FGH96合金粉末的俄歇分析及預熱處理

劉建濤，張義文

(鋼鐵研究總院 高溫材料研究所，北京 100081)

FGH96合金粉末的俄歇分析及預熱處理

劉建濤，張義文

(鋼鐵研究總院 高溫材料研究所，北京 100081)

針對等離子旋轉電極工藝制備的FGH96合金粉末，采用俄歇電子能譜對合金粉末的顆粒表面進行成分分析，并利用透射電鏡對預熱處理后粉末中的碳化物演變進行研究。結果表明：FGH96合金粉末的顆粒表面明顯存在O、C和Ti元素的偏聚，原始合金粉末的顆粒表面由O和C 原子吸附層和富含Ti元素的碳?氧化物層組成；經過預熱處理，顆粒中形成于快速凝固過程中的MC′亞穩碳化物轉變成穩定的MC碳化物，并析出M23C6碳化物，明顯改善了顆粒內碳化物的穩定性和分布狀態。

FGH96合金粉末；俄歇分析；預熱處理；碳化物

等離子旋轉電極霧化工藝(Plasma rotating electrode process, PREP)是制備高溫合金粉末的重要工藝。在PREP霧化制備粉末過程中，等離子弧連續熔化高速旋轉的電極棒料，高速旋轉棒料端面區域被熔化的液滴在離心力的作用下飛出，在冷卻介質(氦氣和氬氣的混合氣體)中快速凝固成細小的球形粉末。PREP工藝制備的粉末具有空心粉少、純凈度高、球形度好、氣體含量低等優點，采用該工藝制備的粉末高溫合金已經獲得了廣泛的應用[1?4]。

原始顆粒邊界(Prior particle boundary, PPB)是粉末高溫合金的主要缺陷之一，它是在粉末制備階段和熱等靜壓(Hot isostatic pressing, HIP)過程中形成的。制粉期間，粉末在冷卻過程中會出現不同程度的元素偏析，同時還會生成一定數量的氧化物質點；熱等靜壓期間，快速凝固粉末中的亞穩相組織向穩態轉變，粉末表面富集的元素會形成穩定的第二相，表面存在的氧化物質點一般會加速這一過程的進行，在顆粒邊界處迅速析出大量第二相，嚴重時可形成一層連續網膜，勾勒出了顆粒的邊界，最終使合金錠坯中保留原始的顆粒形貌，表現為原始顆粒邊界(PPB)。PPB阻礙了顆粒間的擴散和冶金結合，并且一旦形成就很難在隨后的熱處理過程中消除。嚴重的PPB會顯著降低合金的塑性和疲勞壽命，甚至造成制件在使用過程中發生斷裂等惡性事故[5?6]。針對PPB的形成機理有很多論述[7?9]，普遍認為PPB的形成離不開顆粒表面、C原子和O原子3個因素，即原始顆粒邊界上C和O的共存及相互作用；合金的化學成分對PPB的形成以及組成有著重要的影響。

對于粉末高溫合金，減輕或者消除PPB始終是粉末高溫合金研究的核心問題之一。在粉末高溫合金的發展過程中，提出了很多減輕或者消除PPB的方法和措 施，粉末預熱處理(Pre-heat treatment, PHT)是有效的方法之一[10?12]。粉末預處理是把松散粉末預先在M23C6轉變成MC溫度區間或者M23C6形成溫度區間進行熱處理，使碳及碳化物形成元素在顆粒內部形成MC或者M23C6碳化物，隨后在MC相形成溫度區間進行熱等靜壓成形，從而減少熱等靜壓期間碳化物在顆粒邊界的優先形核。

FGH95合金屬于第一代高強型粉末高溫合金，在650℃下可用于航空發動發動機的渦輪盤等關鍵材料。國內對PREP工藝制備的FGH95合金粉末的顯微組織以及預熱處理進行了系統的研究[13?16]，研究認為，快速凝固的合金粉末中會形成亞穩態碳化物，對合金粉末采用預處理可促使亞穩態的碳化物發生轉變，在顆粒內部形成穩定的碳化物，起到減輕或消除PPB的作用，上述研究結果對后續FGH95合金制件的研制起到了很好的指導作用。

