華培濤，陳斯博，張偉紅，姚曉雨，孫文儒

（1.中國科學(xué)院金屬研究所，沈陽 110016；2.中國航發(fā)沈陽黎明航空發(fā)動機有限責任公司，沈陽 110000）

GH4145 是一種Cr 含量較高的時效強化型鎳基高溫合金，美國牌號為Inconel X-750[1–3]。GH4145 合金的組織主要由γ 基體、與基體共格的γ′相，以及MC 型和M23C6型碳化物所構(gòu)成。該合金具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能和抗氧化、抗熱腐蝕性能，以及良好的工藝性能，在航空發(fā)動機中主要用于制造在800℃以下工作并要求較高強度的耐蝕環(huán)形件、結(jié)構(gòu)件和螺栓等零件，在540℃以下工作的具有中等或較低應(yīng)力并要求耐松弛的平行彈簧和螺旋彈簧[4]。GH4145 合金在其他領(lǐng)域也得到了廣泛的應(yīng)用，如燃氣渦輪機的轉(zhuǎn)子葉片、葉輪和其他結(jié)構(gòu)件，火箭發(fā)動機的推力室，飛機的反推力裝置，大型高壓容器，模具和核反應(yīng)堆等[3–8]。M23C6碳化物是GH4145等高溫合金的主要晶界強化相，其析出比較復(fù)雜，一般情況下以細小顆粒狀在晶界彌散析出，有時也以胞狀（cellular）或片狀（lamellar）在晶界析出[4]。片狀是指單個M23C6相的形態(tài)，胞狀是指互相平行的M23C6片組合在一起的整體形狀，本文統(tǒng)稱為片狀M23C6相。片狀M23C6相是高溫合金中很早就被發(fā)現(xiàn)的一種典型組織[9]，顯著降低合金塑性[5]。盡管早期已開展了較多相關(guān)研究[1,4,10]，基本確定了片狀M23C6相的析出機理，但并未明確其析出條件，因此無法為實際生產(chǎn)中控制片狀M23C6相的析出提供直接有效的指導(dǎo)。近年來，對于GH4145 合金的研究仍較廣泛，但主要集中于熱加工[11]以及核輻射[12]等條件下的組織性能變化的研究，對于片狀M23C6相的析出機制和條件的研究則很少見。因此，本文進一步研究了GH4145 合金片狀M23C6相的析出規(guī)律和條件，以期為控制其析出提供研究基礎(chǔ)。

1 試驗材料與方法

試驗材料為采用“真空感應(yīng)+真空自耗”工藝熔煉的商用GH4145 合金，鑄錠經(jīng)均勻化處理后，鍛造成直徑為45mm 棒材，然后在室溫下進行變形量為48% 的冷軋變形。將冷軋態(tài)合金進行（980℃×30min）固溶處理后，采用氦氣冷卻的方式以不同冷速冷卻至室溫，同時還以爐冷（FC）、空冷（AC）、油冷（OC）和水冷（WC）的方式冷卻至室溫。測試以不同冷速冷卻試樣的室溫拉伸性能，分析晶界和晶內(nèi)強化相析出。將經(jīng)過以上固溶處理后以不同速率冷卻的試樣，進一步進行730℃的時效處理，分析晶界相析出情況。

顯微組織觀察采用電解腐蝕，腐蝕劑為10g 草酸+100mL 水溶液，腐蝕條件為5～10V、30～90s。采用光學(xué)金相顯微鏡（OM，Axiovert 200 MAT）和JEOL 6340型掃描電子顯微鏡進行組織觀察。利用透射電子顯微鏡（TEM，JEOL2010）對析出相形貌和晶體結(jié)構(gòu)進行觀察分析。透射樣品在減薄后利用雙噴技術(shù)制備，雙噴液為10%高氯酸+90%酒精，雙噴溫度為–26℃，電流為46mA。

2 試驗結(jié)果

2.1 晶粒組織和γ′強化相

GH4145 合金冷軋態(tài)組織如圖1（a）所示，晶粒沿變形方向被明顯壓扁，呈典型的冷變形組織。經(jīng)過（980℃×30min）固溶處理后，發(fā)生了完全再結(jié)晶，形成了均勻的等軸晶組織，平均晶粒度約為ASTM8 級（圖1（b））。

經(jīng)980℃保溫30min 以不同速率冷卻處理后，GH4145 合金的室溫拉伸性能如表1 所示。冷卻速率處于0.5～4.5℃/s 范圍內(nèi)時，隨冷卻速率提高，合金的室溫拉伸屈服和斷裂強度急劇降低。當冷卻速率由4.5℃/s提高至22℃/s 時，室溫拉伸屈服和斷裂強度降低的速率明顯變緩。

