熱處理對MAR-M247焊件微區組織和力學性能的影響

摘要：對MAR-M247焊件進行了時效熱處理，以光學顯微鏡和掃描電鏡表征熱處理前后焊件微觀形貌和組織變化；用維氏硬度計測量熱處理前后焊件各區域的維氏硬度，并用納米壓痕儀測量熱處理前后焊件各區域的納米硬度和彈性模量.實驗結果表明，在時效熱處理后，焊件母材區域的γ/γ′共晶相減少，熱影響區中最容易產生開裂的晶島組織完全消失，焊縫區域顆粒碳化物和γ/γ′共晶相變多；熱處理前后焊件的維氏硬度在母材區域變化不大，在熱影響區和焊縫區域明顯減小；相比于原始焊件，時效焊件各區域的納米硬度和彈性模量雖然均有減小，但是其各區域之間的差異明顯降低.

關鍵詞：熱處理；MAR-M247；焊接接頭；微區組織；力學性能

中圖分類號：TG166.7;V229+.8文獻標志碼：A

0引言

航空發動機作為航空航天領域中最為關鍵的部分之一，其工作在高溫和高腐蝕的環境下，并且還需要承受各種力的作用，因此其所使用材料的性能直接決定了其壽命的長短.在各類材料中，鎳基高溫合金由于其優異的高溫強度、良好的高溫抗性和耐腐蝕性，因此在航空航天等領域被廣泛應用［1-5］.鎳基高溫合金按成型方式可分為變形高溫合金、鑄造高溫合金和粉末冶金高溫合金.其中，鑄造高溫合金按結晶方式又可以分為多晶鑄造高溫合金、定向凝固鑄造高溫合金、定向共晶鑄造高溫合金和單晶鑄造高溫合金.MAR-M247鎳基高溫合金是一種典型的多晶鑄造高溫合金，其在高溫下具有很高的強度，以及良好的抗蠕變和耐熱腐蝕性，這些優異的性能使其成為航空航天領域中熱端部件的重要合金之一［6-10］.

目前，國內外已有許多關于MAR-M247的組織和力學性能的研究報道.其中，安寧等［11］研究得到，隨著溫度下降到1 360 ℃時，MAR-M247合金中γ相和MC型碳化物幾乎同時析出，析出結束時，γ相的質量分數為98%，MC型碳化物的質量分數為2%，當溫度下降到1 200℃時，γ相開始減少，γ′相開始析出，在溫度持續下降到常溫的過程中，MC型碳化物僅有少量下降，γ相的質量分數減少到25%，γ′相的質量分數增加到69%，此外還有少量其他種類碳化物的生成.除了對MAR-M247組織及相的含量變化研究之外，研究者進一步研究了不同熱處理條件對MAR-M247合金中γ相、γ′相、γ/γ′共晶相和碳化物含量的影響，并研究了各種含量的變化對MAR-M247合金力學性能的影響，得出γ′相含量的提高使材料得到強化，但是隨著γ/γ′共晶相的增加，材料強度降低，塑性隨之增加的結論［6，12］.此外，還有針對控制冷卻速率和雙重熱處理MAR-M247合金的微觀結構和硬度變化的研究［13］.然而，這些研究僅僅關注MAR-M247鎳基高溫合金本身，并不能準確分析其因焊接導致的不同微區的組織和力學性能的變化，還需針對MAR-M247焊件不同微區的組織和力學性能進行研究.已有研究得到原始焊件各區域晶粒大小的差異，不同熱處理條件下焊件連接處化合物的種類和形狀變化，以及焊件各區域不同形貌對焊件斷裂的影響［14-16］.Zhang等［16］研究了MAR-M247焊件熱影響區中硼化物的析出和演化，在實驗中觀察到不同溫度和時間的熱處理條件下各類硼化物的轉變、擴散和溶解消失.Senkov等［15］通過研究異種高溫合金MAR-M247和LSHR的慣性摩擦焊接，得到離焊縫界面不同距離處，焊接合金的微觀結構、相組成與合金元素在焊接合金之間的重新分布、顯微硬度和焊接缺陷，并結合載荷和摩擦條件進行分析及討論導致焊接缺陷形成的可能原因，為提高這2種異種合金焊件質量提供了方向.Rakoczy等［14］研究得出，焊接導致了熱影響區產生容易開裂的晶島，進而導致MAR-M247焊接接頭在熱影響區容易產生開裂.然而目前的研究主要是圍繞焊件存在的缺陷，或是焊接技術展開的，很少有研究焊接后直接對焊件進行熱處理.因此，本研究在減小對母材組織和力學性能產生不利影響的基礎上，研究了如何消除熱影響區易開裂的晶島，減小焊件各區域之間的組織和力學性能的差異，并采用納米壓痕代替傳統的力學性能測試方法，減少了材料損耗，降低了測試實驗成本，為后續提升MAR-M247焊接性能的相關研究提供參考.

