史振學(xué)，劉世忠，趙金乾，王效光，李嘉榮

(中國航發(fā)北京航空材料研究院 先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點實驗室,北京 100095)

單晶高溫合金幾乎消除了所有晶界從而具有良好的高溫綜合性能，是目前制造先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片的關(guān)鍵材料[1-3]。單晶高溫合金葉片在定向凝固、清殼、脫芯、切割等過程中產(chǎn)生的應(yīng)力常導(dǎo)致后續(xù)熱處理過程或服役時再結(jié)晶的發(fā)生[4-7]。為了提高單晶高溫合金的固溶溫度從而實現(xiàn)完全固溶，單晶高溫合金中含有少量或不含晶界強(qiáng)化元素，因此再結(jié)晶晶界成為性能薄弱區(qū)域，降低合金的高溫拉伸性能[8]、持久性能[9-10]，蠕變性能[11]。再結(jié)晶的形成不但與退火溫度相關(guān)，而且與變形溫度也有很大關(guān)系[12-13]。枝晶間的共晶組織對再結(jié)晶晶界遷移具有強(qiáng)烈的阻礙作用[14-15]。通過回復(fù)熱處理、滲碳、表面涂層和去除表面變形層等方法可以抑制單晶高溫合金再結(jié)晶，化學(xué)腐蝕可以不引入應(yīng)力去除表面變形層從而實現(xiàn)抑制再結(jié)晶的目的[16]。目前國內(nèi)外對于單晶高溫合金的再結(jié)晶進(jìn)行了大量的研究，但是對于第四代單晶高溫合金再結(jié)晶組織和晶界特征的研究較少。本工作對不同原始組織的第四代單晶高溫合金預(yù)設(shè)變形，研究了不同退火溫度處理后的再結(jié)晶組織，為第四代單晶高溫合金的研制和應(yīng)用提供基礎(chǔ)研究參考。

1 實驗材料與方法

實驗所用材料為Ni-Cr-Co-Mo-W-Ta-Nb-Re-Ru-Al-C第四代單晶高溫合金。在高溫度梯度真空定向凝固爐中采用螺旋選晶法制成[001]取向的單晶高溫合金試棒。用勞埃X射線背反射法確定單晶試棒的結(jié)晶取向，試棒的[001]結(jié)晶取向與主應(yīng)力軸方向的偏差在7°以內(nèi)。試棒分為兩組(1#和2#)，其中1#試棒首先按以下工藝進(jìn)行標(biāo)準(zhǔn)熱處理：1300℃/1h +1310℃/2h + 1320℃/3h +1330℃/4h +1340℃/6h, AC+1120℃/4h, AC+870℃/32h, AC。標(biāo)準(zhǔn)熱處理后再與2#試棒進(jìn)行相同的處理過程，兩組試樣預(yù)設(shè)變形后都進(jìn)行不同溫度的退火處理，具體熱處理工藝如表1所示。將鑄態(tài)試棒和標(biāo)準(zhǔn)熱處理試棒分別采用線切割加工成10mm×10mm×10mm的方形試樣。采用長方形的壓頭在方形試樣的(001)面上打上“一”字形壓痕，壓頭尖端尺寸為0.5mm×8mm，載荷5kN，保載時間為15s。為了研究枝晶干與枝晶間再結(jié)晶組織的異同，“一”字形壓痕與二次枝晶臂的夾角約為45°。試樣壓痕示意圖如圖1所示。將壓痕試樣采用石英管真空封裝，分別進(jìn)行不同溫度的退火處理，即分別在1100, 1150, 1200, 1250, 1300℃和1340℃保溫4h后空冷。采用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡(配有專用EBSD探頭和EBSD專用分析軟件)研究不同條件下合金組織。為了分析合金退火過程中γ′相或共晶的固溶情況，首先分析未變形區(qū)域的合金組織，然后分析變形區(qū)域的再結(jié)晶情況，最后垂直壓痕解剖后分析再結(jié)晶層的深度。

表1 不同原始組織試樣的熱處理過程Table 1 Heat treatment process of different original microstructure samples

