王 杰，黃海亮?，張 華，張尚洲，周 鑫，江 亮

煙臺大學精準材料高等研究院, 煙臺 264010

鎳基粉末高溫合金具有良好的抗氧化性、組織穩(wěn)定性和高溫綜合力學性能，是制備先進航空發(fā)動機渦輪盤等關鍵熱端部件的首選材料[1-2]。對鎳基粉末高溫合金顯微組織進行調(diào)控可提高合金的強度、持久性能、抗蠕變性能、低周疲勞性能、抗裂紋擴展性能和承溫能力等，從而滿足航空發(fā)動機高性能和高可靠性的需求。熱處理是繼熱變形后對鎳基粉末高溫合金組織性能進行調(diào)控的重要工藝環(huán)節(jié)[3]。由于鎳基粉末高溫合金中含有高體積分數(shù)的第二相強化粒子γ′相顆粒，在熱變形后的熱處理過程中容易出現(xiàn)混晶，降低合金性能，因此，對熱處理過程中鎳基粉末高溫合金的顯微組織演變一直是研究的重點和熱點。

劉建濤等[4]研究了FGH96 鍛造盤坯的輪心和輪緣部位在熱處理過程中的晶粒長大規(guī)律。結果表明，低于1050 ℃時，晶粒幾乎不長大，當溫度高于1120 ℃時，合金中的γ′相發(fā)生大量溶解，晶粒迅速長大。研究發(fā)現(xiàn)，初始晶粒尺寸越小，單位體積內(nèi)界面能越高，晶粒長大速度越快，但在此研究中缺少對γ′相的定量化表征。萬志鵬等[5]研究了不同熱處理條件下鍛態(tài)GH4720Li 合金中一次γ′相的溶解與晶粒長大規(guī)律，發(fā)現(xiàn)當一次γ′相尺寸大于4 μm 時，可有效地抑制合金中晶粒的長大，當一次γ′相尺寸不超過3.2 μm 時，γ′相對晶界的釘扎作用減弱，晶粒明顯長大。另外，當固溶溫度超過1150 ℃時，γ′相大量溶解，晶粒發(fā)生異常長大。Semiatin 等[6]研究了熱處理過程中鎳基高溫合金γ′相的溶解行為，發(fā)現(xiàn)γ′相釘扎力的釋放可能在異常晶粒長大過程中發(fā)揮著重要的作用。Wang 等[7]研究表明，在熱變形過程中，γ′相周圍存在大量的變形存儲能，促進了鍛造后過固溶熱處理過程中再結晶的發(fā)生，但是由于γ′相抑制該區(qū)域再結晶晶粒的長大，從而造成晶粒不均勻。Charpagne 等[8]研究表明，在亞固溶處理過程中，鎳基高溫合金變形晶粒和未變形晶粒間的存儲能差是晶粒過度生長的驅(qū)動力。侯瓊等[9]研究發(fā)現(xiàn)，在適當?shù)膩喒倘芴幚頊囟认拢脩兇鎯δ芸梢允瑰懺祀y變形區(qū)域未完全動態(tài)再結晶的晶粒發(fā)生靜態(tài)再結晶，細化晶粒，而使易變形區(qū)和自由變形區(qū)的晶粒長大，最終使整個鍛造盤坯獲得均勻細小的晶粒。綜上所述，熱處理過程中鎳基高溫合金的晶粒長大行為與γ′相的演變息息相關，同時與應變存儲能的變化密切相關。

本文以鍛造態(tài)鎳基粉末高溫合金FGH96 為研究對象，研究合金在熱處理過程中的晶粒和γ′相組織的演化，分析了γ′相和應變存儲能對晶粒組織演變的影響，并量化了加熱溫度和保溫時間對晶粒尺寸、γ′相尺寸、分布和面積分數(shù)的影響，為FGH96 合金熱處理工藝的制定提供一定的數(shù)據(jù)和理論支撐。