不同冷速下γ′相的析出情況如圖2 所示。冷卻速率為1.5℃/s 時，合金基體中析出密集分布的γ′相（圖2（a）），因此合金的強度較高；冷卻速率為4.5℃/s 時，掃描電鏡下未觀察到明顯的γ′相析出（圖2（b）），因此室溫拉伸強度顯著降低。冷速提高至22℃/s 時，屈服強度進一步明顯降低，說明冷速為4.5℃/s 時仍有γ′相析出，只是此時析出數(shù)量較少，尺寸很小，所以掃描電鏡下沒有觀察到析出。顯然，冷速主要通過影響γ′相析出來影響合金強度。如表1 所示，22℃/s 冷卻時的室溫拉伸強度與油冷（OC）和水冷（WQ）時相同，說明此時γ′相析出已經(jīng)被完全抑制。但空冷時的強度略高于22℃/s 冷速條件下的強度，說明空冷條件下的冷卻速率略低于22℃/s。同理，爐冷的冷卻速率略低于0.5℃/s。

2.2 晶界強化相析出

將試樣進行（980℃×30min）固溶處理后分別進行爐冷和水冷，再進行（730℃×20h）處理，晶界析出情況如圖3 所示。爐冷后再進行730℃時效的試樣，晶界上析出均勻分布的細小顆粒狀相（圖3（a））；水冷后再進行730℃時效處理的試樣，晶界上除析出細小顆粒狀相之外，局部出現(xiàn)寬化的情況，如圖3（b）中箭頭所示。高倍下觀察可見，寬化的晶界是由與晶界垂直的細絲狀析出相所構(gòu)成（圖3（c））。不同冷速處理的晶界析出情況如表2 所示，冷卻速率低于4.5℃/s 時的晶界析出與爐冷條件下的析出類似（圖3（a）），都為細小顆粒狀析出；冷卻速率為22℃/s，空冷、油冷與水冷條件下的析出類似（圖3（b）和3（c）），都為細小顆粒狀加局部細絲狀析出。

圖1 冷軋態(tài)和固溶處理態(tài)GH4145合金的組織Fig.1 Microstructure of GH4145 alloy as cold rolled and solution treated

圖2 980℃固溶后的冷速對GH4145合金γ′相析出的影響Fig.2 Effect of cooling rate on the precipitation of γ′ phase in GH4145 alloy after the solution at 980℃ for 30min

表1 （980℃×30min）固溶處理后的冷卻速率對GH4145合金室溫拉伸強度的影響Table 1 Effect of cooling rate on room temperature tensile strength of GH4145 under solution at 980℃ for 30min

圖4 為經(jīng)980℃固溶30min 水冷處理后，再經(jīng)730℃時效不同時間的晶界絲狀相析出變化規(guī)律。經(jīng)730℃時效5min 后，絲狀相便已經(jīng)明顯析出，隨時效時間延長晶界絲狀相有所長大。

3 討論

圖5（a）為絲狀相沿<111->晶向的暗場像，其選區(qū)衍射花樣如圖5（b）所示，該相為M23C6相。如圖3（c）和圖5（a）所示，一般情況下，M23C6絲狀相的一側(cè)比較平直，另一側(cè)呈曲線狀。其中平直的一側(cè)應(yīng)為原始晶界OB（original boundary），彎曲的一側(cè)應(yīng)為絲狀M23C6相的生長前沿RF（reaction front），絲狀M23C6相在晶粒A和晶粒B 間的晶界處萌生，生長進入A 晶粒內(nèi)部。由圖5（b）可以看到，M23C6相與基體間存在晶體學(xué)取向關(guān)系：<111->M23C6//<111->γ和<22-0>M23C6//<22-0>γ。這種晶體學(xué)取向關(guān)系可能是造成絲狀M23C6相向A 晶粒內(nèi)部平行生長的主要原因，即沿晶體學(xué)取向關(guān)系生長進入A 晶粒內(nèi)部。

圖6（a）為M23C6相的<220>晶向暗場像，圖6（b）為γ′相的<100>晶向暗場像，對應(yīng)的選區(qū)衍射花樣如圖6（c）所示。圖6（a）中晶界M23C6相多呈細棒狀，與圖5 中形貌相近，靠近原始晶界處尺寸較小，靠近反應(yīng)前沿處尺寸明顯增大。圖6（b）中的γ′相分成兩種形態(tài)，位于原始晶界OB 左側(cè)的晶粒A 中的絲狀M23C6相析出區(qū)，γ′相也呈類似的絲狀；位于原始晶界OB 右側(cè)晶粒B 中無M23C6相析出，γ′相呈正常的球狀。顯然，絲狀相析出區(qū)是由M23C6相絲和γ′相絲共同組成的，并且兩種絲是交替排列的。

表2 980℃固溶冷卻速率對隨后730℃效20h過程中M23C6析出的影響Table 2 Effect of cooling rate succeeding the 980℃ solution on the M23C6 precipitation during aging at 730℃ for 20h