圖1 壓痕試樣制備示意圖Fig.1 Schematic illustration of indented sample

2 實驗結(jié)果

2.1 不同溫度退火后合金未變形區(qū)域的組織演化

圖2為標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣經(jīng)過不同溫度退火處理后未變形區(qū)域的組織?？梢钥闯?，合金在1100℃處理后，γ′相尺寸稍有增加。合金在1150℃處理后，γ′相尺寸增加的同時，其立方化程度也明顯增大，基體通道更加平直。1200,1250℃退火處理后，γ′相尺寸明顯增加，出現(xiàn)鋸齒狀的γ′/γ相界面，基體通道變寬。1300,1340℃退火處理后，γ′相全部回溶后重新析出不規(guī)則、細(xì)小的γ′相。不同的組織演化主要與不同溫度退火過程中γ′相的長大、回溶和重新析出有關(guān)。保溫過程為γ′相長大過程及回溶過程。冷卻時為過飽和γ基體中析出γ′相。在1100℃和1150℃退火處理時，退火溫度遠(yuǎn)低于γ′相的大量溶解溫度，γ′相主要為長大過程。在1200℃和1250℃退火處理時，退火溫度接近于γ′相的大量溶解溫度，γ′相長大同時有部分回溶，并在冷卻過程中重新析出，形成鋸齒狀的γ′/γ相界面。1300,1340℃退火處理時，退火溫度高于γ′相的大量溶解溫度，γ′相全部回溶成為單相的γ，冷卻過程中重新析出不規(guī)則、細(xì)小的γ′相。

圖2 標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣經(jīng)過不同溫度退火處理后的組織 (a)未處理;(b)1100℃;(c)1150℃;(d)1200℃;(e)1250℃;(f)1300℃Fig.2 Microstructures of standard heat treated samples after annealing treatment at different temperatures (a)no treatment;(b)1100℃;(c)1150℃;(d)1200℃;(e)1250℃;(f)1300℃

圖3為鑄態(tài)試樣經(jīng)過不同溫度退火處理后未變形區(qū)域組織。可以看出，合金在1100,1150,1200,1250℃退火處理后，枝晶間共晶含量基本保持不變。1300℃退火處理后，枝晶間共晶含量稍有減少。1340℃退火處理后，消除了全部共晶。共晶組織含量變化與退火溫度有關(guān)。1100,1150,1200,1250℃退火溫度較低，共晶基本不溶解。1300℃退火溫度稍高于共晶溶解溫度，部分共晶溶解，而1340℃退火處理顯著高于共晶溶解溫度，因而消除全部共晶。

圖3 鑄態(tài)試樣經(jīng)過不同溫度退火處理后的組織 (a)未處理;(b)1150℃;(c)1200℃;(d)1250℃;(e)1300℃;(f)1340℃Fig.3 Microstructures of as-cast samples after annealing treatment at different temperatures (a)no treatment;(b)1150℃;(c)1200℃;(d)1250℃;(e)1300℃;(f)1340℃

2.2 不同溫度退火后合金預(yù)變形區(qū)域的再結(jié)晶組織演化

圖4為兩種試樣不同溫度退火后變形區(qū)的再結(jié)晶組織?？梢钥闯?，隨著退火溫度的升高，標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣和鑄態(tài)試樣依次出現(xiàn)胞狀再結(jié)晶(cellular recrystallization,CRX)、混合再結(jié)晶、等軸再結(jié)晶(equiaxed recrystallization, ERX)這3種不同形態(tài)的再結(jié)晶組織。1100,1150,1200℃退火處理后，標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣和鑄態(tài)試樣都出現(xiàn)胞狀再結(jié)晶。胞狀再結(jié)晶的特征為：靠近再結(jié)晶晶界或再結(jié)晶與基體界面處多為垂直于界面排列的長條狀粗大的γ′相，靠近再結(jié)晶晶粒中心處多為等軸狀的γ′相。鑄態(tài)試樣的胞狀再結(jié)晶都是依附共晶上形核和長大。隨著退火溫度升高，胞狀再結(jié)晶晶粒增大。1200℃退火處理后，析出胞狀γ′相后，γ基體中又析出了細(xì)小的γ′相，如圖5所示。1250℃退火處理后，標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣和鑄態(tài)試樣都出現(xiàn)胞狀與等軸混合再結(jié)晶。1300℃退火處理后，標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣再結(jié)晶組織全部為等軸再結(jié)晶，而鑄態(tài)試樣仍為胞狀和等軸混合再結(jié)晶。1340℃退火處理后，標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣和鑄態(tài)試樣都形成了等軸再結(jié)晶。

圖6為合金在不同條件下的再結(jié)晶層深度?？梢钥闯?，隨著退火溫度升高，標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣和鑄態(tài)試樣的再結(jié)晶層深度明顯增加，而且標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣再結(jié)晶深度明顯大于鑄態(tài)試樣，這說明標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣的再結(jié)晶晶粒更容易長大，這與文獻(xiàn)研究結(jié)果[17]相同。

單晶高溫合金再結(jié)晶的形核和長大機(jī)制起主要作用的是擴(kuò)散過程，與退火溫度有重要關(guān)系。它們與溫度的關(guān)系滿足Arrhenius方程[18]：

D=D0exp(-Q/RT)

(1)