1 實驗材料及方法

實驗材料為鍛造態(tài)鎳基粉末高溫合金FGH96，其主要化學成分如表1 所示。合金制備工藝為：氬氣霧化（AA）制粉→熱等靜壓（HIP）→熱擠壓（HEX）→等溫鍛造（IF），其中鍛造工藝為：1090 ℃鍛造，總壓下量72%，應變速率0.1 s-1，鍛后保溫棉包覆冷卻。通過差示掃描量熱分析（differential scanning calorimetry，DSC）測定該合金的γ′相完全溶解溫度為1135.8 ℃，測試升溫速率為10 ℃·min-1，測試結果如圖1 所示。

圖1 FGH96 合金差示掃描量熱分析結果Fig.1 DSC results of the FGH96 alloys

表1 FGH96 合金主要化學成分（質(zhì)量分數(shù)）Table 1 Chemical composition of the FGH96 alloys %

熱處理試樣取自鍛造盤半徑1/2 處，為避免熱處理過程中試樣發(fā)生氧化，將試樣封裝在真空玻璃管內(nèi)，然后在箱式電阻爐內(nèi)進行熱處理實驗。熱處理溫度分別為1060、1090、1160 ℃，保溫時間分別為30、60、120、240 min。為保留熱處理后的高溫組織，把熱處理后試樣放入冰水中快速冷卻。熱處理后試樣經(jīng)不同目數(shù)砂紙逐級研磨后，進行機械拋光。利用卡林腐蝕液（5 g CuCl2+100 mL HCl+100 mL C2H5OH）對拋光試樣進行腐蝕，然后在徠卡DM6M 光學顯微鏡下觀察熱處理前后的晶粒組織。采用氫氟酸腐蝕液（33 mL HF+33 mL HCl+33 mL HNO3+1 mL H2O）對拋光試樣進行腐蝕，然后在TESCAN VEGA 鎢燈絲掃描電子顯微鏡下觀察熱處理前后的γ′相形貌。對機械拋光試樣進行振動拋光，以消除表面機械應力，再利用電子背散射衍射（electron back scatter diffraction，EBSD）對熱處理前后顯微組織進行表征。因不同條件下的晶粒尺寸差異較大，故采用不同掃描參數(shù)進行EBSD 測試，掃描區(qū)域為（150 μm×150 μm）～（300 μm×300 μm），步長為0.10～0.20 μm。利用牛津儀器公司的AztecCrystal 軟件處理背散射衍射數(shù)據(jù)，采用ImageJ 軟件定量統(tǒng)計晶粒尺寸、γ′相的尺寸、分布和面積分數(shù)，每個試樣選取三個視場進行測試表征。

2 結果與分析

2.1 鍛造態(tài)FGH96 合金顯微組織

初始鍛造態(tài)合金微觀組織如圖2 所示，可以看到鍛造后的晶粒分布并不均勻，在組織中較大的變形晶粒周圍分布較多細小的再結晶晶粒，呈現(xiàn)“項鏈”組織，這是典型的不連續(xù)動態(tài)再結晶形貌[7]。根據(jù)圖2（a）所示的晶粒取向擴展圖可知，晶粒內(nèi)部的平均取向差低于或等于2°時，該晶粒歸類為再結晶晶粒，其余則為變形晶粒，再結晶晶粒尺寸在1.01～3.98 μm 范圍之內(nèi)，變形晶粒尺寸在3.98～21.78 μm 范圍之內(nèi)，平均晶粒尺寸為4.01 μm。從圖2（b）可看出，在較大的變形晶粒內(nèi)部含有大量的小角度晶界（圖2（b）中黑色線為大角度晶界，綠色線為小角度晶界，紅色線為孿晶界），占晶界總數(shù)的44%，說明在鍛造坯料內(nèi)部含有大量的應變存儲能。初始合金的晶粒尺寸分布如圖2（d）所示，結合圖2（c）可以看出合金組織中分布著三種γ′相，位于晶界上的γ′相為一次γ′相，呈不規(guī)則塊狀，尺寸在0.74～2.94 μm 范圍之內(nèi)（平均尺寸為1.13 μm），面積分數(shù)為5.03%，一次γ′相是亞固溶鍛造過程中未溶解的γ′相，在鍛造后冷卻過程中會優(yōu)先粗化；位于晶內(nèi)的較大尺寸的γ'相為二次γ'相，呈近球狀，尺寸在0.15～0.74 μm 范圍之內(nèi)（平均尺寸為0.42 μm），面積分數(shù)為21.58%，這些γ'相是鍛后冷卻初始階段析出長大的γ'相；位于一次γ′相和二次γ′相之間的小尺寸的γ′相為三次γ′相，呈近球狀，尺寸在10～150 nm 范圍之內(nèi)（平均尺寸為54 nm），面積分數(shù)為6.18%，這些γ'相是鍛后冷卻后期析出的γ'相。圖2（e）給出了γ′相尺寸分布，可看出鍛造態(tài)合金中三次γ′相數(shù)量最多，二次γ′相次之，一次γ′相最少。

