熱變形工藝對FGH96高溫合金PPB析出相及組織的影響

劉昌奎, 魏振偉, 張佳慶, 鄭 真

原始粉末顆粒邊界（prior particle boundary，PPB）是粉末高溫合金的三大主要缺陷之一[1]。直接熱等靜壓成形的粉末高溫合金中所出現的PPB對合金的組織和性能都有著不利的影響，可能成為潛在的裂紋源，縮短合金的使用壽命，影響合金的使用可靠性，使合金的應用受到限制，甚至會直接導致渦輪盤斷裂失效，造成嚴重后果[2-3]。國內外研究人員對于PPB的形成原因及其對基本力學性能影響進行了較多研究。研究表明，PPB產生與成形前粉末表面的狀態有直接關系，由合金材料和制粉及熱成形工藝等多種綜合因素造成[4-5]。HIP過程中在燒結頸處由表面張力產生的空位濃度提供了原子擴散的動力學條件，顆粒內部的Ti，Nb，C等元素擴散到表面，而顆粒表面預先存在的氧化物界面為形核提供了結構條件，從而在顆粒邊界析出富Ti，Nb的碳化物或碳氧化物薄膜，即為PPB[6-8]。PPB的存在對于FGH96粉末高溫合金的拉伸、沖擊、低周疲勞過程中裂紋的起源和擴展均會產生顯著影響。熱等靜壓成形（hot isostatic pressure, HIP）態FGH96合金常溫拉伸后，可見斷裂源區主要沿PPB斷裂[9]，HIP態FGH96粉末高溫合金的沖擊斷口沿著PPB的位置斷裂[10]；在粉末高溫合金低周疲勞斷口源區可觀察到一顆或多顆粉粒的顆粒間斷裂成為裂紋源[11]。

FGH96合金是我國第二代粉末高溫合金，其使用溫度在750 ℃以上，具有相對較好的持久、抗蠕變和抗裂紋擴展性能，是制造高性能航空發動機熱端部件的重要材料[12]。以前的FGH96高溫合金由離子旋轉電極法（plasma rotating electrode process，PREP）制粉 + HIP制備而成，然而目前直接熱等靜壓制備的FGH96合金仍然存在較嚴重的PPB析出相[9]。本研究選用的FGH96高溫合金的最終工藝為氬氣霧化制粉 + 熱等靜壓成形 + 等溫鍛造成形 +熱處理制備而成。

目前，國內外對PPB的形成機理以及PPB對合金性能的影響研究做了大量工作，而對于熱變形工藝對FGH96高溫合金PPB演變的影響鮮見報道。本工作對AA粉制備的HIP態FGH96高溫合金，開展不同熱變形工藝后的PPB演變研究。

1 實驗材料及方法

FGH96粉末高溫合金粉末為AA粉，粒度44 μm，含氧量為 84 × 10-6，試樣通過 1150 ℃/150 MPa/3 h的熱等靜壓制備而成，熱等靜壓態合金的含氧量為110 × 10-6。FGH96高溫合金的化學成分見表1。

使用Gleeble-3500熱模擬試驗機對FGH96合金在 1000 ℃，1070 ℃ 分別以 0.01 s-1，0.1 s-1的變形速率等溫熱變形50%或70%，試樣尺寸為10 mm ×15 mm，兩端面平行。熱變形前后，使用Olympus GX51金相顯微鏡及FEI nano450場發射掃描電鏡（SEM）對PPB析出物以及試樣顯微組織形貌、尺寸及分布進行觀察；同時，使用掃描電鏡的電子背散射衍射系統（EBSD）對熱變形前后的晶粒取向進行分析；使用JEOL JXA8100電子探針（EPMA）對PPB析出物進行成分分析。金相試樣使用Kalling’s試劑進行腐蝕，EBSD試樣使用80 mL CH3OH + 60 mL HCl溶液電解拋光，PPB析出物以及γ′相等使用170 mL H3PO4+ 10 mL H2SO4+ 15 g CrO3溶液電解腐蝕。

表1 FGH96高溫合金化學成分（質量分數/%）Table 1 Chemical composition of FGH96 superalloy（mass fraction/%）

2 結果與分析

2.1 HIP態組織形貌

HIP態FHG96的組織形態如圖1（a）所示，圖中可見大量的圓球狀組織形態即為PPB；試樣經電解腐蝕后高倍下觀察，PPB位置可見呈圓形鏈狀分布的粗大析出相，見圖1（b）；對粗大的析出相進行觀察，其呈現為不規則的長條狀，在其周圍可以觀察到細小的 γ′相，見圖 1（c）。

利用掃描電鏡的能譜分析功能，分析長條狀析出相的成分，結果見表2，結果表明長條狀析出相中的Al，Ti元素含量較基體平均成分高。γ′相為以Ni3（Al，Ti）為基的固溶體，可固溶 Nb，Mo，Cr，Co，W等元素[13]，因此，PPB不僅僅包括碳化物、氧化物[6]，還包括大量的呈鏈狀分布的長條狀粗大γ′相。同時，由于粗大的γ′相偏聚了較多的Al，Ti元素等，導致其附近基體Al，Ti元素貧化，形成細小的三次γ′相。

