基于不同原始組織預設變形第四代單晶高溫合金的再結晶行為

史振學，劉世忠，趙金乾，王效光，李嘉榮

(中國航發北京航空材料研究院 先進高溫結構材料重點實驗室,北京 100095)

單晶高溫合金幾乎消除了所有晶界從而具有良好的高溫綜合性能，是目前制造先進航空發動機渦輪葉片的關鍵材料[1-3]。單晶高溫合金葉片在定向凝固、清殼、脫芯、切割等過程中產生的應力常導致后續熱處理過程或服役時再結晶的發生[4-7]。為了提高單晶高溫合金的固溶溫度從而實現完全固溶，單晶高溫合金中含有少量或不含晶界強化元素，因此再結晶晶界成為性能薄弱區域，降低合金的高溫拉伸性能[8]、持久性能[9-10]，蠕變性能[11]。再結晶的形成不但與退火溫度相關，而且與變形溫度也有很大關系[12-13]。枝晶間的共晶組織對再結晶晶界遷移具有強烈的阻礙作用[14-15]。通過回復熱處理、滲碳、表面涂層和去除表面變形層等方法可以抑制單晶高溫合金再結晶，化學腐蝕可以不引入應力去除表面變形層從而實現抑制再結晶的目的[16]。目前國內外對于單晶高溫合金的再結晶進行了大量的研究，但是對于第四代單晶高溫合金再結晶組織和晶界特征的研究較少。本工作對不同原始組織的第四代單晶高溫合金預設變形，研究了不同退火溫度處理后的再結晶組織，為第四代單晶高溫合金的研制和應用提供基礎研究參考。

1 實驗材料與方法

實驗所用材料為Ni-Cr-Co-Mo-W-Ta-Nb-Re-Ru-Al-C第四代單晶高溫合金。在高溫度梯度真空定向凝固爐中采用螺旋選晶法制成[001]取向的單晶高溫合金試棒。用勞埃X射線背反射法確定單晶試棒的結晶取向，試棒的[001]結晶取向與主應力軸方向的偏差在7°以內。試棒分為兩組(1#和2#)，其中1#試棒首先按以下工藝進行標準熱處理：1300℃/1h +1310℃/2h + 1320℃/3h +1330℃/4h +1340℃/6h, AC+1120℃/4h, AC+870℃/32h, AC。標準熱處理后再與2#試棒進行相同的處理過程，兩組試樣預設變形后都進行不同溫度的退火處理，具體熱處理工藝如表1所示。將鑄態試棒和標準熱處理試棒分別采用線切割加工成10mm×10mm×10mm的方形試樣。采用長方形的壓頭在方形試樣的(001)面上打上“一”字形壓痕，壓頭尖端尺寸為0.5mm×8mm，載荷5kN，保載時間為15s。為了研究枝晶干與枝晶間再結晶組織的異同，“一”字形壓痕與二次枝晶臂的夾角約為45°。試樣壓痕示意圖如圖1所示。將壓痕試樣采用石英管真空封裝，分別進行不同溫度的退火處理，即分別在1100, 1150, 1200, 1250, 1300℃和1340℃保溫4h后空冷。采用光學顯微鏡、掃描電鏡(配有專用EBSD探頭和EBSD專用分析軟件)研究不同條件下合金組織。為了分析合金退火過程中γ′相或共晶的固溶情況，首先分析未變形區域的合金組織，然后分析變形區域的再結晶情況，最后垂直壓痕解剖后分析再結晶層的深度。

表1 不同原始組織試樣的熱處理過程Table 1 Heat treatment process of different original microstructure samples