2.2 熱處理后組織分析

圖3 和圖4 分別給出了不同熱處理條件下FGH96 合金的晶粒組織和γ′相形貌特征。在亞固溶（1060 ℃和1090 ℃）處理過程中，合金中含有大量未溶解的γ′相，大尺寸塊狀一次γ′相分布在晶界上，晶粒尺寸細小，晶粒長大不明顯。從圖5 看出，保溫240 min 后，1060 ℃熱處理的平均晶粒尺寸僅由保溫30 min 的5.55 μm 增加至9.98 μm，1090 ℃熱處理的平均晶粒尺寸僅由保溫30 min 的7.16 μm 增加至13.71 μm。而1160 ℃過固溶處理過程中，γ′相完全溶解，晶粒尺寸明顯長大，保溫30 min 時平均晶粒尺寸達到了21.05 μm，保溫240 min 后，平均晶粒尺寸長大到31.22 μm。結果發(fā)現(xiàn)，1060 ℃熱處理120 min 時的晶粒尺寸較為均勻，最大晶粒尺寸為13.78 μm（平均晶粒尺寸7.37 μm），而保溫至240 min 時，出現(xiàn)粗大的晶粒，形成混晶組織，最大晶粒尺寸為24.48 μm。1090 ℃保溫240 min 和1160 ℃保溫120 min 后也呈現(xiàn)出粗大的混晶，最大晶粒尺寸分別為28.80 μm 和81.51 μm（平均晶粒尺寸分別為8.77 μm 和25.95 μm），且在1160 ℃下熱處理時間增加至240 min 時，混晶組織依然存在。說明熱處理過程中混晶組織一旦產(chǎn)生，很難通過熱處理將其消除。圖6 給出了在熱處理過程中的合金晶粒尺寸分布情況，進一步證實了相比其他熱處理條件，合金在1060 ℃下保溫120 min 后的晶粒分布較為均勻。

圖3 熱處理過程中FGH96 合金金相組織：（a）～（d）1060 ℃、30～240 min；（e）～（h）1090 ℃、30～240 min；（i）～（l）1160 ℃、30～240 minFig.3 Metallographic structure of the FGH96 alloys during heat treatment: (a)～(d) 1060 ℃, 30～240 min; (e)～(h) 1090 ℃, 30～240 min; (i)～(l) 1160 ℃, 30～240 min

圖5 加熱溫度與保溫時間對FGH96 合金晶粒及γ′相的影響Fig.5 Effects of heating temperature and holding time on the grain and γ′ precipitates of the FGH96 alloys