FGH96合金屬于第二代損傷容限型粉末高溫合金，與第一代FGH95合金相比，合金成分作了較大的調整，降低了C、Al、Nb、W和Mo的含量，提高了Ti、Co和Cr的含量。合金成分調整后的FGH96合金強度稍有降低，但裂紋擴展抗力顯著提高，使用溫度高達750 ℃，是我國制造先進航空發動渦輪盤等轉動件的關鍵材料[17]。已有的工作表明[17]，未經過預處理的FGH96合金粉末在熱等靜壓后，坯料中容易形成較嚴重的PPB。

本文作者針對PREP工藝制備的FGH96合金粉末，利用俄歇能譜和電子顯微技術分析了粉末中的元素分布情況和預處理前后的碳化物演變情況。其目的是研究FGH96合金粉末的表面組織結構和化學成分，并結合粉末在熱處理中析出碳化物相的轉變行為，使PPB的影響最小化，為制定合理的粉末預處理工藝提供理論依據。

1 實驗

1.1 實驗材料

FGH96合金為鎳基γ′相沉淀強化型粉末冶金高溫合金，基體為γ相，主要強化相γ′的質量分數約占35%左右，合金的主要成分如表1所列。FGH96合金采用真空感應熔煉鑄造成棒料，經過機加工后的棒料采用PREP工藝制成粉末，經過篩分處理可獲得不同粒度的合金粉末，其粒度范圍為50～300 μm。

通過熱力學計算軟件Thermo-Calc和相應的Ni基高溫合金數據庫可獲得平衡態下合金中所有析出相的組成、含量、溫度區間等信息。圖1所示為Thermo-Calc軟件計算出的FGH96合金中平衡態下的相組成圖，表2所列為各平衡相及所對應的存在溫度區間。

1.2 實驗方法

合金粉末的顆粒表面及近表面的微區成分分析在PERKIN-EIMER PHI 700型納米掃描俄歇系統進行，該系統真空度為1.36×10?6Pa，加速電壓5 kV。在掃描俄歇系統中，為了表征顆粒表面一定深度方向的成分分布，采用對粉末進行濺射的方法，在本實驗中，濺射速度為33 ?/min(以SiO2為標準)，濺射時間為3～5 min。在濺射過程中，對于粒度為300、150和50 μm的粉末，其束斑照射區域依次為40 μm×50 μm、20 μm×30 μm、8 μm×15 μm。

粉末預處理前需真空封裝處理，將粒度為50～300 μm的粉末裝入玻璃管內，在300 ℃、真空度為1×10?3Pa的條件下進行封焊。將封裝好的玻璃管在熱處理爐中進行熱處理，預熱處理后進行水淬(WQ)。根據圖1和表2中M23C6和MC碳化物的析出溫度范圍，預熱處理制度選擇如下：950 ℃, 5 h, WQ；1 000 ℃, 5 h, WQ。預熱處理前后粉末中的碳化物采用一級碳萃取復型制備透射電鏡(TEM)試樣，TEM觀察和分析在JMS?2100透射電子顯微鏡上(Oxford能譜儀)進行。

表1 FGH96合金的主要化學成分Table 1 Main chemical composition of FGH96 P/M superalloy (mass fraction, %)

圖1 FGH96合金熱力學計算平衡相圖Fig. 1 Calculated results of equilibrium phases(a) and their mass fraction(b) of FGH96 P/M superalloy

表2 FGH96合金中的平衡相及存在溫度區間Table 2 Equilibrium phases and corresponding temperature ranges of FGH96 P/M superalloy

2 結果與分析

2.1 FGH96合金粉末的顯微組織

圖2所示為PREP工藝制備的不同粒度FGH96合金粉末的低倍顯微組織。顯然，不同粒度的粉末都具有良好的球形度和表面光潔度。圖3所示為不同粒度粉末表面的顯微組織。由圖3可見，顯微組織為快速凝固形成的樹枝晶和胞狀晶的混合組織，隨著合金粉末的顆粒尺寸減小，胞狀晶比例增大，表面凝固組織明顯細化。

