， ， ， ， ， ， ，

(1. 上海大學 材料科學與工程學院 省部共建高品質特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室， 上海 200444； 2. 中國聯(lián)合重型燃氣輪機技術有限公司， 北京 100061)

鎳基單晶高溫合金由于其優(yōu)異的力學性能(蠕變和疲勞)、抗氧化性和耐腐蝕性而被廣泛應用于航空發(fā)動機和陸基渦輪葉片[1]。眾所周知，在凝固、噴丸處理和打磨翼型等過程中可能會在單晶高溫合金表面產生殘余應力，并在隨后的熱處理或服役過程中產生再結晶[2-5]。由于單晶高溫合金中去除了晶界強化元素，再結晶重新引入的大角度晶界對合金的性能會造成不利影響[6-9]。因此，對單晶高溫合金的再結晶行為進行研究十分必要。

迄今為止，單晶高溫合金再結晶的研究取得了極大進展。例如，Li等[10]通過對IC6SX單晶高溫合金的再結晶研究表明，對合金表面施加不同的應力其產生再結晶的溫度也不同。Cox等[11]研究退火時間和溫度對CMSX-4合金再結晶的影響，發(fā)現(xiàn)在低于γ′相的固溶溫度下發(fā)生再結晶的臨界應變?yōu)?%～2%。Li等[12]研究了在CMSX-4合金中產生再結晶的臨界塑性應變，在高于5%的塑性應變時會發(fā)生再結晶，而在低于5%的塑性應變時不會產生再結晶。但是以上研究焦點主要集中在應變對再結晶的敏感性上，而對于核心問題：再結晶如何形核以及應力所起的作用一直都未得到清晰的闡明。

因此，本文選用經過熱處理的單晶高溫合金為研究對象，通過在樣品表面局部施加不同的應力，探索單晶再結晶的形成規(guī)律，并研究再結晶過程中的組織演變，通過理論計算半定量的分析討論應力在再結晶形成過程中的作用機制。

圖1 不同溫度和應力條件下試驗合金中再結晶的形成情況Fig.1 Formation of recrystallization of the tested alloy under different temperature and stress conditions(a) 1200 ℃,25 MPa; (b) 1200 ℃,49 MPa; (c) 1240 ℃,12 MPa; (d) 1240 ℃,25 MPa; (e) 1280 ℃,6 MPa; (f) 1280 ℃,12 MPa

1 試驗材料及方法

本研究使用了一種第二代單晶高溫合金，其主要化學成分(質量分數(shù)，%)為4.3Cr、9Co、2Mo、8W、7.5Ta、2Re、5.6Al、0.5Nb、0.1Hf和余量的Ni。通過真空感應爐制備母合金，并沿[001]方向制備單晶高溫合金。對單晶樣品進行標準熱處理，熱處理制度為[13]：1290 ℃×1 h + 1300 ℃×2 h + 1315 ℃×4 h(Air cooling，AC)+ 1120 ℃×4 h(AC)+ 870 ℃×32 h(AC)。使用線切割將熱處理試樣切割成小圓柱(φ6 mm×5 mm)，與定向凝固方向垂直的面為φ6 mm，然后進行機械研磨和拋光去除表面殘余應力，然后將這些樣品通過直徑為φ5 mm的球形壓頭分別在6、12、25、49、74和98 MPa的應力下在垂直于晶體(001)平面的表面上壓痕，保壓時間為15 s。為了避免氧化，將樣品封入裝有氬氣的石英玻璃管中，然后將不同應力下的樣品分別在1200、1240和1280 ℃下保溫4 h，然后取出空冷。

將空冷后的試樣用AB膠鑲嵌，將鑲好的樣品用由粗到細的水磨砂紙逐級打磨，然后用1.5 μm的金剛砂研磨膏在金相拋磨機上進行拋光處理。樣品經水洗和乙醇清洗并吹干后，化學腐蝕(化學腐蝕劑8 g FeCl3+24 mL HCl+21 mL H2O)約10 s。樣品腐蝕完成后采用FEI-Quanta 450型掃描電鏡(SEM)觀察合金的顯微組織。使用JXA-8100型電子探針(EPMA)分析再結晶區(qū)域的元素分布。通過Image-Pro Plus 6.0軟件統(tǒng)計再結晶層平均厚度。

