DD6单晶高温合金热处理过程中的再结晶组织演化

曲彦平，刘丽荣，祖国庆，金 涛，胡壮麒

（1沈阳工业大学，沈阳110870；2中国科学院 金属研究所，沈阳110016）

DD6单晶高温合金热处理过程中的再结晶组织演化

曲彦平1，刘丽荣1，祖国庆1，金 涛2，胡壮麒2

（1沈阳工业大学，沈阳110870；2中国科学院 金属研究所，沈阳110016）

研究DD6单晶高温合金塑性变形后热处理过程中的组织演化。结果表明，1500kg加载后，在铸态γ′相溶解温度以下预处理没有再结晶现象，预处理后再进行固溶处理发生明显的再结晶；γ′相溶解温度以上预处理发生明显的再结晶，再结晶晶界细小，晶界由粗大γ′相组成。与固溶态相比，时效处理后的再结晶深度变化不大，时效过程中，晶界由固溶态的窄晶界变为宽大的胞状晶界，并且有粒状M6C碳化物沿晶界析出。

再结晶；热处理；DD6；单晶高温合金

单晶高温合金是航空发动机涡轮叶片的主要材料［1］。DD6合金是我国自主研制的第二代单晶高温合金，通过复杂的工艺控制和成分设计，DD6单晶合金展现了良好的高温性能。但是，在叶片生产过程中，由于凝固过程收缩，清壳过程引入应力以及表面处理等工序，会在叶片内产生一定的塑性变形，贮存一定的内应力，这种叶片在高温热处理过程中会发生再结晶［2］。由于单晶高温合金中不含有晶界强化元素，因此再结晶区域成为性能薄弱环节。目前，国内对于单晶高温合金再结晶的研究已取得了一定的成果［3－5］。但是对于单晶高温合金热处理过程中再结晶组织演化的研究较少。

本工作主要针对DD6合金在不同条件下热处理过程中的组织演化过程进行分析，研究再结晶的形成和长大条件，并对再结晶组织演化机理进行分析。

1 实验材料和方法

采用纯净的原材料在真空感应炉中熔炼DD6母合金，DD6合金的化学成分列于表1。

表1 DD6合金的名义成分（质量分数／%）Table 1 Nominal composition of DD6 alloy（mass fraction／%）

在高梯度定向凝固炉中用螺旋选晶法拉制单晶试棒，试棒的直径为16mm，长为160mm，把试样切成10mm×10mm×11mm的方形试样，其中10mm×10mm的面平行于（001）面，所有试样均采用线切割加工以避免产生残余应力。利用Brinell硬度计压痕。压头直径为5mm，保载时间为13s，压痕载荷为1500kg。

打过压痕后，合金在不同的温度下进行预处理，处理温度分别为1120，1170，1220，1270℃，处理时间为2h，然后进行1310℃／4h的固溶处理和1120℃／4h的时效处理。为了检验合金热处理后再结晶情况，将样品切开，切割方向垂直于定向凝固方向，即［001］方向。

利用OLYPUS数码相机和S3400N扫描电镜分别拍摄不同阶段的组织照片。利用扫描电镜能谱（EDS）分析析出相的成分。

2 结果和分析

2.1 铸态组织

DD6合金的铸态组织为典型的枝晶结构，如图1所示。枝晶间和枝晶干分别含有不同形态的γ′相，枝晶间区域白亮的块状组织为γ／γ′共晶组织。

图1 DD6单晶高温合金的铸态组织Fig.1 As－cast microstructure of DD6 single crystal superalloy

2.2 预处理温度对变形组织的影响

合金1500kg加载后，经过不同温度2h的预处理后的宏观照片如图2所示。可以看出四种预处理条件下均未出现明显的再结晶晶粒。但能看出载荷附近的颜色与周围颜色略有不同。

图2 DD6合金经不同温度处理2h后的宏观照片（a）1120℃；（b）1170℃；（c）1220℃；（d）1270℃Fig.2 Macrographs of DD6alloy after pre－treatment at different temperatures for 2h（a）1120℃；（b）1170℃；（c）1220℃；（d）1270℃