表2 粗大γ′相能譜分析結果（質量分數/%）Table 2 EPMA result of coarsening γ′ phase （mass fraction/%）

2.2 熱變形后組織

熱變形實驗完成后，光學顯微鏡視場中已經觀察不到呈圓形的PPB，PPB沿著熱變形流變方向呈現出相應的橢圓形變形，并且有一些粉末顆粒已經被破碎，此外，原始粉末顆粒邊界的析出物，如大尺寸γ′相、碳化物、碳氧化物等都已經被破碎，見圖2。1070 ℃/70%/0.01 s–1熱變形處理后，光學顯微鏡下觀察不到明顯的 PPB，見圖 2（d）；1000 ℃/70%/0.01 s–1熱變形處理后，PPB析出物雖然破碎，但仍能觀察到明顯的沿變形方向分布的析出物，見圖2（c）。PPB析出物的破碎程度隨著變形溫度、變形量的增大而增大。

圖3 為HIP態FGH96合金在不同變形溫度、變形量以及變形速率條件下熱變形組織的SEM二次電子形貌。試樣在1070 ℃分別以0.1 s–1和0.01 s–1的速率變形70%，0.1 s–1變形速率條件下明顯可以觀察到呈鏈狀分布的粗大 γ′相，見圖 3（a），（b）及圖 3（g），（f）；試樣在 1070 ℃ 分別以 0.01 s–1的速率變形50%和70%，50%變形條件下仍可見部分呈鏈狀分布的粗大γ′相，且二次及三次γ′相尺寸較大，見圖 3（c），（d）及圖 3（g），（e）；試樣分別在1000 ℃ 和 1070 ℃ 以 0.01 s–1變形 70%，1000 ℃ 變形后鏈狀粗大γ′相顯著，且二次γ′相尺寸明顯較1070 ℃ 變形后的大，見圖 3（e），（f）和圖 3（g），（h）。FGH96高溫合金基體為面心立方結構，典型的低層錯能材料，在熱加工溫度和應變速率范圍內動態回復過程受到抑制，動態再結晶成為變形過程中最重要的組織演變形式[14]。由《中國航空材料手冊》第二版[15]可知，FGH96合金中γ′相的析出峰溫度為1030～1090 ℃，加熱到該溫度范圍，析出的γ′相會大量回溶。在本研究中，FGH96經HIP處理后緩冷到室溫，因此熱變形前合金中可觀察到大量的二次γ′相。在熱變形過程中，FGH96高溫合金中的二次γ′相會固溶入基體中。1070 ℃較1000 ℃會有更多的γ′相回溶，因此1000 ℃熱變形處理后殘留更多的γ′相，且粗大的鏈狀γ′相顯著。同在1070 ℃熱變形，變形量越大越有利于γ′相的變形與破碎，相同變形速率下較長時間的保溫也有利于γ′相回溶；變形速率越大，相同變形量需要的時間越短，γ′相回溶得越少，因此保留了大量的γ′相，且尺寸較大。

綜上所述，通過熱變形實驗能夠使粗大γ′相沿流變方向變形，同時γ′相破碎、回溶，尺寸從微米級細化到納米級[16]，因此改變熱變形實驗的條件，如升高變形溫度、增大變形量、降低變形速率，組織中破碎的大尺寸γ′相都能夠更充分地融入基體，從而達到減輕甚至消除PPB的目的。

圖4和圖5分別為熱變形前后FGH96合金的組織形貌、晶體取向及晶體取向差分布圖。從圖4可以看到，HIP態FGH96高溫合金有大量PPB析出物呈圓形分布，每個顆粒內有多個晶粒以及孿晶，見圖4（a）；從晶體取向分布圖可以看到多種顏色，表明晶粒隨機分布，見圖4（b）；從取向差分布圖中可以看到，取向在60°的概率最高，而孿晶的晶體取向差一般為 60°[17]，見圖 4（c）。FGH96 高溫合金經 1070 ℃/50%/0.01 s–1變形后，粉末顆粒在熱壓力作用下發生變形，PPB析出物呈橢圓形分布，粉末內部的晶粒發生細化，見圖5（a）；從晶粒取向圖中看到，晶粒顏色取向趨于粉色，晶界發生“鋸齒”化，且未見有大量孿晶，說明經熱變形后晶粒發生再結晶，見圖5（b）；從取向差分布圖中可以看到，小角度取向差概率最高，這與取向分布圖中顏色趨于粉色結果一致，表明熱變形過程中晶粒扭轉，取向差變小，見圖 5（c）。

3 結論

（1）HIP態FGH96高溫合金可見呈圓形分布的PPB析出物，粗大的長條狀γ′呈圓形鏈狀分布是PPB的主要特征之一。

（2）隨著熱變形溫度升高、變形量增大、變形速率減小，PPB析出物變形和破碎越顯著，粗大的初生γ′相和二次γ′相殘留越少、尺寸越小。

（3）經熱變形后，FGH96高溫合金PPB變形，晶粒取向差變小，熱變形溫度升高、變形量增大、變形速率減小有利于PPB的減輕甚至消除。

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