2.2 FGH96合金粉末的表面成分分析

圖4(a)、(b)和(c)所示分別為粒度為300、150和50 μm的原始粉末表面的AES能譜成分分析結果。由圖4可知，不同粒度粉末的顆粒表面均存在S、C、O、Ti和Ni等元素富集現象。在不同粒度粉末的顆粒表面，各個元素濃度富集變化規律不同：隨著粉末粒度的減小，O元素的表面富集程度增加，S和Ti元素的表面富集程度降低，C元素的表面富集程度變化不明顯。

在PREP工藝制粉過程中，液態金屬過熱度低和凝固時間短暫，不同粒度的粉末凝固速率存在一定的差異，即使是同一種粉末，其顆粒表面和內部的凝固條件也存在一定差異。為了更好地了解顆粒中的元素濃度分布情況，對顆粒進行濺射，沿著顆粒表面依次向顆粒中心逐層測定元素濃度變化并繪制出剖面濃度分布圖。圖5(a)、(b)和(c)所示分別為粒度為300、150和50 μm的粉末沿顆粒表面到內部一定深度的合金元素濃度變化曲線。

由圖5可知，顆粒表層區域的元素濃度(摩爾分數)隨著濺射深度的不同而不同，這一點對于不同粒度的粉末都是一樣的。其中，C、O和Ti元素隨著濺射深度增加變化顯著，Mo、Al、Nb和Zr元素的變化則平緩得多。

顆粒表層區域(＜10 nm)的O、C和Ti的濃 度最高，隨著濺射深度增加，濃度顯著降低。O、C和Ti元素濃度沿著顆粒由表及里的變化表明，顆粒表面存在較明顯的O、C和Ti元素的偏聚現象。需要說明的是，顆粒中O和C元素的濃度變化隨著濺射深度增加呈降低趨勢，直至達到穩態，而Ti元素的濃度則是先升高到一個峰值，然后再降低直至穩態。

圖2 不同粒度FGH96合金粉末的顆粒形貌Fig. 2 Morphologies of FGH96 superalloy powders with different particle sizes: (a) 200?300 μm; (b) 50?150 μm; (c) ＜50 μm

圖3 不同粒度FGH96合金粉末的顆粒表面凝固組織Fig. 3 Surface solidification microstructures of FGH96 superalloy powders with different particle sizes: (a) 200?300 μm; (b) 50?150 μm; (c) ＜50 μm

圖4 不同粒度FGH96合金粉末的顆粒表面AES能譜Fig. 4 AES patterns on particle surface of FGH96 superalloy powders with different particle sizes: (a) 300 μm; (b) 150 μm; (c) 50 μm

圖5 不同粒度FGH96合金粉末的顆粒表面層合金元素成分—深度分布曲線Fig. 5 Composition—depth profiles of alloying elementsthrough surfacelayer of FGH96superalloy powderswithdifferent p articlesizes: (a)300μm; (b)150μm;(c) 50 μm

表3 不同粒度原始粉末濺射前表面的化學成分Table 3 Chemical compositions of surface layer of FGH96 powders with different particle sizes

在顆粒表層0～2 nm厚度范圍內，如圖5中的虛線Line1以左區域，O和C元素的濃度很高，這是顆粒外表面存在一層呈游離態的O-C原子吸附層造成的。表3所列為不同粒度粉末的顆粒表面濺射前吸附層中的O、C和Ti及其他元素的濃度結果(圖5中濺射時間為0時的元素含量)。顯然，顆粒表面吸附層中的O和C元素的濃度超過65%，隨著顆粒尺寸的減小，O和C元素的濃度呈增加趨勢，這表明更小尺寸的顆粒表面吸附能力更強。