扫描电镜低倍下观察再结晶区域的枝晶形貌发现，在1120，1170℃和1220℃下处理2h后合金枝晶间和枝晶干区域的颜色相同，枝晶间黑色区域仍为共晶组织（图3（a）），三种条件下试样表面都没有发现文献［2］所述的胞状结构；合金经1270℃处理后枝晶间和枝晶干的颜色明显不同（图3（b）），放大后发现枝晶干处的γ′相粒子非常细小，尺寸在120nm左右，比铸态枝晶干上的γ′相小得多；而枝晶间处的γ′相粒子有两种形态，一种粒子尺寸较小，在200nm左右，一种γ′相尺寸非常大，在1μm左右，枝晶间和枝晶干区域之间由晶界隔开，如图3（c）所示。可以看出在1270℃条件下，合金的枝晶干发生了再结晶，再结晶晶粒为枝晶的十字花形状。铸态枝晶偏析导致枝晶间和枝晶干区域的γ′相成分有一定差别，成分差别导致枝晶干的溶解温度较枝晶间的低。在1270℃下保温枝晶干处的γ′粒子已经全部溶解，而枝晶间的γ′粒子部分溶解。图3（c）中看到的细小的γ′相即为固溶后冷却过程中重新析出的二次γ′相。在低温下进行预处理，γ′相不能溶解，因此，没有再结晶现象发生，由此证明了文献［6－8］提出的观点，即对于含有大量γ′相粒子的定向凝固高温合金，γ′相粒子的溶解是再结晶产生的重要条件。

图3 DD6合金经不同温度处理2h后的显微组织（a）1220℃；（b）1270℃；（c）图3（b）的局部放大Fig.3 Microstructures of DD6alloy after pre－treatment at 1220℃ （a），1270℃（b）for 2hand（c）magnifying of fig.3（b）

2.3 固溶处理后组织演化

对经过不同温度（1120，1170，1220℃和1270℃）预处理2h的样品进行1310℃／4h的固溶处理，宏观照片如图4所示。可以看出合金经过1310℃／4h处理后，四种状态的合金均发生了明显的再结晶。可见，前期的预处理没能使存储能全部释放，样品中仍然保留了大量的储存能，在固溶处理过程中以再结晶的形式得以释放。由于再结晶晶粒的晶体取向与原始晶粒的取向不同，因此，试样腐蚀后，再结晶处的颜色与原始晶粒不同，可能由于固溶态γ′相析出不充分导致宏观组织中晶粒的颜色差别明显。通过宏观照片可以测量试样经过1310℃处理2h后的再结晶深度大约为2mm。样品的再结晶区域由明显的大晶粒组成，再结晶晶界细小，晶界两侧有明显的取向差，晶界主要是由较大的γ′相组成，如图5所示。

图4 DD6合金不同预处理后进行1310℃／4h固溶处理的宏观照片（a）1120℃／2h；（b）1170℃／2h；（c）1220℃／2h；（d）1270℃／2hFig.4 Macrographs of DD6alloy after different pre－treatment and solution treatment of 1310℃／4h（a）1120℃／2h；（b）1170℃／2h；（c）1220℃／2h；（d）1270℃／2h

图5 DD6合金经不同预处理并进行1310℃／4h固溶处理后的显微组织 （a）1220℃／2h；（b）1270℃／2hFig.5 Microstructures of DD6alloy after different pre－treatment and solution treatment of 1310℃／4h （a）1220℃／2h；（b）1270℃／2h

2.4 时效处理后组织演化

预处理和固溶处理后，对DD6合金进行1120℃／4h的时效处理，时效处理后的宏观照片如图6所示。可以看出，与固溶态的宏观照片相比，经过时效处理后四种样品的再结晶深度变化不明显，从再结晶区域的颜色分布可以看出再结晶晶粒数量和尺寸，离载荷中心越近，晶粒越小，离中心越远，晶粒越大。与固溶处理过程中的再结晶晶界相比，形态发生了明显的变化。由原来的细小晶界变成了宽大的胞状晶界，晶界宽度在5μm左右，如图7所示。四种样品的晶界形貌没有明显区别。晶界上黑色区域为γ′相，白色条状相为基体γ相，同时在晶界上有一种白色的粒状相析出，EDS分析表明该相富含W，Re和Mo。该相被确定为M6C碳化物。

图6 不同预处理后进行固溶和时效处理后的宏观照片（a）1120℃／2h；（b）1170℃／2h；（c）1220℃／2h；（d）1270℃／2hFig.6 Macrographs of DD6alloy after different pre－treatment and solution of 1310℃／4hand aging of 1100℃／4h（a）1120℃／2h；（b）1170℃／2h；（c）1220℃／2h；（d）1270℃／2h

