提高，屈服强度逐渐降低，伸长率和面收缩率也有小幅上升。由于固溶时间越长，固溶处理越充分，为时效析出γ'强化相提供足够充分的Ni、Ti、Al等元素，γ'相以切割或绕过机制阻止位错的运动作用越强，促使合金得到强化，但γ'相析出数量的增加是不利于塑性的，因此γ'相析出增加的同时，会有回复和再结晶软化机制，固溶时间越长，回复和再结晶发生越充分。

2.2.2 时效温度和时效时间

GH2132合金在时效过程中主要析出和基体共格的Ni3（Ti，A1）型γ'相，造成合金强烈地析出硬化效应，其含量的多少直接影响着合金的性能，特别是其析出相的形状、尺寸大小、数量和分散情况[1，45，60，63，73-81]，γ'强化相内还存有少量位错[82]。如图4（a）所示GH132合金经980 ℃/1 h/OC固溶处理后，分别在650～930 ℃温度范围内进行不同时间时效得到的时效硬化曲线，可以看到，合金在650～830 ℃之间时效，都有明显的由于γ'相析出所造成的硬化现象，但在710～720 ℃左右的时效硬化效果最为显著。从图4（b）所示的不同时效时间的硬化曲线看出，选择常用的16 h时效时间，合金的硬化峰值也是在710～720 ℃左右，高于720 ℃时效硬化效果就明显降低，但在稍低一些的温度时效合金仍能保持相当的硬化效果。

图4 GH2132合金的时效硬化曲线[5] （a）时效温度；（b）时效时间Fig. 4 Aging hardening curve of GH2132 alloy[5] （a） aging temperatures；（b） aging times

文献[5，16-17，24，28]研究了不同时效温度对GH2132合金室温力学性能的影响，如图5所示。可以看到，GH2132合金无论是900 ℃还是980 ℃固溶处理后，时效温度对合金室温力学性能的影响规律基本上是一致的。再者，合金的室温拉伸强度指标都是在700～730 ℃时效获得峰值，与时效硬化曲线规律一致，同时塑性指标有不明显的下降，这是由于合金在700～730 ℃时效，γ'相析出的数量与大小得到了良好的配合，均匀分布的γ'相有效阻碍了位错运动，所以合金具有较高的强度。时效温度低于700 ℃，γ'相析出的不充分，合金的强化程度不够。时效温度过高（730 ℃以上），由于γ'相的聚集长大及部分η相析出，使合金的强度下降。这是由于有害相η相通常是合金变形过程中微孔成核和聚结的首选位置，尤其在晶界处更有利于微孔聚集，导致断裂优先发生在晶界处，严重恶化了合金在应用中要求的强度和塑韧性能[4，37-38，83-88]，但胞状η相可以抑制晶界在高温变形期间的滑动和开裂，从而提高合金的高温塑性[56]。分布于晶界的有害相，在析出量相同的情况下，对大晶粒的影响程度较之小晶粒更严重，这是由于晶粒越小，晶界面积越大，晶界上有害相分布的密集程度降低弱化了有害效果[89]，同时观察到，在700～730 ℃之间时效，随着时效温度的升高，出现抗拉强度降低、屈服强度升高，伸长率和面收缩率基本保持不变的趋势，可能是较其他工艺固溶时间较长使固溶更加充分，导致在700 ℃时效比较高温度时效有更大的强化作用[16]。时效温度对合金的硬度和剪切强度影响规律与对拉伸强度影响类似，即随着时效温度的提高呈现先增加后降低趋势[17，21，28]。

图5 时效温度对GH2132合金室温力学性能的影响[5，16-17，24，28] （a）抗拉强度；（b）屈服强度；（c）伸长率；（d）断面收缩率Fig. 5 Effect of aging temperature on mechanical properties of GH2132 alloy at room temperature[5，16-17，24，28] （a） tensile strength；（b） yield strength；（c） elongation；（d） reduction in area

文献[26]研究了GH2132合金在固溶后（950 ℃×1 h，WC）不同时效温度和时间（（700～740 ℃）×（4～18 h），AC）对合金力学性能的影响。时效4 h后，随着时效时间的延长，抗拉强度和屈服强度分别在1000 MPa和700 MPa左右波动，伸长率和断面收缩率分别在28%和46%上下波动，720 ℃时效后抗拉强度最高，740 ℃时效后抗拉强度最低。时效温度不同，对应强度或塑性指标峰值的时间也不同。时效温度越高，到达峰值所需时间越短[44]。

时效温度较低时（980 ℃×1 h+680 ℃），时效时间越长（16～24 h），抗拉强度和硬度均呈增加的趋势[27]。时效温度较高时（982 ℃×1 h，OC+718 ℃[15]、960 ℃×1 h，WC+730 ℃[21]），时效1 h硬度便达到最大值，时效时间进一步延长，合金硬度开始下降，但降低缓慢，再次说明提高时效温度可明显缩短拉伸、硬度等性能数值到达峰值的时间，但获得的性能指标不一定是最高的。