隨著濺射深度增加，Ti的濃度增加到峰值，此時C和O的濃度仍然很高，這表明存在一個Ti與C、O強烈相互作用的層區域，不同粒度粉末的層區域厚度存在一定差異(厚度2～14 nm)，如圖5中的虛線Line 1和Line 2中間的區域所示。在該層區域中，隨著濺射深度的增加，C、O和Ti元素的濃度呈減小趨勢，當達到一定深度后，元素濃度趨于平緩并達到一定值。DAVID和AUBIN[18]通過AES對Astroloy合金粉末的顆粒表面進行研究后認為，顆粒的表面層區域是由吸附層和碳?氧化物層構成的，最外層的吸附層主要由O和C組成，其中還含少量的Ti。鄰近吸附層的是碳?氧化物層，主要是由以TiO2為形核核心形成的碳化物組成，該組成可用Ti(C1?xOx)描述。對于FGH96合金粉末而言，顆粒表面為Ti與C、O強烈相互作用的層區域，C、O和Ti元素也是以一種化合態(碳?氧化物)存在，形成了碳?氧化物層。

在以上提及的FGH96合金粉末的顆粒表面，Ti元素的濃度變化呈現先升高到一個峰值，然后再降低直至穩態的趨勢。這正好體現了Ti元素在不同區域的分布特點：對于吸附層，O、C元素占絕大多數，Ti元素占少數，濃度偏低；對于碳?氧化物層，Ti與O和C形成了Ti(C1?xOx)，其中Ti濃度較吸附層的高。

通常情況下，霧化粉末在存放及處理過程中都會吸附氣體，形成吸附層和氧化層而造成表面污染，顆粒表面吸附的O、C以及表面氧化被認為是PPB形成的重要原因之一[8?9]。真空動態脫氣處理雖然可有效去除粉末表面的吸附氣體、降低顆粒表面的氧濃度[19]，但是不能消除顆粒表面的碳?氧化物M(C1?xOx)。在粉末HIP成形過程中，顆粒表面的碳?氧化物是形成PPB的根源。為了減少熱等靜壓過程中Ti、Nb等與O親合力較大的元素在顆粒表面形成碳氧化物，往往對粉末采用熱處理，促使強碳化物元素Ti、Nb等在顆粒內部形成碳化物，減少這些元素向表面擴散而形成化合物，達到減少熱等靜壓過程中PPB形成的目的。箭頭所指的M23C6碳化物能譜分析表明，Cr的質量分數高達73.24%，點陣常數為1.034 nm。和預處理前相比，經1 050 ℃、5 h熱處理后，粉末中的亞穩MC′型碳化物已經轉變成穩定的MC碳化物(衍射斑點見圖7(b)右上角），碳化物的尺寸減小，形貌更加規則。

預熱處理過程中，FGH96合金原始粉末在顆粒凝

2.3 FGH96合金粉末顆粒中的碳化物相

在FGH96粉末快速凝固過程中，大部分γ′相的析出被抑制，而碳化物卻能在枝晶間和胞壁大量析出。對這些碳化物進行結構分析和成分分析表明，碳化物的類型為MC型，組成中除了Ti元素外，還富含Cr+Mo+W等弱碳化物形成元素，這種碳化物稱為亞穩態MC′型碳化物。亞穩態MC′型碳化物存在對粉末顆粒預熱處理工藝的制定具有重要理論和實踐意義。

快速凝固的粉末與普通鑄錠的最大區別在于由表及里在組織上是一致的，而在普通鑄錠中，錠坯的表面和心部的顯微組織和第二相的大小和分布明顯不同，因此，可以認為粉末消除了普通錠坯中的宏觀偏析。但是，快速凝固粉末中仍然存在枝晶偏析，偏析使得Cr、Al、W和Co等元素富集在枝晶干上，而枝晶間區域則富集Nb、Ti、Mo、Zr和Hf等元素，霧化時的熔體小液滴可能首先在表面形核，也可能首先在內部形核，但是不論那種形核方式，最后凝固的熔體都富集偏析元素，促使MC′碳化物的形成。

與通常鑄錠中穩定的MC碳化物不同，亞穩態MC′型碳化物僅僅存在于松散的粉末中，在一定的溫度條件下，會轉化成更加穩定的MC碳化物[19]。圖6所示為快速凝固后原始粉末中的MC′亞穩態碳化物形貌和衍射斑點。

2.4 預處理后FGH96合金粉末中的碳化物相

圖6 FGH96合金粉末中亞穩碳化物形貌及衍射花樣Fig. 6 Morphology and diffraction pattern of extracted metastable carbides in FGH96 superalloy powders