圖3 930℃×30min固溶后的冷速對隨后730℃×20h時效過程中晶界析出的影響Fig.3 Effect of cooling rate succeeding the solution at 980℃ on the grain boundary precipitation during aging at 730℃ for 20h

圖4 GH4145合金經(jīng)980℃×30min水冷處理后，晶界絲狀相析出隨730℃時效時間的變化Fig.4 Evolution of the silk-like phase precipitated at the grain boundary of GH4145 alloy during the aging at 730℃ after the solution at 980℃ for 30min followed by water quenching

圖5 GH4145合金經(jīng)980℃保溫30min水冷后再經(jīng)730℃時效20h的絲狀相析出形貌Fig.5 Typical morphology of M23C6 carbide precipitated in GH4145 alloy after solution at 980℃ followed by water quenching and aging at 730℃ for 20h

圖6 局部晶界析出的片狀M23C6相和γ′相Fig.6 Precipitation of the lamellar M23C6 and γ′ phases at the local grain boundaries

如圖7 所示，塊狀M23C6相均勻分布在晶界上，并且嵌入兩側(cè)的晶粒內(nèi)部。同向單側(cè)晶粒內(nèi)部生長的片狀M23C6相相比，顯然這種向兩側(cè)晶粒內(nèi)部生長的塊狀M23C6相具有更強的晶界強化作用。對圖7 中塊狀M23C6相的能譜分析表明，其成分為75.50%Cr、20.51%Ni、2.69%Fe 和1.29%Ti。眾所周知，γ′相的成分為Ni3（Al，Ti）。顯然M23C6和γ′相的成分存在互補性，當γ′相析出時可以排出M23C6相析出所需要的Cr，而當M23C6相析出時，可以排出γ′相析出所需要的Ni、Al和Ti 元素，因此二者具備共同析出的條件。在本文中，當冷卻速率低于4.5℃/s 時，合金在冷卻過程中預(yù)先析出了γ′相。當合金進一步進行730℃時效時，M23C6相在晶界處萌生后，預(yù)先析出的γ′相顆粒將阻止其長成絲狀，此時其生長依賴于其周圍C 和Cr 元素的供給，兩側(cè)晶粒都可以向其提供C 和Cr 元素，所以它可以生長成嵌入兩側(cè)晶粒的塊狀。當冷卻速率高于22℃/s 時，γ′相的析出被完全抑制。當合金進一步進行730℃時效時，且局部晶界的碳含量較高時，M23C6相與γ′相的形核速率幾乎相同，由于二者成分的互補性，先形核的一相總是可以引起另一相在旁邊析出，二者如此反復(fù)按共析反應(yīng)機制析出。導(dǎo)致M23C6相向單側(cè)晶粒內(nèi)部生長的另一因素是其與晶體的取向關(guān)系，即其存在一個有利生長方向，可以沿該方向優(yōu)先生長成平直的片狀。而M23C6相的片狀生長也必然誘導(dǎo)其旁邊的γ′相長成片狀。從形核的角度考慮，這種共析反應(yīng)的發(fā)源地在晶界某處，并沿晶界面向四周擴展，沿晶界的快速擴散可以保證共析反應(yīng)的持續(xù)進行，直至其周圍C 等關(guān)鍵元素被嚴重消耗為止。在碳含量較低的晶界處，730℃時效時γ′相在兩側(cè)晶粒基體中的析出將先于M23C6相在晶界的析出，當M23C6相在晶界形成穩(wěn)定核心后，兩側(cè)晶粒中預(yù)先析出的γ′相將阻止M23C6相沿有利的晶向生長，此時其生長受元素擴散控制。盡管沿晶界的元素擴散速率較快，但晶界上的多個M23C6相核心的生長必然快速導(dǎo)致C和Cr 元素的貧化，因此其生長必然依賴于兩側(cè)晶粒不斷提供C 和Cr 元素，最終使M23C6相生長成嵌入兩側(cè)晶粒的塊狀。

圖7 塊狀的晶界析出形貌Fig.7 Precipitation of phases as isolated particles at the grain boundaries

綜上所述，M23C6相的析出形態(tài)受γ′相的析出控制。當γ′相預(yù)先在基體中析出時，M23C6相只能生長成塊狀；當γ′相與M23C6同時析出時，有可能以共析方式生長成互相交迭的片狀。

4 結(jié)論

（1）當980℃固溶冷卻速率低于4.5℃/h，GH4145合金的γ′相會在冷卻過程中析出；高于22℃/s 時，γ′相的析出會被完全抑制。

（2）當GH4145 合金的基體中預(yù)先析出γ′相時，M23C6相的析出和長大受元素擴散控制，最后將生長成嵌入兩側(cè)晶粒的塊狀。當基體中無γ′相析出時，有可能導(dǎo)致局部晶界發(fā)生γ′相與M23C6相的共析反應(yīng)，形成互相交迭的片狀組織。