本发明属于高温合金结构材料领域，具体为一种增强多晶ni3al基高温合金变形稳定性的热处理方法。
背景技术：
随着核电、能源和航空航天技术的快速发展，为了满足涡轮发动机和燃气轮机推重比、增压比和涡轮前温度不断提高的需求，对发动机核心热端部件高温合金结构材料的要求越来越高。多晶ni3al基高温合金因具有低密度、高熔点、高比刚度和屈服强度以及在较大温度范围内良好的延展性、抗氧化和抗蠕变能力等优点，使其在涡轮发动机和燃气轮机中得到了广泛的应用。近几十年来，对ni3al基合金的成分优化、显微组织特征和力学性能进行了广泛的研究。同时，对高温合金的变形行为也开展了相关的研究：ni3al基高温合金在等温热压过程中的变形行为表明，在1230℃均匀化16h的铸态合金经过较高的应变速率(10s-1)压缩后，沿共晶区和双相区界面会发生断裂现象(wuy,liuy,etal.deformationbehaviorandprocessingmapsofni3al-basedsuperalloyduringisothermalhotcompression[j].journalofalloys&compounds,2017,712.)。
技术实现要素：
本发明的目的为针对当前技术中心存在的不足，提供一种增强多晶ni3al基高温合金变形稳定性的热处理方法。该方法经过特殊的热处理手段，即连续三次固溶处理和一系列中温循环时效处理来提高合金的变形稳定性。连续三次固溶处理使多晶ni3al基高温合金初熔温度提高，并利用一系列中温循环时效处理来调控界面析出相的尺寸、形状及分布，克服了铸态条件下多晶ni3al基高温合金变形稳定性差和初熔温度低的缺点。
本发明的技术方案是：
一种增强多晶ni3al基高温合金变形稳定性的热处理方法，包括如下步骤：
1)第一步，准备铸态多晶ni3al基高温合金，该合金的质量组成为c元素：0.05～0.1％；cr元素：6.5～7.2％；al元素：8.3～9.3％；ti元素：0.9～1.5％；hf元素：0.4～1.0％；w元素：1.2～2.3％；mo元素：4.5～6.5％；b元素：0～0.05％；fe元素：2～2.5％；si元素：0.15～0.25％；mn元素：0.15～0.25％；其余为ni元素；
2)第二步，进行固溶处理：将合金在1100～1150℃下保温5～10h，出炉后空冷至室温；
3)第三步，进行二次固溶处理：将上步得到的合金在1170～1230℃下保温5～10h，然后出炉，空冷至室温；
4)第四步，进行高温固溶处理：将上步得到的合金在1270～1300℃下保温5～10h，然后将出炉，空冷至室温；
5)第五步，进行中温时效处理：将上步得到的合金在1000～1100℃下保温7～12h，然后将出炉，空冷至室温；
6)第六步，进行循环时效处理：重复第五步6至10次，最后得到具有变形稳定性增强的ni3al基高温合金；
所述的第二步到第六步均在保护气氛下进行，所述的保护气体为氩气，气体流量在1～15l/min。
所述第一步中，原材料中所述高温合金优选为jg4246a合金。
所述的第二步到第六步中，试样利用坩埚盛放，所述的坩埚为耐高温刚玉坩埚。刚玉坩埚在使用之前需在700℃下加热3小时以除湿。
上述一种增强多晶ni3al基高温合金变形稳定性的热处理方法，所用的设备是本技术领域公知的，所用的操作工艺是本技术领域的技术人员所掌握的。
本发明的有益效果为：
本发明经过特殊的热处理手段，即3段固溶处理和一系列的中温循环时效后，获得的合金的初熔温度从铸态条件下的1345℃提高到了1370℃左右，在共晶区与双相区界面处均匀析出尺寸较小(平均尺寸为30～40nm，最大尺寸不超过60～70nm)，形貌较为圆整的强化型γ’相。经测试，所发明获得的ni3al基合金在高温条件下(1200℃左右)经过较高的应变速率(10s-1)压缩后,共晶区和双相区界面不会出现裂纹而导致的应变断裂现象，因此强化了两相界面，提高了高温条件下ni3al基合金的变形稳定性。