1材料與方法

1.1儀器

MDJ-DM型數碼金相顯微鏡（重慶奧特光學儀器有限公司），Thermo Scientific Apreo 2C型場發射掃描電鏡（SEM）（美國Thermo Fisher Scientific公司），MHVD-50AP型維氏硬度計（上海鉅晶精密儀器制造有限公司），Nano Test Vantage型納米壓痕儀（英國Micro Materials公司）.

1.2材料

本研究實驗材料為MAR-M247合金（C、Cr、Mo、Ti、Co、W、Ta、Al、Hf、B、Zr和Ni各元素的質量分數分別為0.15%、8%、0.6%、1%、10%、10%、3%、5.5%、1.5%、0.02%、0.03%和60.2%），MAR-M247合金經固溶處理后，采用氬弧焊焊接，起焊溫度為常溫，峰值電流在37～42 A之間，低值電流在15～20 A之間，氬氣流量為10 L/min，脈沖頻率為500 Hz，脈沖寬度為20％，急冷措施為水冷，焊接完成后得到原始焊件樣品，焊材為Ni863（C、Si、Mn、Cr、Mo、Fe和Ni各元素的質量分數分別為0.06%、0.8%、0.8%、16.0%、16.0%、3.2%和63.14%）.將原始焊件經時效熱處理后得到時效焊件樣品，其熱處理工藝如圖1所示，在壓強小于0.1 Pa的真空環境下，從常溫勻速升溫1 h至650 ℃并保溫0.5 h（溫度波動控制在±5 ℃），再用0.5 h勻速升溫到871 ℃并保溫20 h（溫度波動控制在±5 ℃），最后通入氬氣將熱處理爐內壓強增加到200 kPa，并用氬氣冷卻焊件.

1.3表征

采用光學顯微鏡初步觀察熱處理對焊件各微區組織的影響，利用SEM分析焊件熱處理對各微區組織和形貌變化，并利用SEM上配備的能譜儀（EDS）對熱處理前后焊件各微區組織進行能譜分析.

1.4性能測試

使用維氏硬度計測量記錄焊件熱處理前后各區域的硬度變化情況，測試條件為：加載壓力1 000 g，保載時間15 s，每個測試點之間的間距為0.3 mm.通過納米壓痕技術測定焊件不同微區的納米硬度和彈性模量，實驗選用Berkovich［6］金剛石壓頭，壓痕模式為控制載荷模式，最大載荷為350 mN，加載時間30 s，保載時間10 s，卸載時間40 s，在焊件每個微區保證至少6次有效實驗.