研究表明，鎳基粉末高溫合金的組織演變不僅與熱處理參數(shù)（固溶溫度和保溫時間）有關，還與γ′相的演變和應變存儲能有關[4-7]。從實驗結果可以看出，過固溶處理時晶粒長大明顯快于亞固溶處理，這是由于在亞固溶處理過程中，合金中含有大量的γ′相，對晶界起到釘扎作用，抑制了晶粒的長大，另外，固溶溫度的增加可有效促進原子擴散速率，增加晶界遷移能力，晶界遷移率與固溶溫度成指數(shù)增長關系[9]。從圖4 可以看出，1060 ℃保溫30 min 后，三次γ′相已完全溶解，晶界上分布著大尺寸、不規(guī)則塊狀的一次γ′相，晶內(nèi)分布著大量近球形的二次γ′相。隨著保溫時間的延長，γ′相逐漸溶解，保溫30 min 時γ′相的面積分數(shù)為18.61%，保溫240 min 后，面積分數(shù)減少為14.61%，如圖5 所示。當熱處理溫度升高到1090 ℃時，合金中二次γ′相發(fā)生明顯的溶解，晶內(nèi)含有少量的二次γ′相，保溫30 min 時γ′相的面積分數(shù)為7.78%，保溫240 min 后，面積分數(shù)減少為6.72%。圖7 給出了熱處理過程中一次γ′相和二次γ′相的尺寸和面積分數(shù)隨保溫時間的變化?？煽闯?，一次γ′相的平均尺寸和面積分數(shù)在亞固溶保溫過程中整體上呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢，這是因為在熱處理初期，小尺寸的三次γ′相和二次γ′相優(yōu)先快速溶解[10]，而一次γ′相發(fā)生了Ostwald 熟化為機制的粗化現(xiàn)象，即溶質(zhì)從小顆粒向大顆粒擴散，小顆粒溶解、大顆粒長大[11-13]。另外，在熱處理過程中晶界處的一次γ′相發(fā)生了顆粒團聚粗化（圖4（c）、圖4（d）中紅色箭頭），這是因為兩相鄰顆粒間的擴散場發(fā)生重疊，重疊區(qū)域溶質(zhì)濃度較高，使兩顆粒形成頸部連接，原子在連接界面快速擴散，使兩顆粒合并形成一大顆粒[14]。當一次γ′相尺寸達到一定值后，由于共格應力的存在，γ/γ′相界面彈性應變能較大，使顆粒發(fā)生分裂，分裂后的一些小尺寸γ′相發(fā)生溶解，導致240 min 時一次γ′相的平均尺寸和面積分數(shù)減小；二次γ′相的平均尺寸整體上呈現(xiàn)先減小后增加的趨勢，這是因為熱處理初期，小尺寸的二次γ′相優(yōu)先發(fā)生溶解，使得二次γ′相在保溫初期的面積分數(shù)減小，當保溫時間超過60 min 后，由于初期小尺寸γ′相快速溶解，晶內(nèi)局部溶質(zhì)原子濃度較高，使得未溶解的大顆粒二次γ′相長大，從而導致二次γ′相的面積分數(shù)增加。從圖中可以看出，1060 ℃保溫240 min 后，因γ′相發(fā)生溶解與團聚，導致γ′相分布不均勻，無γ′相區(qū)域的晶粒長大較快，形成混晶。1090 ℃熱處理過程中，一次和二次γ′相的平均尺寸和面積分數(shù)變化趨勢與1060 ℃相似，在1090 ℃熱處理過程中，觀察到的一次γ′相通過頸部連接的團聚粗化現(xiàn)象多于1060 ℃（圖4（f）～圖4（h）中紅色箭頭）。由于1090 ℃熱處理時γ′相溶解較多，且存在溶解不均勻，導致在γ′相較少或無γ′相的區(qū)域，晶粒長大較快，形成混晶，當熱處理溫度升高至1160 ℃時，合金中的γ′相已經(jīng)完全溶解，晶粒迅速長大，如圖4（i）～圖4（l）所示。

圖7 加熱溫度與保溫時間對FGH96 合金不同種類γ′相的影響：（a）一次γ′相；（b）二次γ′相Fig.7 Effects of heating temperature and holding time on the different γ′ precipitates of the FGH96 alloys: (a) primary γ′ precipitate;(b) secondary γ′ precipitate