附图说明
图1：实施例1为本发明高温合金材料热处理工艺示意图；
图2：实施例1为铸态合金和本发明合金材料的dcs曲线；其中，图2a为铸态合金的dsc曲线图，图2b为本发明合金的dsc曲线图；
图3：实施例1为本发明得到的合金共晶区与双相区界面析出的强化型γ'相组织形貌图；
图4：实施例1为最终得到的合金的变形宏观组织形貌图。
图5：实施例4为发明得到的合金共晶区与双相区界面的组织形貌图；
图6：实施例5为发明得到的合金共晶区与双相区界面析出的强化型γ'相组织形貌图；
具体实施方式
下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步的说明。
本发明涉及的铸态多晶ni3al基高温合金为公知合金，该合金的质量组成包括c元素：0.05～0.1％；cr元素：6.5～7.2％；al元素：8.3～9.3％；ti元素：0.9～1.5％；hf元素：0.4～1.0％；w元素：1.2～2.3％；mo元素：4.5～6.5％；b元素：0～0.05％；fe元素：2～2.5％；si元素：0.15～0.25％；mn元素：0.15～0.25％；其余为ni元素；其中，实施例1-3使用的铸态多晶ni3al基高温合金由北京钢铁研究总院购得，标号：jg4246a。
实施例1：
第一步，原材料准备：
按质量分数选取以下成分范围内的铸态多晶ni3al基高温合金，其具体成分为c元素：0.1％；cr元素：7％；al元素：8.8％；ti元素：1.2％；hf元素：量0.7％；w元素：2％；mo元素：5.5％；b元素：0.03％；fe元素：2.2％；si元素：0.23％；mn元素：0.23％；其余为ni元素；利用线切割机将合金切割成直径为8毫米，高度为8毫米的圆柱状，然后在酒精中超声清洗10min，烘干待用；将刚玉坩埚放入700℃温度下保温3h除湿，待用。
第二步，固溶处理：
首先将箱式炉升温到1100℃，待温度稳定后把盛有试样的坩埚放入箱式炉的均匀温度区，并通入氩气进行气体保护。试样在箱式炉中保温6h，停止气体保护，然后将盛有试样的坩埚取出，进行空冷至室温；
第三步，二次固溶处理：
将箱式炉的温度升高到1170℃，待温度稳定后把盛有试样的坩埚(经过第一次固溶处理)放入箱式炉的均匀温度区并通入氩气进行气体保护。试样在箱式炉中保温6h，停止气体保护，然后将盛有试样的坩埚取出，进行空冷至室温；
第四步，高温固溶处理：
将箱式炉的温度升高到1270℃，待温度稳定后把盛有试样的坩埚放(经过二次固溶处理)入箱式炉的均匀温度区，通入氩气进行气体保护，试样在箱式炉中保温6h，停止气体保护，然后将盛有试样的坩埚取出，进行空冷至室温；
第五步，中温时效处理：
将箱式炉的温度降低到1000℃，待温度稳定后把盛有试样的坩埚(经过高温固溶处理)放入箱式炉的均匀温度区并通入氩气进行气体保护，试样在箱式炉中保温7h，然后将盛有试样的坩埚取出，进行空冷至室温；
第六步，循环时效处理：
将第五步中温时效处理过程重复6次，每隔7h将盛有试样的坩埚取出出炉，进行空冷至室温，得到具有变形稳定性增强的ni3al基高温合金(如图1)；所发明的ni3al基高温合金，其初熔温度从1345℃提高到了1370℃(如图2)，并且在共晶区与双相区界面处析出了强化型γ’相(如图3)，其形状较为圆整，分布较均匀，且强化型γ’相平均尺寸为30nm，最大尺寸60nm。
将本发明获得的ni3al基高温合金在gleeble-3500热模拟机上进行热压缩实验，温度为1200℃，恒定应变速率为10s-1，应变为65％。压缩后合金的微观组织如图4可知，相比于之前的热处理工艺，本发明在1200℃/10s-1条件下热变形时，共晶区和双相区界面不会出现断裂现象。