文献[15-17，32]研究了固溶后不同两级时效工艺对GH2132合金力学性能的影响，690～720 ℃之间时效，随时效温度升高，合金的屈服强度明显升高，而抗拉强度变化较小，伸长率和断面收缩率降低。720～760 ℃之间随时效温度增加，强度降低，塑性变差，可见，影响合金屈服强度和抗拉强度的热处理参数主要是时效温度。随多段时效温度提高，当时效温度太低，强化相γ'析出不明显，合金的抗拉强度和屈服强度都较低；随着时效温度进一步提高，合金中析出的γ'相数量和尺寸增加，会引起强度的提高；当时效温度进一步提高时，会产生过时效现象，部分γ'相转变为η相，造成合金性能下降。η相作为有害相，它的析出一方面降低了γ'强化相含量，一方面脆化晶界，使合金的性能下降。此外，当γ'相进一步长大时，位错和析出相的交互作用由切割机制变为绕过机制，析出相对位错运动的阻碍程度降低，位错变得更容易运动，滑移系容易开动，合金的性能下降，所以，析出相的尺寸不宜过大也不宜过小[21]。时效过程若析出尺寸较大而且数量较多的碳化物M23C6，会降低晶界强度和减小强化相γ'相的析出，降低合金强度[16]。碳化物不仅降低了晶界结合力，破坏晶界连续性，而且成为裂纹源，使合金易发生脆性断裂[15]。

合理地选择固溶+两级时效工艺可明显提高合金的综合力学性能，但若两级时效工艺选择不合理，获得的合金性能会低于单时效性能[16-17]。

3 GH2132合金变形+时效处理工艺研究进展

3.1 变形量对GH2132合金组织与性能的影响

小量变形对GH2132合金晶粒长大是很敏感的，该合金的临界变形量约为2%，为防止晶粒异常长大，通常冷变形量必须超过6%[90]。GH2132合金随形变量增加晶粒逐渐由等轴变为纤维状，晶粒方向性趋于明显，形变量在30%以内时，组织基本为等轴晶，存在较多孪晶，形变量超过35%时，组织纤维化明显，晶界模糊，晶内出现明显的变形痕迹[91-92]。热轧态GH2132合金固溶处理后，在再结晶退火过程中会同时形成大量的“退火孪晶”，采用合理的后续热处理工艺不会造成晶粒的异常长大，仍可保留冷作变形强化效果[20，93]。同时，原始晶粒对变形后的晶粒尺寸也有一定的影响，小变形时，晶粒会变得更粗大，但随着变形量的增加，原始晶粒尺寸对产品的最终晶粒度影响越来越小，在变形量达到35%时，原始晶粒的作用逐渐消失[93]。

文献[20，29]研究了不同冷变形量对GH2132合金棒材室温拉伸和硬度的影响，随着冷拉变形量的增加，合金硬度、抗拉强度和屈服强度逐步提高，在20%～30%面缩率范围内的冷作强化效果最为显著，随后变化趋于缓慢。而随着变形量的提高，合金塑性，特别是伸长率大幅度下降，将会影响材料后续加工。

3.2 变形量及时效制度对GH2132合金组织的影响

文献[91]研究了不同形变量及不同时效制度对GH2132合金的显微组织的影响，时效处理后在奥氏体晶粒内部出现密排弥散及粒状析出相γ'。同一时效制度下，形变量越大，析出相数量越多，这是因为大形变量条件下合金内部积蓄的畸变能较高，对新相形核及长大所需的外界激活能低。对于同一形变量的合金组织，随着时效温度升高，时效处理几乎不改变晶粒尺寸和结构，但析出相γ'数量和富Cr碳化物的含量逐渐增加[94]，同时γ'逐渐变大，颗粒数量变少，该规律在其他研究文献中也可看到[16，22]，这是由于时效过程中，合金原子通过空位等缺陷扩散并形核，时效温度越高，溶质原子扩散越快，析出相长大所需时间越短，溶质原子析出时易聚集，越有利于析出长大，故最终导致析出相颗粒比较大，数量少[16]；再者，两段时效制度会增加细小弥散相γ'的充分析出[18]。还注意到，650 ℃×8 h时效后，γ'析出相呈方型γ'析出，经680 ℃×8 h+650 ℃×8 h制度时效后，方型γ'相变成球型。γ'相是高温合金的主要强化相，呈弥散分布，主要有方型和球型两种形态，γ'相的形态与γ-γ'的晶格错配度（点阵失调度）有关，晶格错配为小于0.2%时，γ'为球状，晶格错配为0.5%～1.0%时呈立方状，晶格错配大于1.25%时呈片状[1，69，74，95]，也有文献指出与Al含量有关[60]。