2結果與分析

2.1微區組織表征

圖2為原始焊件各區域的組織.其中，圖2（A）是MAR-M247原始焊件的宏觀形貌，在宏觀形貌中可以明顯觀察到母材（見圖2（B））、熔合線（見圖2（C））和焊縫（見圖2（D））.圖2（B）和圖2（E）為原始焊件母材區域的金相組織，可以觀察到母材中存在γ/γ′共晶相和不同形狀的碳化物，這些碳化物包含草書狀、桿狀和塊狀碳化物，其中，最典型的是草書狀碳化物，是由3個獨立的部分組成，包括中央核心與兩側細長的臂.有研究表明，草書狀碳化物是在合金凝固的最后階段通過與合金內的γ基質進行共晶反應而形成的，其大小與冷卻速度有關，在冷卻速度較低時生成具有對稱性的中央核心，隨著冷卻速度的提升，中央核心向四周輻射生長出細長的臂［14］.圖2（C）和圖2（F）為原始焊件的熱影響區，在其晶界及晶界周圍處存在著許多碳化物，并且還含有少量γ/γ′共晶相.γ/γ′共晶相的產生與凝固偏析有關，在γ固溶體產生的過程中，由于發生了凝固偏析，所以導致液相中Al和Ti的含量不斷上升，當液相中Al和Ti的含量高于γ/γ′共晶相中Al和Ti的含量時，γ/γ′共晶開始產生［14］.與母材相比，熱影響區的晶界碳化物更粗大并且晶界周圍碳化物更加密集.圖2（D）和圖2（G）為焊縫中心區域，該區域為形態對稱的等軸晶組織，并有大量細小的碳化物存在，在圖2（C）的左側為熔合線附近部分區域的焊縫邊緣組織，其組織形態多呈現樹枝晶狀，焊縫邊緣和中心區域組織的不同是由于鎳基熔池金屬傳熱較慢，導致焊縫中心區域冷卻速度慢，而靠近母材的熔合線區域冷卻速度快.

圖3為時效焊件各微區的組織.其中，圖3（A）為時效焊件母材組織，與圖2（B）中原始焊件相比，組織中細小碳化物變多，但是γ/γ′共晶減少.有研究表明，固溶處理后的MAR-M247合金在871 ℃條件下進行時效處理可以減少γ/γ′共晶相［12］.圖3（B）為時效焊件的熱影響區組織，相比于原始焊件的熱影響區與母材組織之間較大的差異，時效焊件的熱影響區與母材的差異較小.此外，對于焊縫而言（見圖3（C）），時效熱處理導致該區域中的碳化物更加密集.對比時效熱處理前后焊件在光學顯微鏡下的表征結果，可初步得到，時效處理能夠使母材與熱影響區之間的組織差異減小，并使焊縫區域的碳化物增多.

圖4為在SEM下觀察到的各區域微觀形貌.圖4（A）和圖4（F）為原始焊件母材區域，其含有一定量的桿狀碳化物.圖4（D）和圖4（I）為時效焊件的母材區域，與原始焊件相比，其組織中桿狀碳化物較少，而顆粒狀碳化物的含量更多.圖4（B）和圖4（G）為原始焊件的熱影響區區域，從微觀形貌中觀察到有大量晶島，晶島區域能譜分析結果如圖4（L）所示，在晶島中心為M23C6碳化物，該碳化物主要含有C、Cr和W 3種元素，碳化物外圍是大量不規則形狀的γ′粒子.有研究表明，在焊接接頭熱影響區的晶島位置是最容易產生裂紋的地方［14］.因為時效焊件的熱影響區與母材組織形貌趨于一致，所以未能在掃描電鏡下發現明顯區別.圖4（C）和圖4（H）為原始焊件的焊縫區域，在該區域未發現γ/γ′共晶組織.而在圖4（E）和圖4（J）中觀察到時效焊件的焊縫組織中有花狀γ/γ′共晶組織，且在共晶組織周圍是γ基體組織.圖4（K）是γ/γ′共晶組織的面掃描圖像.注：（A～J） 原始焊件和時效焊件微區組織，（K） γ/γ′共晶和碳化物面掃描結果，（L） 晶島中心碳化物點掃描結果

2.2維氏硬度分析

硬度作為材料抵抗局部變形的能力，其與材料的塑性、韌性和強度等性能密切相關.通過測量各個微區組織的硬度可了解其力學性能特點，從而對其力學性能進行判斷.對原始焊件和時效焊件不同微區進行的顯微硬度測量結果如圖5所示.