实施例2：
第一步，原材料准备：
按质量分数选取以下成分范围内的铸态多晶ni3al基高温合金，具体成分为c元素：0.1％；cr元素：7％；al元素：8.8％；ti元素：1.2％；hf元素：量0.7％；w元素：2％；mo元素：5.5％；b元素：0.03％；fe元素：2.2％；si元素：0.23％；mn元素：0.23％；其余为ni元素；利用线切割机将合金切割成直径为8毫米，高度为8毫米的圆柱状，然后在酒精中超声清洗10min，烘干待用；将刚玉坩埚放入700℃温度下保温3h除湿，待用。
第二步，固溶处理：
首先将箱式炉升温到1130℃，待温度稳定后把盛有试样的坩埚放入箱式炉的均匀温度区，并通入氩气进行气体保护。试样在箱式炉中保温8h，停止气体保护，然后将盛有试样的坩埚取出，进行空冷至室温；
第三步，二次固溶处理：
将箱式炉的温度升高到1200℃，待温度稳定后把盛有试样的坩埚(经过第一次固溶处理)放入箱式炉的均匀温度区并通入氩气进行气体保护。试样在箱式炉中保温8h，停止气体保护，然后将盛有试样的坩埚取出，进行空冷至室温；
第四步，高温固溶处理：
将箱式炉的温度升高到1280℃，待温度稳定后把盛有试样的坩埚放(经过二次固溶处理)入箱式炉的均匀温度区，通入氩气进行气体保护，试样在箱式炉中保温8h，停止气体保护，然后将盛有试样的坩埚取出，进行空冷至室温；
第五步，中温时效处理：
将箱式炉的温度降低到1050℃，待温度稳定后把盛有试样的坩埚(经过高温固溶处理)放入箱式炉的均匀温度区并通入氩气进行气体保护，试样在箱式炉中保温9h，然后将盛有试样的坩埚取出，进行空冷至室温；
第六步，循环时效处理：
将第五步中温时效处理过程重复8次，每隔9h将盛有试样的坩埚取出出炉，进行空冷至室温，得到具有变形稳定性增强的ni3al基高温合金；所发明的ni3al基高温合金在共晶区与双相区界面处析出了强化型γ’相，其形状较为圆整，分布较均匀，且强化型γ’相平均尺寸为35nm，最大尺寸为65nm。
实施例3：
第一步，原材料准备：
按质量分数选取以下成分范围内的铸态多晶ni3al基高温合金，具体成分为c元素：0.1％；cr元素：7％；al元素：8.8％；ti元素：1.2％；hf元素：量0.7％；w元素：2％；mo元素：5.5％；b元素：0.03％；fe元素：2.2％；si元素：0.23％；mn元素：0.23％；其余为ni元素；利用线切割机将合金切割成直径为8毫米，高度为8毫米的圆柱状，然后在酒精中超声清洗10min，烘干待用；将刚玉坩埚放入700℃温度下保温3h除湿，待用。
第二步，固溶处理：
首先将箱式炉升温到1150℃，待温度稳定后把盛有试样的坩埚放入箱式炉的均匀温度区，并通入氩气进行气体保护。试样在箱式炉中保温10h，停止气体保护，然后将盛有试样的坩埚取出，进行空冷至室温；
第三步，二次固溶处理：
将箱式炉的温度升高到1230℃，待温度稳定后把盛有试样的坩埚(经过第一次固溶处理)放入箱式炉的均匀温度区并通入氩气进行气体保护。试样在箱式炉中保温10h，停止气体保护，然后将盛有试样的坩埚取出，进行空冷至室温；
第四步，高温固溶处理：
将箱式炉的温度升高到1300℃，待温度稳定后把盛有试样的坩埚放(经过二次固溶处理)入箱式炉的均匀温度区，通入氩气进行气体保护，试样在箱式炉中保温10h，停止气体保护，然后将盛有试样的坩埚取出，进行空冷至室温；
第五步，中温时效处理：
将箱式炉的温度降低到1100℃，待温度稳定后把盛有试样的坩埚(经过高温固溶处理)放入箱式炉的均匀温度区并通入氩气进行气体保护，试样在箱式炉中保温12h，然后将盛有试样的坩埚取出，进行空冷至室温；