2 試驗結果與討論

2.1 再結晶的形成

圖1為不同應力和溫度條件下試驗合金再結晶的形成情況，可知當溫度為1200 ℃時，施加應力為25 MPa的樣品表面微觀組織相同，表明無再結晶形成；而施加應力為49 MPa的樣品表面形成了一層與基體組織不同的區(qū)域，說明樣品表面產生了再結晶。因此，1200 ℃下產生再結晶的臨界應力在25～49 MPa。當溫度升高到1240 ℃和1280 ℃時，產生再結晶的臨界應力分別在12～25 MPa和6～12 MPa之間。綜上所述，應力和溫度決定了單晶高溫合金再結晶的形成，而且隨著溫度的升高，產生再結晶的臨界應力逐漸降低。

根據(jù)固態(tài)相變原理可知，再結晶的形成并不是一個自發(fā)的過程，需要驅動力[14]。一般而言，施加在單晶高溫合金上的應力會以位錯的形式將一部分變形能量儲存下來，而在熱處理過程中這些儲存的能量就是產生再結晶的驅動力[15]。只有當驅動力達到臨界值時才會形成再結晶。再結晶臨界驅動力Pc通過式(1)計算[16]：

(1)

圖3 不同應力和溫度下試驗合金再結晶層的演變Fig.3 Evolution of recrystallization layer of the tested alloy under different stresses and temperatures(a) 1200 ℃; (b) 1240 ℃; (c) 1280 ℃; (a1, b1, c1) 49 MPa; (a2, b2, c2) 74 MPa; (a3, b3, c3) 98 MPa

式中：εc為臨界塑性應變，主要受溫度控制，在本文中假設1200、1240和1280 ℃下εc分別為6%、3%和2%[17]；γlagb為小角度晶界能，此處為0.6 J/m2[17]。根據(jù)公式(1)計算可知，在1200、1240和1280 ℃下再結晶臨界驅動力分別為0.29、0.15和0.10 MPa。Humphreys等[18]研究表明，在合金變形時大部分外界功都以其他形式的能量耗散，只有極少一部分(約1%)留在材料中成為變形儲存能(再結晶驅動力)。根據(jù)Humphreys等[18]報道，可以計算得到形成再結晶的臨界應力為29 MPa(1200 ℃)、15 MPa(1240 ℃)、10 MPa(1280 ℃)。圖2顯示了不同溫度下再結晶臨界應力的試驗值與計算值之間的關系。結果表明，大于臨界應力時會產生再結晶，小于臨界應力時則不會產生再結晶，而且臨界應力隨著溫度的升高而減小。因此，通過理論計算獲得的再結晶臨界應力與試驗結果基本吻合。

圖2 試驗合金再結晶臨界應力計算值與試驗值的比較Fig.2 Comparison of calculated value and tested value of critical stress of recrystallization of the tested alloy

2.2 應力對再結晶層的影響

圖3為不同應力和溫度下試驗合金再結晶層的演變。從圖3可以看出，在相同溫度下再結晶層的厚度隨著應力的增加而增加；而在相同應力下再結晶層的厚度隨著溫度的升高而增加。為了具體觀察再結晶層厚度的變化趨勢，統(tǒng)計了圖1和圖3中再結晶層的厚度，如圖4所示。結果表明，在相同溫度下隨著應力的增加試驗合金再結晶層厚度近乎線性增加。此外，隨著溫度的升高，再結晶層厚度的增長速度明顯加快。

圖4 應力與試驗合金再結晶層厚度之間的關系Fig.4 Relationship between stress and thickness of recrystallization layer of the tested alloy

此外，從物理學角度來看，再結晶晶界遷移實際由擴散過程控制[17]。因此，通過EPMA點掃對不同應力下再結晶和原始基體區(qū)域進行元素分析，如表1所示。結果表明，再結晶區(qū)域中Al含量大于原始基體區(qū)域，而再結晶區(qū)域中W、Cr、Co含量小于原始基體區(qū)域。上述結果表明再結晶過程中Al元素向再結晶區(qū)域遷移，而W、Cr、Co元素向原始基體區(qū)域遷移。

表1 1200 ℃時不同應力下試驗合金再結晶(RX)和原始基體(OM)區(qū)域中元素含量(質量分數(shù)，%)