圖7 FGH96合金粉末經不同溫度熱處理后顆粒內部碳化物形貌及衍射花樣Fig. 7 Carbide morphologies and corresponding diffraction patterns of FGH96 superalloy powders after pre-heat treatment at different temperatures: (a) 950 ℃, 5 h, M23C6, MC; (b) 1 050℃, 5 h, MC

圖7所示為FGH96合金粉末經過950和1 050 ℃保溫5 h預熱處理后碳復型萃取碳化物的形貌及衍射譜。經950 ℃、5 h熱處理后，粉末中亞穩MC′型碳化物并未完全分解，但尺寸變小，在MC碳化物周圍出現M23C6碳化物(見圖7(a)的衍射斑點，左為M23C6，右為MC)，MC和M23C的位置如圖中箭頭所示。對固過程中形成的亞穩MC′型碳化物的成分會發生很大變化。經950 ℃、5 h熱處理后，MC′碳化物發生分解，非碳化物形成元素Co和Ni及弱碳化物形成元素Cr、Mo和W通過基體擴散從MC′中離去，強碳化物元素Ti、Nb和Zr通過基體擴散補充到MC′碳化物，使MC′碳化物向MC碳化物轉變，造成MC碳化物周圍Cr、W和Mo元素富集，形成富Cr M23C6碳化物析出的有利條件，在MC碳化物周圍析出M23C6碳化物。經1 050 ℃、5 h熱處理后，MC′碳化物分解更徹底，形成穩定的MC碳化物。

在鎳基高溫合金中，MC的析出溫度在固/液相線溫度附近，M23C6的析出溫度區間一般為760～980 ℃，M23C6碳化物可以從基體直接析出，也可以由MC碳化物發生退化反應生成[20]。結合表2中的FGH96合金熱力學計算結果，在本實驗中，選定的950和1 050℃分別位于M23C6和MC的析出溫度范圍內。

在950 ℃預處理過程中，會發生式(1)和(2)的轉變反應[20]，形成更加穩定的MC并生成M23C6，同時將形成γ和γ′。

在1 050 ℃預處理過程中，除發生式(1)中的反應形成更加穩定的MC外，過飽和的基體將發生式(3)所示的轉變，析出更多的γ′和MC。

一方面，急冷凝固過程中的冷卻速度很快(104～105K/s)，粉末顆粒固溶體合金中元素的過飽和度很大，將元素偏析限制在極小范圍內。另一方面，也應看到急冷凝固過程中，固?液相界面前沿的液相中形成的溶質元素分布不均勻，使析出相形態和成分復雜化并形成MC′亞穩碳化物。因此，在粉末熱處理時，發生了碳化物的分解、轉變反應和過飽和基體中合金元素相互擴散反應，導致合金元素發生再分配，改變了碳化物類型和成分及分布。采用預熱處理促使顆粒中的MC′分解和轉化，提供足夠碳源，促使強碳化物形成元素從顆粒表面擴散至內部，形成穩定的碳化物，消除和抑制了在熱等靜壓過程中顆粒表面PPB碳化物的形成，這正是預熱處理減少PPB的理論依據。

在預處理過程中，顆粒表面富集的元素有向內部擴散的趨勢，同時顆粒表面要富集一定量的元素以降低表面能，當表面能與內部空位能平衡時，元素不再擴散，從而在熱等靜壓之前就在顆粒的表面和內部形成大量穩定的碳化質點(如MC)，降低了碳化物在顆粒邊界析出長大的概率。對于顆粒表面已經形成的析出物，預處理是不可能徹底消除的，但是，在粉末預處理過程中，松散粉末的表面析出物顆粒會發生粗化，增加了析出物顆粒間的距離，減小了熱等靜壓過程中PPB的形成趨勢[21]。

3 結論

1) 快速凝固的FGH96合金粉末的顆粒表面存在O、C、Ti等元素偏聚，原始合金粉末的顆粒表面由O、C原子吸附層和富含Ti元素的碳?氧化物層組成。吸附層厚度為0～2 nm，碳?氧化層的厚度為2～14 nm，顆粒表面存在碳?氧化層是形成PPB的根源。