圖1 壓痕試樣制備示意圖Fig.1 Schematic illustration of indented sample

2 實驗結果

2.1 不同溫度退火后合金未變形區域的組織演化

圖2為標準熱處理試樣經過不同溫度退火處理后未變形區域的組織。可以看出，合金在1100℃處理后，γ′相尺寸稍有增加。合金在1150℃處理后，γ′相尺寸增加的同時，其立方化程度也明顯增大，基體通道更加平直。1200,1250℃退火處理后，γ′相尺寸明顯增加，出現鋸齒狀的γ′/γ相界面，基體通道變寬。1300,1340℃退火處理后，γ′相全部回溶后重新析出不規則、細小的γ′相。不同的組織演化主要與不同溫度退火過程中γ′相的長大、回溶和重新析出有關。保溫過程為γ′相長大過程及回溶過程。冷卻時為過飽和γ基體中析出γ′相。在1100℃和1150℃退火處理時，退火溫度遠低于γ′相的大量溶解溫度，γ′相主要為長大過程。在1200℃和1250℃退火處理時，退火溫度接近于γ′相的大量溶解溫度，γ′相長大同時有部分回溶，并在冷卻過程中重新析出，形成鋸齒狀的γ′/γ相界面。1300,1340℃退火處理時，退火溫度高于γ′相的大量溶解溫度，γ′相全部回溶成為單相的γ，冷卻過程中重新析出不規則、細小的γ′相。

圖2 標準熱處理試樣經過不同溫度退火處理后的組織 (a)未處理;(b)1100℃;(c)1150℃;(d)1200℃;(e)1250℃;(f)1300℃Fig.2 Microstructures of standard heat treated samples after annealing treatment at different temperatures (a)no treatment;(b)1100℃;(c)1150℃;(d)1200℃;(e)1250℃;(f)1300℃

圖3為鑄態試樣經過不同溫度退火處理后未變形區域組織。可以看出，合金在1100,1150,1200,1250℃退火處理后，枝晶間共晶含量基本保持不變。1300℃退火處理后，枝晶間共晶含量稍有減少。1340℃退火處理后，消除了全部共晶。共晶組織含量變化與退火溫度有關。1100,1150,1200,1250℃退火溫度較低，共晶基本不溶解。1300℃退火溫度稍高于共晶溶解溫度，部分共晶溶解，而1340℃退火處理顯著高于共晶溶解溫度，因而消除全部共晶。

圖3 鑄態試樣經過不同溫度退火處理后的組織 (a)未處理;(b)1150℃;(c)1200℃;(d)1250℃;(e)1300℃;(f)1340℃Fig.3 Microstructures of as-cast samples after annealing treatment at different temperatures (a)no treatment;(b)1150℃;(c)1200℃;(d)1250℃;(e)1300℃;(f)1340℃

2.2 不同溫度退火后合金預變形區域的再結晶組織演化

圖4為兩種試樣不同溫度退火后變形區的再結晶組織。可以看出，隨著退火溫度的升高，標準熱處理試樣和鑄態試樣依次出現胞狀再結晶(cellular recrystallization,CRX)、混合再結晶、等軸再結晶(equiaxed recrystallization, ERX)這3種不同形態的再結晶組織。1100,1150,1200℃退火處理后，標準熱處理試樣和鑄態試樣都出現胞狀再結晶。胞狀再結晶的特征為：靠近再結晶晶界或再結晶與基體界面處多為垂直于界面排列的長條狀粗大的γ′相，靠近再結晶晶粒中心處多為等軸狀的γ′相。鑄態試樣的胞狀再結晶都是依附共晶上形核和長大。隨著退火溫度升高，胞狀再結晶晶粒增大。1200℃退火處理后，析出胞狀γ′相后，γ基體中又析出了細小的γ′相，如圖5所示。1250℃退火處理后，標準熱處理試樣和鑄態試樣都出現胞狀與等軸混合再結晶。1300℃退火處理后，標準熱處理試樣再結晶組織全部為等軸再結晶，而鑄態試樣仍為胞狀和等軸混合再結晶。1340℃退火處理后，標準熱處理試樣和鑄態試樣都形成了等軸再結晶。

圖6為合金在不同條件下的再結晶層深度。可以看出，隨著退火溫度升高，標準熱處理試樣和鑄態試樣的再結晶層深度明顯增加，而且標準熱處理試樣再結晶深度明顯大于鑄態試樣，這說明標準熱處理試樣的再結晶晶粒更容易長大，這與文獻研究結果[17]相同。

單晶高溫合金再結晶的形核和長大機制起主要作用的是擴散過程，與退火溫度有重要關系。它們與溫度的關系滿足Arrhenius方程[18]：

D=D0exp(-Q/RT)