晶界结构比晶内结构松散，溶质原子晶内的能量比晶界处高，所以溶质原子有自发地向晶界偏聚的倾向。文献［8］指出溶解度越低的溶质在晶界处的偏聚越大，C原子在镍基体中的固溶度较小，所以碳具有自发的晶界偏聚倾向。DD6合金中的碳含量很低，只有0.006%，主要固溶于合金的基体中。由于单晶高温合金本身不含晶界，因此合金中溶质原子的晶界偏聚只能发生在再结晶过程中。随着再结晶晶粒长大，晶界不断迁移，晶界扫过之处固溶于基体中的大部分碳原子都被晶界收纳，因此当再结晶结束后，晶界处的碳浓度明显高于合金含碳量。在固溶处理温度下碳在镍基体中溶解度较大，固溶后快冷，碳化物来不及析出，所以固溶后再结晶晶界上没有碳化物析出，而时效温度正处在M6C碳化物的析出温度区间［9］：850～1210℃，C与W，Mo等元素结合形成二次M6C碳化物。

图7 1120℃／4h时效处理后不同形态的晶界形貌 （a）模式1；（b）模式2；（c）模式3Fig.7 Morphology of recrystallization grain boundary after aging at 1120℃for 4h （a）mode 1；（b）mode 2；（c）mode 3

在时效温度下，γ′粒子不能被固溶，因此再结晶晶界不能继续向前迁移，所以与固溶态相比，再结晶深度几乎没有发生变化。时效过程中产生的胞状晶界与文献［10，11］胞状结构相似，但形成机理不同。文献［11］认为表面局部区域由于变形导致能量较高，从而在加热时首先发生γ′相溶解。溶解完成后，胞状结构易于在γ′相发生溶解的区域形成。胞状结构形成后，不断向周围推进。胞状结构界面向基体推进的过程中，界面处基体中的铸态γ′相发生溶解，基体中铸态γ′相的不断溶解必然导致胞状界面上γ相出现过饱和，过饱和的γ相使得胞状结构内粗大的γ′相定向生长。而本文时效过程中形成的胞状晶界主要是晶界处高度过饱和的Al，Ta等γ′相形成元素的析出和长大。

由于溶质原子有自发向晶界偏聚的倾向，所以Al，Ta等溶解度较小的γ′相形成元素易于在晶界富集，这一点可以通过固溶处理后的再结晶晶界形貌（图5）得到证明，图5的晶界是由大的γ′相组成。晶界上高度的溶质过饱和在时效过程中只能通过γ′相的快速长大和连接的方式得以缓和。因此得到了如图7所示的不同形态的类似胞状晶界。

3 结论

（1）DD6合金经过1500kg加载后，在铸态γ′相溶解温度以下预处理没有再结晶现象，γ′相溶解温度以上预处理发生再结晶。

（2）预处理后的固溶处理过程中都发生明显的再结晶现象，再结晶晶界细小，晶界由粗大γ′相组成。

（3）与固溶态相比，时效处理后的再结晶深度变化不大，时效过程中，产生宽大的胞状晶界，M6C碳化物沿晶界析出。

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Microstructural Evolution of Recrystallization During Heat Treatment in DD6Single Crystal Superalloy

QU Yan－ping1，LIU Li－rong1，ZU Guo－qing1，JIN Tao2，HU Zhuang－qi2
（1Shenyang University of Technology，Shenyang 110870，China；2Institute of Metal Research，Chinese Academy of Sciences，Shenyang 110016，China）

Microstructural evolution of recrystallization during heat treatment in DD6single crystal superalloy were investigated.The results showed that during pre－treatment at the temperature up to ascastγ′phase solvus，no recrystallization occurred，while after solution treatment，rapid recrystallization occurred.During preheat treatment above the temperature，recrystallization occurred.The recrystallization grain boundary was thin and composed of biggerγ′phase.Compared with the microstructure after solution treatment，the recrystallization depth after aging treatment had no obvious change.During aging treatment，grain boundary turned into wider cellular structure and some granular M6C carbide precipitated from grain boundary.

recrystallization；heat treatment；DD6；single crystal superalloy

TG132.3＋2

A

1001－4381（2011）08－0014－05

国家自然科学基金资助项目（50901046）

2011－02－14；

2011－05－23

曲彦平（1963—），男，博士，教授，主要从事镍基高温合金的研究，联系地址：沈阳市经济技术开发区沈辽西路111号沈阳工业大学材料学院（110870），E－mail：lrliu866＠sohu.com