2) 快速凝固的FGH96合金粉末中會形成亞穩態的MC′型碳化物。對FGH96合金粉末在M23C6溫度區間和MC形成溫度區間進行預處理，使顆粒中MC′型亞穩碳化物發生分解和轉變，轉變成更加穩定的MC和析出M23C6，同時，碳化物的類型和分布狀態也得到改變。

REFERENCES

[1]張義文. 俄羅斯粉末冶金高溫合金[J]. 鋼鐵研究學報, 1998, 10(3): 74?76. ZHANG Yi-wen. Powder metallurgy super alloy in Russian[J]. Journal of Iron and Steel Research, 1998, 10(3): 74?76.

[2]田世藩, 張國慶, 李 周. 先進航空發動機渦輪盤合金及渦輪盤制造[J]. 航空材料學報, 2003, 23(增刊): 233?238. TIAN Shi-fan, ZHANG Guo-qing, LI Zhou. The disk super alloys and disk manufacturing technology for advanced aero engine[J]. Journal of Aeronautical Material, 2003, 23(suppel): 233?238.

[3]張義文, 上官永恒. 粉末高溫合金的研究與發展[J]. 粉末冶金工業, 2004, 14(6): 30?43. ZHANG Yi-wen, SHANG GUAN Yong-hen. Research and development in P/M superalloy[J]. Powder Metallurgy Industry, 2004, 14(6): 30?43.

[4]GARIBOV G S, KAZBEROVICH A M. Hot isostatic pressing of Ni-based super alloy discs is a main development of new materials for production of critical gas turbine engine components[C]//KHOVANOV A N. Proceedings of International Conference on Hot Isostatic Pressing 2002. Moscow, Russia: All-Russian Institute of Light Alloys, 2003: 21?32.

[5]GESSINGER G H, BOMFORD M J. Powder metallurgy of superalloy[J]. International Metallurgical Reviews, 1974, 19: 51?76.

[6]毛 健, 楊萬宏，汪武祥，鄒金文, 周瑞發. 粉末高溫合金顆粒界面及斷裂研究[J]. 金屬學報, 1993, 29(4): 187?192. MAO Jian, YANG Wan-hong, WANG Wu-xiang, ZOU Jin-wen, ZHOU Rui-fa. Particle boundary and fracture of powder metallurgy superalloys[J]. Acta Metallurgica Sinica, 1993, 29(4): 187?192.

[7]WATERS R E, CHARLES J A, LEA C. Prior particle boundaries in hot isostatically pressed nickel based superalloy, studied by auger electron spectroscopy[J]. Metals Technology, 1981, 8(5): 194?200.

[8]RAO G A, SRINIVAS M, SARMA D S. Effect of oxygen content of powder on microstructure and mechanical properties of hot isotatically pressed superalloy Inconel 718[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 435/436: 83?99.

[9]GESSINGER G H. Powder metallurgy of superally[M]. London: Butterworth, 1984: 139?141.

[10]DAHLEN M, INGESTEN N G, FISCHMEISTER H. Parameters influencing particle boundary precipitation in superalloy powders[C]//HAUSNER H H, ANTES H W. Modern Developments in Powder Metallurgy. Princeton, New Jersey: Metal Powder Industries Federation American Powder Metallurgy Institute, 1980, 14: 3?14.

[11]WARREN R, INGESTEN N G, WINBERG L, RONNHULT T. Particle surfaces and prior particle boundaries in Hf modified P/M Astroloy[J]. Powder Metallurgy, 1984, 27(3): 141?146.

[12]INGESTEN N G, WARREN R, WINBERG L. The nature and origin of previous particle boundary precipitates in P/M superalloys[C]//BRUNETAUD R. High Temperature Alloys for Gas Turbine 1982, Liège, Belgium. Holland, Boston, London: D Reidel Publishing Company, 1982: 1013?1029.

[13]陳煥銘，胡本芙，李慧英. 等離子旋轉電極霧化FGH95高溫合金粉末凝固組織特征[J]. 金屬學報, 2003, 39(1): 30?34. CHEN Huan-ming, HU Ben-fu, LI Hui-ying. Microstructure characteristics of FGH95 superalloy powders prepared by PREP[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2003, 39(1): 30?34.