為了更清晰地表征1200 ℃時不同應力下試驗合金中元素的擴散行為，根據(jù)表1中數(shù)據(jù)計算元素分配系數(shù)，表達式為[19]：

(2)

式中：k為元素分配系數(shù)；CRX為再結晶區(qū)域中元素含量；COM為原始基體區(qū)域中元素含量。計算結果如圖5所示，當k>1時，元素(Al)向再結晶區(qū)域擴散，而且分配系數(shù)越大，元素偏析程度越大；當k<1時，元素(W、Cr、Co)向原始基體區(qū)域擴散，而且分配系數(shù)越小，元素偏析程度越大。因此，元素偏析程度隨著應力的增加而增大。

圖5 1200 ℃時不同應力下試驗合金的元素分配系數(shù)Fig.5 Element distribution coefficient of the tested alloy under different stresses at 1200 ℃

再結晶層厚度主要受形核后的生長階段控制[20]。再結晶形核后，晶界通過向原始基體內部遷移使再結晶生長。再結晶生長速率可以表述為[21]：

v=PdM

(3)

式中：Pd為作用于再結晶晶界的壓力；M為再結晶晶界遷移率。根據(jù)公式(3)可知，再結晶的生長速率分別與Pd和M成正比。Pd主要來自變形儲存能，其隨著應力的增加而增加，從而導致再結晶生長速率加快。另外，從圖5中發(fā)現(xiàn)應力能夠促進元素擴散，這是由于塑性變形區(qū)域能夠形成大量位錯，而位錯可以作為元素的快速擴散通道，從而促進元素擴散[22]。因此，隨著應力的增加，一方面能夠推動再結晶晶界向原始基體快速遷移，而另一方面通過加快再結晶晶界兩側的元素擴散來推動晶界遷移，從而促使形成的再結晶層厚度逐漸增加。

此外，再結晶晶界遷移率M也決定著再結晶生長速率，可由Arrhenius關系式表示[23]：

(4)

式中：D0為擴散常數(shù)(7.5×10-4m2/s)[17]；b為柏氏矢量(0.36 nm)[24]；k為Boltzmann常數(shù)(1.38×10-23J/K)；Qb為晶界遷移激活能(290～300 kJ/mol)[17]；R為通用氣體常數(shù)(8.314 J/(mol·K))；T為溫度(K)。通過公式(4)計算獲得再結晶晶界遷移率與溫度之間的關系以及通過試驗獲得在不同應力下再結晶層厚度與溫度之間的關系，如圖6所示。結果表明，再結晶晶界遷移率隨溫度的升高而呈指數(shù)增加，這與再結晶層厚度的變化規(guī)律相符。而且試驗合金再結晶層厚度的增長速率隨著應力的增加而增大。這是由于再結晶的形成與γ′相有關，γ′相的溶解有助于再結晶生長，而未溶解的γ′相會阻礙再結晶晶界的遷移[25]。因此，隨著溫度的升高，γ′相的溶解速度加快，導致再結晶晶界遷移的阻力迅速減小，從而使形成的再結晶層厚度呈指數(shù)增長。Jo等[26]認為合金變形區(qū)域的變形儲存能在加熱過程中能夠促進γ′相溶解。因此說明了應力能夠進一步加快γ′相溶解的速度，使得再結晶層厚度的增長速率隨著應力的增加而增大。

圖6 試驗合金再結晶晶界遷移率和再結晶層厚度與溫度之間的關系Fig.6 Relationship between recrystallization grain boundary mobility and recrystallization layer thickness of the tested alloy and temperature

3 結論

1) 試驗合金再結晶的形成與應力和溫度密切相關。當施加的應力高于臨界應力時才會產生再結晶，而低于臨界應力則不會產生再結晶，并且再結晶臨界應力隨著溫度的升高而降低。

2) 在相同溫度下，應力的增加能夠促進試驗合金再結晶晶界兩側元素擴散，從而推動晶界快速遷移，導致形成的再結晶層厚度呈線性增加。

3) 在相同應力下，隨著溫度的升高，γ′相的溶解速度加快，導致再結晶晶界遷移的阻力迅速減小，從而使形成的再結晶層厚度呈指數(shù)增長。此外，應力也能夠促進γ′相的溶解，導致試驗合金再結晶層厚度的增長速率隨著應力的增加而增大。