原始焊件各區域平均硬度從大到小順序為熱影響區（491.1 HV）、焊縫（483.6 HV）和母材（435.0 HV）；時效焊件各區域平均硬度從大到小順序為焊縫（466.8 HV）、熱影響區（458.0 HV）和母材（432.1 HV）.綜上所知，原始焊件各區域組織的硬度均大于時效焊件，其中熱影響區的硬度由491.1 HV下降到458.0 HV，焊縫區域的硬度由483.6 HV下降到466.8 HV，熱影響區的硬度和焊縫區域的硬度下降明顯，但是母材區域硬度僅僅由435.0 HV下降到432.1 HV，下降不明顯.結合前文，熱處理前后焊件母材組織變化不大是導致母材區域硬度下降不明顯的原因，在熱影響區硬度明顯減小則是由于碳化物減少所導致.有研究表明，鎳基合金組織硬度大小與γ/γ′共晶等組織含量、晶粒大小、碳化物的體積分數和尺寸有關，其中，碳化物的體積分數增加導致材料強度的增加，但是γ/γ′共晶百分比含量增大導致材料軟化［17-18］.對于焊縫區域，在時效焊件的碳化物和γ/γ′共晶比原始焊件更高的情況下，時效焊件的維氏硬度反而減小，這個結果可能與殘余應力的降低有關.這個現象已有文章報道，并分析得到熱處理后殘余應力的降低是硬度降低的主要因素之一［13］.

2.3納米壓痕硬度和彈性模量分析

納米壓痕技術表征材料力學性能的理論方法是Oliver-Pharr［19］算法.Oliver-Pharr算法是由Oliver和Pharr根據Sneddon［20］提出的平整平面與各種軸對稱壓頭幾何形貌之間壓入尺寸的關系改進的一種理論算法.可以通過Oliver-Pharr算法對納米壓痕實驗得到的數據進行分析，并得到材料硬度H為，

H=ρmaxA（1）

式中，ρmax為最大法向載荷，A為最大法向投影面積.對于理想壓頭，A可以通過真實接觸深度hc計算，

A=24.5 h2c（2）

真實接觸深度hc可以根據Sneddon的工作得到，

hc=hmax-εPmaxS（3）

式中，hmax為最大接觸深度，ε=0.75，S為接觸剛度，其為取卸載曲線上端1/3區域進行線性擬合所得到的直線斜率.針對材料彈性模量的計算在Stilwell等［21］的工作中有提到.為了考慮壓頭變形對材料彈性模量的影響，Stilwell等［21］認為用于建立本構方程的彈性模量應該用約化模量取代.根據Stilwell等［21］的研究結果得到約化模量的定義式如下，

1Er=1-v2E+1-v2iEi（4）

式中，Er為材料的約化模量，E和v分別為實驗材料的彈性模量和泊松比，Ei（1 141 GPa）和vi（0.07）為理想Berkovich壓頭的彈性模量和泊松比.Stilwell等［21］的工作是在顯微尺度上進行的，未能實現在納米尺度上位移的準確量測.Ternovskii等［22］在Sneddon［20］的理論基礎上，通過在納米尺度上測量得到的載荷—位移曲線，計算出接觸剛度S，并通過接觸剛度S計算出材料的約化模量Er為，

Er=π2SA（5）

但是，公式（5）僅僅適用于圓錐形壓頭、球形壓頭和圓柱形壓頭等一系列的軸對稱壓頭，而三棱錐形Berkovich壓頭因缺乏軸對稱性導致了一定的誤差，因此在使用公式（5）分析Berkovich壓頭得到的納米壓痕實驗數據時，通常需要增加一個修正因子β，如下式（6）［23］，

Er=π2βSA（6）

式中，β（1.058）為修正因子.