第六步，循环时效处理：
将第五步中温时效处理过程重复10次，每隔12h将盛有试样的坩埚取出出炉，进行空冷至室温，得到具有变形稳定性增强的ni3al基高温合金；所发明的ni3al基高温合金在共晶区与双相区界面处析出了强化型γ’相，其形状较为圆整，分布较均匀，且强化型γ’相平均尺寸为40nm，最大尺寸为70nm。
实施例4：
除了在第六步的基础上对合金进行中温循环时效处理，在1100℃保温7h，共循环2次，其他步骤同实施例1。所获得的合金，共晶区与双相区界面处没有均匀的析出颗粒状γ’相(如图5)。表明当循环时效次数较少时，γ’相在两相界面的缺陷处刚开始形核，而并没有长大，因此在共晶区与双相区界面没有呈现均匀析出的颗粒状γ’相，使得合金变形稳定性降低。
实施例5：
除了在第五步的基础上对合金进行中温循环时效处理，在1100℃保温7h，共循环11次，其他步骤同实施例1。所获得的合金，共晶区与双相区界面处析出了尺寸较大的块状γ’相(如图6)，平均尺寸为80nm，最大尺寸为120nm。表明当循环时效次数过多时，γ’相在共晶区与双相区界面缺陷处不断地形核和长大，数量逐渐增多，导致γ’相相互聚集而形成尺寸较大的γ’相，导致合金变形稳定性降低。
通过以上实施例1、2、3可以表明，采用连续3段固溶处理和一系列中温循环时效热处理技术，可以成功获得较强变形稳定性的ni3al基高温合金。同传统的热处理工艺相比，由该方法获得的ni3al基高温合金具有优良的力学性能。
共晶区与双相区界面是ni3al基高温合金在长期服役过程中相对较薄弱的环节。铸态ni3al基高温合金的初熔温度在1345℃左右，当合金进行高温变形时，裂纹容易出现在共晶区与双相区的界面处。已有研究表明，共晶区与双相区的界面处于变形失稳区，由于初熔温度较低，固溶时不能将所有的相全部熔入基体而存在局部偏析行为，当合金在1200℃左右以及较高的应变速率下变形时容易在共晶区与双相区的界面出现裂纹。此外，ni3al基高温合金成分较复杂，通过dsc曲线可知(如图2)，在950℃、1050℃及1200℃左右出现析出现象，合金偏析较为严重。通过三段固溶处理目的是将析出相(γ’相、碳化物、复杂的金属间化合物)全部溶解到基体中，提高合金的均匀程度，并进一步提高合金的初熔温度。因此选取高于析出相固溶温度以上100～200℃范围，即1100～1150℃，1170～1230℃和1270～1300℃这三个阶段，保温5～10h。本发明所限定的固溶温度和时间通过大量实验所得出，既可保证γ'相、碳化物、复杂的金属间化合物相充分固溶，同时也能进一步提高合金的初熔温度(如图3)，还有于节约能源。
由于共晶区与双相区界面是ni3al基高温合金在长期服役过程中相对较薄弱的环节。为了提高合金的变形稳定性，必须防止合金沿两相界面断裂。利用共晶区与双相区界面析出强化型γ’相来增强合金的变形稳定性是有效方式之一。本发明确定ni3al基高温合金的时效工艺为在γ’相固溶温度以下100℃左右，即1000～1100℃保温7～12h，可以使γ’相在共晶区与双相区界面缺陷处不断形核。通过连续6-10次的保温、空冷，使得γ’相在共晶区与双相区界面缺陷处不断长大。保证γ’相的平均尺寸为30nm，形状较为圆整；并且γ’相均匀的分布在共晶区与双相区界面，因此增强合金的变形稳定性。
通过大量实验证明，若固溶温度、时间及次数不在此限定范围内，则各个析出相不能充分溶解进入基体，则不能提高合金的初熔温度。过少的时效次数导致共晶区与双相区界面由于不充足的ni和al原子的相互扩散而导致颗粒状γ’相析出较少；过多的时效次数导致界面处γ’相相互团聚而形成尺寸较大的块状γ’相，导致合金的力学性能下降。因此采用三段固溶处理和6至10次的循环时效为最优的热处理技术。
本发明未尽事宜为公知技术。