式中：D為形核率或生長速率；D0為常數(shù)；R為氣體常數(shù)；Q為激活能；T為絕對溫度。由公式(1)可以看出，隨著退火溫度升高，再結(jié)晶晶粒形核和長大的速率增加，因此再結(jié)晶層的深度隨退火溫度升高而增加。

3 分析與討論

3.1 原始組織對再結(jié)晶的影響

單晶高溫合金基本上由γ基體和γ′相組成，而γ′相的溶解是產(chǎn)生再結(jié)晶的必要條件[19]。由上述分析可知，標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣在低于1250℃進(jìn)行退火處理時，γ′相基本不溶解。雖然γ′相未溶解，但是合金變形區(qū)域存儲的應(yīng)變能在加熱時能夠促進(jìn)γ′相溶解[20]。γ′相的不斷溶解很快使γ相出現(xiàn)過飽和，不穩(wěn)定的過飽和態(tài)通過產(chǎn)生不連續(xù)的粗大條狀γ′相而使體系穩(wěn)定[21]，從而使粗大的γ′相垂直于界面從中心向四周“定向生長”，形成了“菊花狀”的胞狀再結(jié)晶組織。在1250℃退火處理時，γ′相部分溶解，再結(jié)晶的阻力減小，從而使變形區(qū)部分以等軸再結(jié)晶的形式釋放應(yīng)變能，部分仍以胞狀再結(jié)晶的形式進(jìn)行。在1300℃和1340℃熱處理時，γ′相全部溶解，沒有粒狀第二相的阻礙，再結(jié)晶的阻力大幅度減小，從而使變形區(qū)全部以等軸再結(jié)晶的形式釋放應(yīng)變能。

鑄態(tài)試樣中含有大量的共晶組織，共晶組織大部分由γ′相組成。在低于1250℃進(jìn)行退火處理時，γ′相基本不溶解，共晶組織基本不溶解或少量溶解。共晶對再結(jié)晶具有強(qiáng)烈的阻礙作用[14-15,17]。但變形共晶存儲的應(yīng)變能與變形的γ′相一樣能夠促進(jìn)其溶解并形成胞狀再結(jié)晶。且由于共晶含有大量的γ′相形成元素，因此比共晶周圍基體更容易形成帶有粗大條狀γ′相的胞狀組織，對于鑄態(tài)試樣，胞狀再結(jié)晶優(yōu)先在共晶上形核和長大。在1250℃和1300℃退火處理時，由于枝晶干的γ′相尺寸較小而全部溶解，枝晶間的γ′相尺寸較大而部分溶解，少量共晶組織溶解，因此在枝晶間共晶上形成胞狀再結(jié)晶，枝晶干區(qū)域由于再結(jié)晶阻力較小而形成等軸再結(jié)晶，并向枝晶間擴(kuò)展長大，未溶解的粗大γ′相和共晶對再結(jié)晶晶界擴(kuò)展的強(qiáng)烈阻礙作用使其呈現(xiàn)出枝晶狀的再結(jié)晶組織，如圖7所示。在1340℃退火處理時，所有的γ′相和共晶組織全部溶解，再結(jié)晶的阻力顯著減小，從而使變形區(qū)全部以等軸再結(jié)晶的形式釋放應(yīng)變能。

通過以上分析可以看出，變形共晶促進(jìn)胞狀再結(jié)晶的形成，未變形共晶阻礙再結(jié)晶晶粒長大。由于鑄態(tài)試樣中粗大γ′相和共晶對再結(jié)晶的阻礙作用，使相同條件下鑄態(tài)試樣比標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣的再結(jié)晶層厚度小。

3.2 再結(jié)晶晶界特征

根據(jù)晶界角度的大小，晶界分為小角度晶界(0°<θ<15°)和大角度晶界(θ>15°)。大角度晶界是導(dǎo)致再結(jié)晶降低合金高溫性能的主要原因。采用EBSD分析了再結(jié)晶組織的晶體取向和晶界角度分布。上述不同退火溫度再結(jié)晶組織演變分析表明，合金在1200℃退火處理后形成胞狀再結(jié)晶組織，因此采用EBSD分析了1200℃退火處理后鑄態(tài)試樣的胞狀再結(jié)晶組織晶體取向和晶界角度分布，分析結(jié)果見圖8。由圖8可知，胞狀再結(jié)晶與基體之間的界面有小角度晶界，也有大角度晶界，胞狀再結(jié)晶晶粒之間有少部分為小角度晶界，大部分為大角度晶界，存在一定數(shù)量的孿晶界(60°左右)。這與Bürgel等認(rèn)為胞狀再結(jié)晶與基體之間的界面為大角度晶界的研究結(jié)果不同[22]，而與魏文娟等胞狀再結(jié)晶的研究結(jié)果基本一致[23]。