圖6為焊件在350 mN載荷下，通過納米壓痕實驗得到的載荷—位移曲線.其中，圖6（A）為原始焊件的載荷—位移曲線，圖6（B）為時效焊件的載荷—位移曲線.對于原始焊件，在加載階段，3個區域對應的位移量分別為母材1 798 nm、熱影響區1 667 nm和焊縫1 698 nm；在保載階段，3個區域對應的位移量分別為母材49 nm、熱影響區38 nm和焊縫38 nm；在卸載階段，3個區域對應的位移量分別為母材580 nm、熱影響區443 nm和焊縫444 nm.時效焊件在加載階段，3個區域對應的位移量分別為母材2 763 nm、熱影響區2 762 nm和焊縫2 871 nm；在保載階段，3個區域對應的位移量分別為母材150 nm、熱影響區141 nm和焊縫148 nm，在卸載階段，3個區域對應的位移量分別為母材1 374 nm、熱影響區1 428 nm和焊縫1 425 nm.納米壓痕加載階段曲線能夠反映材料抵抗局部變形的能力，保載階段能夠反映材料的蠕變性能，卸載階段能段能夠反映出材料的塑性［24］.在圖6（A）所示原始焊件各區域的載荷—位移曲線中，加載階段同等壓痕深度下，所需載荷從大到小為熱影響區、焊縫和母材，即材料抵抗局部變形的能力逐漸變小.此外，原始焊件的3個區域在加載、保載和卸載階段的曲線表現出明顯的不同，表明了3個區域材料力學性能有明顯的差異.在圖6（B）中，時效焊件母材和熱影響區的載荷—位移曲線在加載階段重合，結合前文中母材與熱影響區的組織變化進行分析，得到熱處理使母材和熱影響區組織抵抗局部變形的能力趨于一致.焊縫區域由于使用的焊材與母材的成分有所不同，在時效熱處理前后均表現出與熱影響區和母材不同的力學性能.通過測得的載荷—位移數據，結合彈性模量和硬度的計算公式，計算得到熱處理前后焊件的納米硬度和彈性模量，如圖7所示.

在圖7（A）中，原始焊件各區域的納米硬度由大到小依次為熱影響區6.13 GPa、焊縫5.77 GPa和母材5.24 GPa；時效焊件各區域的納米硬度由大到小依次為熱影響區3.16 GPa、母材2.79 GPa和焊縫2.64 GPa.在原始焊件中，熱影響區比母材硬度高，結合前文，導致原始焊件的熱影響區比母材硬度高的原因是焊接過程中熱影響區碳化物的增多和γ/γ′共晶的減少；并且在熱影響區所測得的數據中，靠近母材一側所測得的納米硬度低于靠近焊縫區域所測得的納米硬度.在時效焊件中，焊縫硬度最低，這與維氏硬度測得的結果差異較大，導致這個結果的原因與焊縫大量產生的花狀γ/γ′共晶和熱處理后殘余應力的降低有關［13］，同時也與納米壓痕技術是在微納米尺度上評價材料的力學性能，其測試到的是材料中單一組織力學性能，而維氏硬度是各種組織共同作用的結果有關［24］.對比原始焊件和時效焊件的納米硬度，可以發現，原始焊接件各區域的硬度均大于熱處理后焊接件對應區域測得的硬度，這與圖4中維氏硬度測試結果一致.但是，原始焊件各區域納米硬度均比時效焊件各區域納米硬度高1倍左右，導致這個結果的原因是時效熱處理后各區域元素分布更加均勻和殘余應力的降低［13］