变形态GH2132合金在较低的温度（＜704 ℃）下直接时效仍存在变形晶粒，对合金的冷变形强化效果影响不大[22]。文献[32]研究了不同热处理制度对锻造后GH2132合金组织的影响，结果表明锻造后直接时效，两种时效工艺（650 ℃×16 h，AC、705 ℃×16 h，AC+650 ℃×16 h，AC）下晶粒尺寸相当，但均匀性较差。单时效由于时效温度低，未观察到析出γ'相，说明γ'相析出与随后时效热处理温度有紧密联系，同时直接时效的晶粒尺寸小于固溶+时效处理，说明固溶处理一方面会促使锻态析出相溶解，消除加工应力，引起合金晶粒尺寸增大，同时有均匀晶粒尺寸作用。

3.3 变形量及时效制度对GH2132合金性能的影响

文献[20，91，94，96]研究了不同变形量对GH2132合金时效后性能的影响，如图6所示。可以看到，对于同一时效热处理制度，随材料形变量的增加，合金呈现强度增加、塑性降低的变化趋势，特别变形量小于20%时，合金的强度和塑性变化趋势明显，超过变形量20%，变化相对较缓。再者，同一形变量条件下，合金固溶状态时的强度最低，当时效温度较低时（650～680 ℃），随时效温度增加强度呈现增加趋势；当时效温度较高时（700～720 ℃），变形量小于20%左右时，时效温度越高，强度越高，变形量大于20%左右时，时效温度越高，强度越低。在同一形变量条件下，时效温度对伸长率影响不明显，但对断面收缩率影响较大。增加形变量有利于GH2132合金材料的强化相析出，三种时效制度650 ℃×8 h、680 ℃×8 h及680 ℃×8 h+650 ℃×8 h下γ'相析出数量逐渐增多。γ'相的数量及尺寸会直接影响到GH2132合金的拉伸性能[1，39，73-74]，较低的析出相界面能有助于提升静载断裂裂纹萌生及扩展的诱发门槛，进而提高拉伸断裂强度[91]，均匀分布的γ'相也可有效阻碍位错运动，提高拉伸强度[83]。

图6 不同形变量及时效制度对GH2132合金力学性能的影响[20，91，94，96] （a）抗拉强度；（b）屈服强度；（c）伸长率；（d）断面收缩率Fig. 6 Effects of different deformation and aging process on mechanical properties of GH2132 alloy[20，91，94，96]（a） tensile strength；（b） yield strength；（c） elongation；（d） reduction in area

文献[16，22]研究了不同时效温度对变形态GH2132合金时效后性能的影响，但两研究获得的性能变化规律完全相反，出现如此不同变化趋势的原因可能与时效前来料状态不同有关，文献[16]实验原材料为固溶（950 ℃×1.5 h，OC）+冷拉（ϕ9.50 mm→ϕ4.45 mm），文献[22]实验原材料为固溶+冷拉棒ϕ12.2 mm（固溶、拉拔工艺均未提）。相比仅冷变形后的性能（σb=1284.1 MPa，σ0.2=1151.7 MPa，δ=0.6%，ψ=47.4%），由于冷变形加速了γ'相的沉淀，采用较低的时效温度就能使GH2132合金得到最大的强化效果。因而在实际应用中对经过大变形的GH2132合金想要获得高强度需尽量选择较低的时效温度，但与此同时，塑性也较差，可见直接时效温度对此合金性能有双重影响。

时效温度选择合理时（704 ℃），在一定的时间内对冷拉变形态GH3232合金进行直接时效是不会影响强度和塑性指标的，说明时效温度的选择对于合金性能的影响是至关重要的[22]。同时，选择合理的双时效工艺进行直接时效有利于提高合金的强度，但塑性较差[32，94]，如通过两级时效（650 ℃×8 h+680 ℃×8 h）后拉伸强度可达到1480 MPa。

4 总结与展望

近年来研究热处理工艺对GH2132合金组织与性能的影响文献较多，但均从固溶+时效或变形+时效等单方面在某一温度或时间范围内进行了较深入地研究，系统总结性文章鲜见报道。GH2132合金作为铁镍基合金的典型代表，价格便宜，具有良好的中温力学性能、热加工性能，大力发展铁基高温合金，适合我国资源特点，无钴节镍，具有广阔的应用前景。后续有关该合金的研究，可在以下几方面考虑：

（1）运用计算机模拟技术，结合新的合金强化和设计理念，改良合金成分，优化热处理参数。

（2）全流程精细化控制，持续改进工艺，保持组织均匀稳定，提高材料综合性能。

（3）建立完备的合金成分-工艺-组织-性能数据库，揭示材料共性问题，为工程选用提供准确的加工工艺数据。