圖4 不同溫度退火后標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣(1)與鑄態(tài)試樣(2)的再結(jié)晶組織 (a)1100℃;(b)1200℃;(c)1250℃;(d)1300℃;(e)1340℃Fig.4 Recrystallization microstructures of the standard heat treated samples (1) and as-cast samples (2) after annealing treatment at different temperatures (a)1100℃;(b)1200℃;(c)1250℃;(d)1300℃;(e)1340℃

圖5 1200℃退火處理后合金的胞狀再結(jié)晶組織 (a)標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣;(b)鑄態(tài)試樣Fig.5 CRX microstructures of the alloy after annealing treatment at 1200℃ (a)standard heat treated sample;(b)as-cast sample

圖6 合金不同退火溫度對再結(jié)晶層深度的影響Fig.6 Effect of different annealing treatment temperatures on the recrystallized layer depth

由不同退火溫度再結(jié)晶組織演變分析表明，標(biāo)準(zhǔn)熱處理合金在1300℃和1340℃退火處理后形成等軸再結(jié)晶組織，因此采用EBSD分析了標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣在1300℃和1340℃退火處理后形成的等軸再結(jié)晶組織晶體取向和晶界角度分布，分析結(jié)果見圖9。可以看出，等軸再結(jié)晶與基體之間的界面有小角度晶界，也有大角度晶界。再結(jié)晶晶粒之間界面少部分為小角度晶界，大部分為大角度晶界，存在數(shù)量較多的孿晶界。

雖然兩種退火再結(jié)晶組織中孿晶所占比例有所不同，但都含有較大數(shù)量的孿晶界，這表明孿晶在單晶高溫合金再結(jié)晶的過程中發(fā)揮了重要作用。鎳基單晶高溫合金為低層錯能合金[24]。余永寧認(rèn)為某些低層錯能的合金在回復(fù)過程中以應(yīng)變誘發(fā)晶界牽動機(jī)制的方式長大而容易形成孿晶[25]。從能量上分析，孿晶與普通大角度晶界主要區(qū)別為它們的表面能不同。孿晶界幾乎完全共格從而具有較小的界面能[26]。據(jù)文獻(xiàn)報道鎳基合金中普通大角度晶界的表面能為0.69J/m2，而孿晶界的界面能為0.03J/m2 [27]。因此這也導(dǎo)致孿晶容易在低層錯能的單晶高溫合金再結(jié)晶過程中形成。

圖7 1250℃(a)和1300℃(b)退火處理后鑄態(tài)試樣的枝晶狀再結(jié)晶組織取向分布圖Fig.7 OIM maps of dendritic recrystallization of the as-cast samples after annealing treatment at 1250℃(a) and 1300℃(b)

圖8 1200℃退火處理后鑄態(tài)試樣的胞狀再結(jié)晶組織晶體取向(a)和晶界角度分布(b)Fig.8 OIM maps (a) and grain boundary angle distributions (b) of CRX in the as-cast alloy after annealing treatment at 1200℃

圖9 標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣等軸再結(jié)晶晶體取向(1)和晶界角度分布(2) (a)1300℃;(b)1340℃Fig.9 OIM maps (1) and grain boundary angle distributions (2) of ERX in the standard heat treated samples (a)1300℃;(b)1340℃

4 結(jié)論

(1)隨著退火處理溫度升高，標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣和鑄態(tài)試樣依次出現(xiàn)胞狀再結(jié)晶、混合再結(jié)晶、等軸再結(jié)晶這3種不同形態(tài)的再結(jié)晶組織。

(2)1100,1150,1200℃退火處理后，標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣和鑄態(tài)試樣都出現(xiàn)胞狀再結(jié)晶。1250℃退火處理后，標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣和鑄態(tài)試樣都為混合再結(jié)晶。1300℃退火處理后，標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣再結(jié)晶組織全部為等軸再結(jié)晶，而鑄態(tài)試樣仍為混合再結(jié)晶。1340℃退火處理后，熱處理試樣和鑄態(tài)試樣都形成了等軸再結(jié)晶。

(3)隨著退火處理溫度升高，標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣和鑄態(tài)試樣的再結(jié)晶層深度明顯增加，標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣再結(jié)晶深度明顯大于鑄態(tài)試樣，相同條件下標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣的再結(jié)晶晶粒更容易長大。

(4)再結(jié)晶與基體之間的界面為小角度晶界和大角度晶界共存，再結(jié)晶晶粒之間的界面少部分為小角度晶界，大部分為大角度晶界，存在一定數(shù)量的孿晶界。這表明孿晶在單晶高溫合金再結(jié)晶的過程中發(fā)揮了重要作用。