在圖7（B）中，原始焊件各區域的彈性模量從大到小依次為焊縫153.60 GPa、熱影響區145.83 GPa和母材124.79 GPa；時效焊件各微區內的彈性模量從大到小依次為熱影響區32.22 GPa、母材29.80 GPa和焊縫27.28 GPa.原始焊件各微區的彈性模量變化很大，而時效焊件各微區的彈性模量變化不大.由于焊接導致了原始焊件母材與熱影響區微觀組織的差異，因此原始焊件母材與熱影響區的彈性模量差異較大；而時效焊件彈性模量變化不大是因為母材與熱影響區微觀組織趨于一致.時效焊件焊縫區域比母材和熱影響區的彈性模量低的原因可能是γ/γ′共晶的大量產生.對比熱處理前后焊件各區域彈性模量的變化，可以發現，原始焊件各區域的彈性模量遠在時效焊件各區域的彈性模量之上，導致這個結果的原因可能與時效熱處理后各區域元素分布更加均勻有關［6］，以及與納米壓痕技術是在微納米尺度上評價材料的力學性能有關［24］.

3結論

本文研究了氬弧焊焊接的MAR-M247鎳基高溫合金焊件在時效熱處理后各微區組織及力學性能的變化，得到如下結論：

1）通過時效熱處理，熱影響區容易產生開裂的晶島完全消失，同時大塊連續的M23C6碳化物被去除，熱處理的焊件母材與熱影響區組織趨于一致；此外，時效熱處理使焊縫區域的不規則碳化物轉變為顆粒碳化物，并且使花狀γ/γ′共晶組織增加.

2）時效熱處理改變熱影響區和焊縫的組織，降低了熱影響區的焊縫的殘余應力，使母材和熱影響區力學性能趨于一致，并使母材和熱影響區與焊縫區域力學性能差異明顯降低.

參考文獻：

［1］Martin B，Joachim R.Influence of transition group elements on the stability of the γ″-phase in nickel base alloys［J］.Modell Simul Mater Sci Eng，2021，29（5）：1-12.

［2］Long S D，Jun X，Jiang Z F，et al.Room temperature tensile deformation behavior of a Ni-based superalloy with high W content［J］.China Foundr，2021，18（3）：192-198.

［3］Chu Y，Chen Y，Chen Y X，et al.Microstructure and corrosion behavior of Ni-Cr-Mo nickel-based alloy weld［J］.Mater Res，2020，23（6）：e20190631-1-e20190631-9.

［4］Li S，Yang X，Qi H.High-temperature hot-corrosion effects on the creep-fatigue behavior of a directionally solidified nickel-based superalloy：Mechanism and lifetime prediction［J］.Int J Damage Mech，2020，29（5）：798-809.

［5］丁一然.微量元素對鎳基單晶高溫合金組織結構及性能的影響［J］.內燃機與配件，2020，41（21）：109-111.

［6］Bor H Y，Wei C N，Jeng R R，et al.Elucidating the effects of solution and double ageing treatment on the mechanical properties and toughness of MAR-M247 superalloy at high temperature［J］.Mater Chem Phys，2008，109（2/3）：334-341.

［7］Costa A M S，Lopes E S N，Contieri R J，et al.Microstructural and mechanical characterization of directionally solidified conventional and nb-modified MAR-M247 superalloy［J］.J Mater Eng Perform，2019，28（4）：2427-2438.

［8］Li L，Gong X，Wang C，et al.Correlation between phase stability and tensile properties of the Ni-based superalloy MAR-M247［J］.Acta Metall Sin（Engl Lett），2021，34：872-884.

［9］Marie K，Petr K，Jiri D，et al.High temperature creep behaviour of cast nickel-based superalloys INC 713 LC，B1914 and MAR-M247［J］.Metals，2021，11（1）：1-16.

［10］Miroslav ，Vít H，Ludvík K，et al.High cycle fatigue data transferability of MAR-M 247 superalloy from separately cast specimens to real Gas turbine blade［J］.Metals，2020，10（11）：1460-1-1460-16.

［11］安寧，袁曉飛，牛永吉，等.Mar-M247鑄造高溫合金平衡析出相熱力學計算與分析［J］.航空材料學報，2018，38（6）：19-28.