[14]陳煥銘, 胡本芙, 李慧英, 宋 鐸. 等離子旋轉電極霧化FGH95高溫合金粉末的預熱處理[J]. 中國有色金屬學報, 2003, 13(3): 554?559. CHEN Huan-ming, HU Ben-fu, LI Hui-ying, SUN Duo. Microstructure characteristics of FGH95 super alloy powders prepared by PREP[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2003, 13(3): 554?559.

[15]陳煥銘, 胡本芙, 宋 鐸. 預熱處理對FGH95高溫合金粉末中碳化物的影響[J]. 金屬學報, 2003, 39(5): 470?475. CHEN Huan-ming, HU Ben-fu, SONG Duo. The effect of pre-heating on carbide precipitates in FGH95 super alloy powders prepared by PREP[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2003, 39(5): 470?475.

[16]胡本芙, 陳煥銘, 宋 鐸. 鎳基高溫合金快速凝固粉末顆粒中MC型碳化物相的研究[J]. 金屬學報, 2005, 41(10): 1042?1046. HU Ben-fu, CHEN Huan-ming, SONG Duo. Research on MC type carbide in nickel-based super alloy powder during rapid solidification[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2005, 41(10): 1042?1046.

[17]劉建濤. 航空發動機雙重組織渦輪盤用FGH96合金熱加工行為的研究[D]. 北京: 北京科技大學, 2005: 6?38. LIU Jian-tao. Investigation on hot working behavior of FGH96 P/M super alloy for dual microstructure turbine disc of advanced aeroengine[D]. Beijing: University of Science and Technology Beijing, 2005: 6?38.

[18]DAVID J H, AUBIN C. The relationship between structure, properties and processing in powder metallurgy superalloys[C]//BRUNETAUD R. High Temperature Alloys for Gas Turbine 1982, Liège, Belgium. Holland, Boston, London: D Reidel Publishing Company, 1982: 853?887.

[19]DOMINGUE J A, BOESCH W J, RADVICH J F. Phase relationship in René95[C]//TIEN J K, et al. Superalloys 1980. Ohio: Metals Park, 1980: 335?344.

[20]SIMS C T, HAGEL W C. The superalloys—Vital high temperature gas turbine materials for aerospace and industrial power[M]. New York, London, Sydney, Toronto: John Wiley & Sons Inc, 1972: 54?58.

[21]牛連奎, 張英才, 李世魁. 粉末預熱處理對FGH95合金組織和性能的影響[J]. 粉末冶金工業, 1999, 9(3): 23?27. NIU Lian-kui, ZHANG Yin-cai, LI Shi-kui. The influence of powders pre-heating on microstructure and properties of FGH95 alloys[J]. Powder Metallurgy Industry, 1999, 9(3): 23?27.

(編輯 龍懷中)

AES analysis and pre-heat treatment of FGH96 superalloy powders

LIU Jian-tao, ZHANG Yi-wen
(High Temperature Material Research Institute, Central Iron and Steel Research Institute, Beijing 100081, China)

The chemical composition on particle surface of FGH96 superalloy powders was analyzed by means of auger electron spectroscopy (AES), and the carbide evolution after pre-heat treatment was also analyzed by TEM. The results show that elements O, C and Ti segregate on the particle surface, which is composed of absorption layer and oxy-carbides layer. The absorption layer is mainly composed of O and C atoms, while the oxy-carbides layer is characterized as Ti oxide and carbide. MC′ metastable carbide precipitates during the quick solidification, after the pre-heat treatment, the metastable carbide MC′ changes to stable MC carbide and M23C6precipitates. This improves the stability and distribution state of carbide in the particles.

FGH96 superalloy powder; auger electron spectroscopy; pre-heat treatment; carbide

TF125.212

A

國家重點基礎研究發展計劃資助項目(2010CB631204)

2011-09-10；

2012-05-18

張義文，教授級高級工程師；電話：010-62186736；E-mail: yiwen64@126.com

1004-0609(2012)10-2797-08