圖8 給出了不同熱處理條件下合金的晶界分布。從圖中可以看出，熱處理后小角度晶界明顯減少，并且隨著熱處理溫度的升高和保溫時間的延長，小角度晶界減少，合金中的應變存儲能逐漸降低。此外，熱處理后的組織中存在大量的退火孿晶，這是因為鎳基粉末高溫合金層錯能較低，在熱處理過程中容易形成孿晶，且隨著晶粒尺寸的變大，退火孿晶密度變大，研究表明退火孿晶在一定程度上也會提升晶界的遷移速率[15-16]。

圖8 FGH96 合金晶界分布：（a）1060 ℃，30 min；（b）1060 ℃，120 min；（c）1090 ℃，30 min；（d）1090 ℃，120 min；（e）1160 ℃，30 min；（f）1160 ℃，120 minFig.8 Grain boundary distribution of the FGH96 alloys: (a) 1060 ℃, 30 min; (b) 1060 ℃, 120 min; (c) 1090 ℃, 30 min; (d) 1090 ℃,120 min; (e) 1160 ℃, 30 min; (f) 1160 ℃, 120 min

圖9 給出了不同熱處理條件下合金的晶粒取向擴展圖。隨著固溶溫度和保溫時間的增加，合金中的再結晶數(shù)量逐漸增加（藍色部分）。變形晶粒發(fā)生了靜態(tài)再結晶，鍛造過程中形成的動態(tài)再結晶晶粒長大。靜態(tài)再結晶的發(fā)生使得較大的變形晶粒細化，同時動態(tài)再結晶晶粒長大使得鍛造后不均勻的組織趨向于均勻化。熱處理過程中靜態(tài)再結晶形核需要孕育時間，而1060 ℃亞固溶熱處理過程中，合金中含有大量的γ′相可有效地阻礙熱處理過程中位錯的運動重排，使得應變儲存能緩慢釋放，給予靜態(tài)再結晶充分的形核孕育時間，細化晶粒。同時，γ′相抑制了動態(tài)再結晶晶粒的長大，從而有利于形成均勻的晶粒組織。隨著熱處理溫度的增加，γ′相溶解，對動態(tài)再結晶晶粒長大抑制減弱，當變形晶粒發(fā)生靜態(tài)再結晶導致的晶粒細化滯后于動態(tài)再結晶晶粒長大時，組織中出現(xiàn)混晶組織。

3 結論

（1）未完全動態(tài)再結晶的FGH96 鍛造坯料中含有大量的應變存儲能，合金在熱處理過程中發(fā)生靜態(tài)再結晶，細化變形晶粒，同時動態(tài)再結晶會引起晶粒長大，當兩者平衡時可獲得均勻細小的晶粒組織。合金在1060 ℃下保溫120 min 后可獲得較為均勻的細小晶粒組織，平均晶粒尺寸為7.37 μm。

（2）在熱處理過程中，隨著加熱溫度的升高和保溫時間的延長，合金中γ′相面積分數(shù)減少；在亞固溶保溫過程中，一次γ′相因細小三次和二次γ′相的優(yōu)先快速溶解，而發(fā)生Ostwald 熟化粗化，以及溶解場重疊發(fā)生團聚粗化，使得一次γ′相的面積分數(shù)和尺寸先增加；當一次γ′相尺寸增加到臨界值時，發(fā)生分裂，使得一次γ′相的面積分數(shù)和尺寸減小。在1160 ℃過固溶熱處理時，γ′相完全溶解。

（3）在熱處理過程中，由于γ′相的不均勻溶解以及變形晶粒發(fā)生靜態(tài)再結晶引起的晶粒細化滯后于動態(tài)再結晶晶粒長大，導致熱處理過程中出現(xiàn)混晶，一旦混晶形成，很難再消除。