哈尔滨工业大学工学硕士论文
摘要
GH3536是一种具有优异高温性能的镍基高温合金，是制备航空发动机燃烧室
的关键材料。但是随着航空发动机的更新换代，燃气温度的增加使其高温强度有待
进一步提高。针对以上问题，本文采用复合化的手段，通过粉末冶金工艺将TiB2
引入到GH3536合金中制备出了多种增强相混杂增强的镍基复合材料，研究了其
微观组织、测试了其高温性能，分析了其断裂机制与强化机制，旨在进一步提高
GH3536合金高温强度。与此同时，为了评估复合材料热加工性与找到合适的热加
工窗口，对其高温变形行为与组织演变规律进行研究。
本文基于GH3536-TiB2体系，通过低能球磨与热压烧结工艺成功制备了不同
TiB2添加量(1%、2%、3%、4%、5%质量分数)的GH3536基复合材料(为方便叙述，
下文用C1、C2、C3、C4和C5来指代添加1%、2%、3%、4%、5%质量分数TiB2
的复合材料)，并研究了其组织演变规律。随着TiB2添加量增加，复合材料组织从
只存在MB与TiC晶界强化相变成同时存在MB、TiC晶界强化相与γ′晶内强化
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相，且基体组织的晶粒尺寸降低，孪晶界比例升高。
测试了镍基复合材料的室温、高温拉伸性能与高温蠕变性能，并对其断裂机制
与强化机制进行分析。镍基复合材料在室温与高温都表现出比合金优异的强度，且
随着TiB2添加量的增加，复合材料的强度上升。C4复合材料综合性能最优，其室
温抗拉强度与屈服强度与合金相比，分别提高36.7%与48.8%；815℃抗拉强度与
屈服强度分别提高55%与128%；815℃/110MPa的蠕变条件下，C4复合材料的
稳态蠕变速率相较于合金降低两个数量级，蠕变断裂时间提高几十倍。复合材料试
样在室温与高温下都是沿着颗粒边界断裂，室温下裂纹随着MB破碎产生，高温
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下孔洞率先在TiC周围产生。分析表明镍基复合材料的强化机制主要为细晶强化
与第二相强化。
研究了镍基复合材料的高温变形行为。在本文研究的变形温度与应变速率范
围内，C3与C4复合材料高温压缩真应力-真应变曲线都呈现出典型的动态再结晶
曲线特点。随着TiB2添加量提高，材料的流变应力提高。计算了C3与C4两种复
合材料的热变形本构方程，得到其热变形激活能分别为449.85kJ/mol与464.38
kJ/mol。建立了两种材料的热加工图，得到C3合适的热变形参数为：950~1100℃，
0.01~0.001s-1；C4合适的热变形参数为：950~1075℃，0.01~0.001s-1与1025~1075℃，
0.1~0.01s-1。
研究了镍基复合材料C3与C4变形态组织的演变规律。镍基复合材料变形态
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组织中的MB相发生球化现象，尺寸降低，体积分数降低(C3降低程度较大)，且
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变形条件对其含量与分布影响不大。在本文研究的变形温度与应变速率范围内，复
合材料变形态组织再结晶较为完全(C4较C3更为完全)，未发现明显的变形组织，
这归功于复合材料中较细的晶粒结构与较多沉淀相为非连续再结晶提供了较多界
面作为形核位点。由于材料层错能低且变形量大，再结晶方式包括非连续动态再结
晶与连续动态再结晶。此外，1100℃及以下变形时，复合材料中晶界的迁移不能
克服MB相的钉扎作用，所以低温下再结晶晶粒的大小更均匀。随着变形温度的
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提高或应变速率降低，复合材料再结晶晶粒尺寸增加，且相同条件下，C4再结晶
晶粒尺寸更小。当变形温度低于1100℃时，复合材料变形态组织中存在101平
行压缩方向且具有旋转对称性的变形织构，随着再结晶分数