(1)

式中：D為形核率或生長速率；D0為常數；R為氣體常數；Q為激活能；T為絕對溫度。由公式(1)可以看出，隨著退火溫度升高，再結晶晶粒形核和長大的速率增加，因此再結晶層的深度隨退火溫度升高而增加。

3 分析與討論

3.1 原始組織對再結晶的影響

單晶高溫合金基本上由γ基體和γ′相組成，而γ′相的溶解是產生再結晶的必要條件[19]。由上述分析可知，標準熱處理試樣在低于1250℃進行退火處理時，γ′相基本不溶解。雖然γ′相未溶解，但是合金變形區域存儲的應變能在加熱時能夠促進γ′相溶解[20]。γ′相的不斷溶解很快使γ相出現過飽和，不穩定的過飽和態通過產生不連續的粗大條狀γ′相而使體系穩定[21]，從而使粗大的γ′相垂直于界面從中心向四周“定向生長”，形成了“菊花狀”的胞狀再結晶組織。在1250℃退火處理時，γ′相部分溶解，再結晶的阻力減小，從而使變形區部分以等軸再結晶的形式釋放應變能，部分仍以胞狀再結晶的形式進行。在1300℃和1340℃熱處理時，γ′相全部溶解，沒有粒狀第二相的阻礙，再結晶的阻力大幅度減小，從而使變形區全部以等軸再結晶的形式釋放應變能。

鑄態試樣中含有大量的共晶組織，共晶組織大部分由γ′相組成。在低于1250℃進行退火處理時，γ′相基本不溶解，共晶組織基本不溶解或少量溶解。共晶對再結晶具有強烈的阻礙作用[14-15,17]。但變形共晶存儲的應變能與變形的γ′相一樣能夠促進其溶解并形成胞狀再結晶。且由于共晶含有大量的γ′相形成元素，因此比共晶周圍基體更容易形成帶有粗大條狀γ′相的胞狀組織，對于鑄態試樣，胞狀再結晶優先在共晶上形核和長大。在1250℃和1300℃退火處理時，由于枝晶干的γ′相尺寸較小而全部溶解，枝晶間的γ′相尺寸較大而部分溶解，少量共晶組織溶解，因此在枝晶間共晶上形成胞狀再結晶，枝晶干區域由于再結晶阻力較小而形成等軸再結晶，并向枝晶間擴展長大，未溶解的粗大γ′相和共晶對再結晶晶界擴展的強烈阻礙作用使其呈現出枝晶狀的再結晶組織，如圖7所示。在1340℃退火處理時，所有的γ′相和共晶組織全部溶解，再結晶的阻力顯著減小，從而使變形區全部以等軸再結晶的形式釋放應變能。

通過以上分析可以看出，變形共晶促進胞狀再結晶的形成，未變形共晶阻礙再結晶晶粒長大。由于鑄態試樣中粗大γ′相和共晶對再結晶的阻礙作用，使相同條件下鑄態試樣比標準熱處理試樣的再結晶層厚度小。

3.2 再結晶晶界特征

根據晶界角度的大小，晶界分為小角度晶界(0°<θ<15°)和大角度晶界(θ>15°)。大角度晶界是導致再結晶降低合金高溫性能的主要原因。采用EBSD分析了再結晶組織的晶體取向和晶界角度分布。上述不同退火溫度再結晶組織演變分析表明，合金在1200℃退火處理后形成胞狀再結晶組織，因此采用EBSD分析了1200℃退火處理后鑄態試樣的胞狀再結晶組織晶體取向和晶界角度分布，分析結果見圖8。由圖8可知，胞狀再結晶與基體之間的界面有小角度晶界，也有大角度晶界，胞狀再結晶晶粒之間有少部分為小角度晶界，大部分為大角度晶界，存在一定數量的孿晶界(60°左右)。這與Bürgel等認為胞狀再結晶與基體之間的界面為大角度晶界的研究結果不同[22]，而與魏文娟等胞狀再結晶的研究結果基本一致[23]。