［12］Baldan R，Rocha R L P，Tomasiello R B，et al.Solutioning and aging of MAR-M247 nickel-based superalloy［J］.J Mater Eng Perform，2013，22（9）：2574-2579.

［13］Rahimian M，Milenkovic S，Sabirov I.Microstructure and hardness evolution in MAR-M247 Ni-based superalloy processed by controlled cooling and double heat treatment［J］.J Alloys Comp，2013，550：339-344.

［14］Rakoczy ，Grudzien M，Zielin′ska-Lipiec A.Contribution of microstructural constituents on hot cracking of mar-m247 nickel based superalloy［J］.Arch Metall Mater，2018，63（1）：181-189.

［15］Senkov O N，Mahaffey D W，Semiatin S L，et al.Inertia friction welding of dissimilar superalloys MAR-M247and LSHR［J］.Metall Mater Trans A，2014，45（12）：5545-5561.

［16］Zhang B，Sheng G，Jiao Y，et al.Precipitation and evolution of boride in diffusion affected zone of TLP joint of MAR-M247 superalloy［J］.J Alloys Comp，2017，695：3202-3210.

［17］Gasko K L，Janowski G M，Pletka B J.The influence of γ-γ′ eutectic on the mechanical properties of conventionally cast MAR-M247［J］.Mat Sci Eng A-Struct，1988，104：1-8.

［18］Rahimian M，Parvin N，Ehsani N.Investigation of particle size and amount of alumina on microstructure and mechanical properties of Al matrix composite made by powder metallurgy［J］.Mat Sci Eng A-Struct，2010，527（4/5）：1031-1038.

［19］Oliver W C.An improved technique for determing hardness and elastic modulus using load and displacement sensing［J］.J Mater Res，1992，7（6）：1564-1583.

［20］Sneddon I N.The relation between load and penetration in the axisymmetric boussinesq problem for a punch of arbitrary profile［J］.Int J Eng Sci，1965，3（1）：47-57.

［21］Stilwell N A，Tabor D.Elastic recovery of conical indentations［J］.Proc Phys Soc，1961，78（2）：169-179.

［22］Ternovskii A P，Alekhin V P，Shorshorov M K，et al.Micromechanical testing of materials by depression［J］.Zavodsk Lab，1973，39：1620-1624.

［23］Hay J C，Bolshakov A，Pharr G M.A critical examination of the fundamental relations used in the analysis of nanoindentation data［J］.J Mater Res，1999，14（6）：2296-2305.

［24］龔江宏.準靜態納米壓痕的理論基礎與數據分析［J］.陶瓷學報，2021，42（2）：182-245.

（責任編輯：伍利華）

Effect of Heat Treatment on Microstructure and

Mechanical Properties of MAR-M247 Weldment

YANG Shengjie，ZHOU Jiajing，ZHANG Wenji，DENG Chaowen，HUANG Yanyan（School of Mechanical Engineering，Chengdu University，Chengdu 610106，China）Abstract：In this paper，aging heat treatment was conducted on MAR-M247 weldment.The microstructure and microstructure of the weldment before and after heat treatment were characterized by optical microscope and scanning electron microscope.The Vickers hardness of each area of the weldment before and after heat treatment was measured with a Vickers hardness tester，and the nano hardness and elastic modulus of each area of the weldment before and after heat treatment were measured with a nano indentation meter.The experimental results show that after aging heat treatment γ/γ′ the eutectic phase decreases，the crystal island structure that is most prone to crack in the heat affected zone completely disappears，and the number of granular carbides and γ/γ′ the eutectic phase at the welded joint increased.Before and after heat treatment，the Vickers hardness of the weldment had little change in the base metal area，and decreased significantly in the heat affected zone and the welded joint.Compared with the original weldment，the nano hardness and elastic modulus of each area of aging weldment decrease，but the anaunf of difference between each area is significantly reduced.

Key words：heat treatment;MAR-M247;welded joint;microzone organization;mechanical property