圖4 不同溫度退火后標準熱處理試樣(1)與鑄態試樣(2)的再結晶組織 (a)1100℃;(b)1200℃;(c)1250℃;(d)1300℃;(e)1340℃Fig.4 Recrystallization microstructures of the standard heat treated samples (1) and as-cast samples (2) after annealing treatment at different temperatures (a)1100℃;(b)1200℃;(c)1250℃;(d)1300℃;(e)1340℃

圖5 1200℃退火處理后合金的胞狀再結晶組織 (a)標準熱處理試樣;(b)鑄態試樣Fig.5 CRX microstructures of the alloy after annealing treatment at 1200℃ (a)standard heat treated sample;(b)as-cast sample

圖6 合金不同退火溫度對再結晶層深度的影響Fig.6 Effect of different annealing treatment temperatures on the recrystallized layer depth

由不同退火溫度再結晶組織演變分析表明，標準熱處理合金在1300℃和1340℃退火處理后形成等軸再結晶組織，因此采用EBSD分析了標準熱處理試樣在1300℃和1340℃退火處理后形成的等軸再結晶組織晶體取向和晶界角度分布，分析結果見圖9。可以看出，等軸再結晶與基體之間的界面有小角度晶界，也有大角度晶界。再結晶晶粒之間界面少部分為小角度晶界，大部分為大角度晶界，存在數量較多的孿晶界。

雖然兩種退火再結晶組織中孿晶所占比例有所不同，但都含有較大數量的孿晶界，這表明孿晶在單晶高溫合金再結晶的過程中發揮了重要作用。鎳基單晶高溫合金為低層錯能合金[24]。余永寧認為某些低層錯能的合金在回復過程中以應變誘發晶界牽動機制的方式長大而容易形成孿晶[25]。從能量上分析，孿晶與普通大角度晶界主要區別為它們的表面能不同。孿晶界幾乎完全共格從而具有較小的界面能[26]。據文獻報道鎳基合金中普通大角度晶界的表面能為0.69J/m2，而孿晶界的界面能為0.03J/m2 [27]。因此這也導致孿晶容易在低層錯能的單晶高溫合金再結晶過程中形成。

圖7 1250℃(a)和1300℃(b)退火處理后鑄態試樣的枝晶狀再結晶組織取向分布圖Fig.7 OIM maps of dendritic recrystallization of the as-cast samples after annealing treatment at 1250℃(a) and 1300℃(b)

圖8 1200℃退火處理后鑄態試樣的胞狀再結晶組織晶體取向(a)和晶界角度分布(b)Fig.8 OIM maps (a) and grain boundary angle distributions (b) of CRX in the as-cast alloy after annealing treatment at 1200℃

圖9 標準熱處理試樣等軸再結晶晶體取向(1)和晶界角度分布(2) (a)1300℃;(b)1340℃Fig.9 OIM maps (1) and grain boundary angle distributions (2) of ERX in the standard heat treated samples (a)1300℃;(b)1340℃

4 結論

(1)隨著退火處理溫度升高，標準熱處理試樣和鑄態試樣依次出現胞狀再結晶、混合再結晶、等軸再結晶這3種不同形態的再結晶組織。

(2)1100,1150,1200℃退火處理后，標準熱處理試樣和鑄態試樣都出現胞狀再結晶。1250℃退火處理后，標準熱處理試樣和鑄態試樣都為混合再結晶。1300℃退火處理后，標準熱處理試樣再結晶組織全部為等軸再結晶，而鑄態試樣仍為混合再結晶。1340℃退火處理后，熱處理試樣和鑄態試樣都形成了等軸再結晶。

(3)隨著退火處理溫度升高，標準熱處理試樣和鑄態試樣的再結晶層深度明顯增加，標準熱處理試樣再結晶深度明顯大于鑄態試樣，相同條件下標準熱處理試樣的再結晶晶粒更容易長大。

(4)再結晶與基體之間的界面為小角度晶界和大角度晶界共存，再結晶晶粒之間的界面少部分為小角度晶界，大部分為大角度晶界，存在一定數量的孿晶界。這表明孿晶在單晶高溫合金再結晶的過程中發揮了重要作用。