热处理工艺对镍基纳米晶合金材料组织结构的影响

郭润江，孙衍乐，单默昆，付立铭， 2，郭平生，单爱党， 2

(1.上海交通大学材料科学与工程学院，上海200240；2. 上海交通大学环境科学与工程学院，上海200240；3. 广西师范大学物理科学与技术学院，广西桂林541004)



热处理工艺对镍基纳米晶合金材料组织结构的影响

郭润江1，孙衍乐1，单默昆1，付立铭1， 2，郭平生3，单爱党1， 2

(1.上海交通大学材料科学与工程学院，上海200240；2. 上海交通大学环境科学与工程学院，上海200240；3. 广西师范大学物理科学与技术学院，广西桂林541004)

本研究通过对一种镍基合金进行大变形异步与同步轧制，制备了纳米组织材料，研究了退火处理对纳米组织镍基合金材料的组织与力学性能的影响。结果表明，大变形轧制后材料的晶粒细化至约50 nm，大变形轧制后的材料出现(2 2 0)晶面择优取向，退火温度对该取向影响不大。所制备的超细晶材料具有良好的组织热稳定性，在700 ℃下退火，晶粒尺寸约150 nm，在800 ℃以下退火1 h，晶粒尺寸仍然能够保持在250 nm以下。分析认为，超细晶镍基合金材料的组织稳定性与γ′相的析出所起到的钉扎作用有直接关系。

镍基合金；大变形轧制；纳米晶；热处理

0 引言

镍基合金是在γ奥氏体相的基础上通过γ′析出相强化而成的一种高温合金。由于其良好的热稳定性、抗腐蚀性及高温抗氧化性，被广泛应用于航空航天、交通运输和发电设备等行业[1]。随着航空航天和发电行业的快速发展，对相关镍基合金材料提出了新的、更高的要求，尤其是更高强度和韧性的性能要求。近些年，通过工艺控制与优化组织来提高镍基合金的综合力学性能的研究受到广泛关注[2-5]。

晶粒(组织)细化是提高材料强度和韧性的有效途径。近年来，采用强烈塑性变形(SPD： severe plastic deformation)方法制备超细晶(UFG)或纳米晶(NG)材料的相关研究受到材料研究学者的极大关注[6-9]。强烈塑性变形的常用方法主要有等通道挤压法(ECAP)、高压扭转法(HPT)、累积叠轧法(ARB)等[10]。但是，由于对模具要求高、工艺控制困难及制备材料尺寸较小等因素的限制，这些传统SPD制备技术很难实现大规模工业化生产。轧制方法是最常用也是最理想的工业化生产板材的方法，与传统的HPT和ECAP等SPD技术相比，尽管大变形轧制方法的有效应变量相对小一些，但仍然可以成功制备大块纳米晶材料[11]。研究发现，大变形异步轧制(ASR：asymmetric rolling)方式可以极大地提高材料的总等效应变，从而使材料组织得到有效细化，是一种制备超细晶及纳米晶的有效方法[12-13]。本文通过对镍基合金进行异步-同步混合大变形冷轧来制备纳米晶材料，研究热处理对冷轧态材料组织的影响，并探讨大变形轧制及热处理后纳米晶材料的组织稳定性。

1 实验材料及方法

本文研究的镍基合金(As-received)的化学成分如表1所示，初始厚度为11 mm。材料经1 200 ℃保温6 h的固溶处理后，在室温下进行变形量为70%的异步轧制，然后进行变形量为94.5%的同步轧制，最终可以获得0.44 mm厚的薄板材料；随后，将轧制的薄板材料切割成小块样品，进行不同温度、不同时间的退火处理；再对不同条件下处理的材料进行切割、镶嵌、研磨、抛光，并采用质量分数5% CuCl2、5%盐酸酒精溶液腐蚀，然后进行金相观察。同时，采用JEOL 2100F 透射电子显微镜进行精细组织观察与分析，加速电压为200 kV。TEM观察样品制样在 MTP-1A 型电解双喷仪上进行，电解液为质量分数 5%高氯酸酒精溶液，双喷液温度在-35～-25 ℃，工作电压为50 V，电流为30 mA。之后在 Gatan离子减薄仪上进一步减薄到所需的厚度。对不同状态下的试样进行X射线衍射分析，采用Theta/2Theta连续扫描，扫描范围为20°～100°，扫描速度为1°/min，扫描电压电流为40 V/40 mA。

表1 实验材料的化学成分

2 实验结果与讨论

2.1 金相组织观察

图1为镍基合金材料经过不同处理工艺后的金相组织。显然，经固溶处理后，材料由等轴晶粒和退火孪晶组成，平均晶粒尺寸约为150 μm，图1(a)所示。而经过96%大变形异步-同步混合冷轧轧制后，等轴晶粒消失，组织明显细化，同时沿着轧制方向出现均匀致密的轧制“流变带”的金相组织[11]，如图1(b)所示。当对冷轧态材料进行700 ℃退火处理后，金相观察显示材料发生了部分再结晶，带状组织呈不连续分布，如图1(c)所示。图1(d)是对冷轧态材料进行800 ℃退火处理后的金相组织，其加工流线带和冷轧态材料相比大为减少，同时有一部分晶粒已经长大到200 nm以上，表明在此温度下材料发生明显的再结晶现象。图1(e)和(f)是对冷轧态材料进行900 ℃和1 000 ℃退火处理后的金相组织，显示晶粒长大明显，形态为等轴晶，其尺寸达到了微米级，但与初始态材料相比，晶粒细化显著。

图1 不同工艺处理后的材料金相照片Fig.1 Optical micrographs of specimen after various treatment

2.2 透射电子显微组织观察

图2是冷轧态材料的透射电子显微组织观察结果。可以发现，大变形轧制后的材料组织显著细化，组织中包含有大量的高密度位错、位错胞以及亚晶等[12]，选区电子衍射图(SAED)发现衍射斑点呈较为连续环状。暗场像能够清晰看到大角度等轴晶均匀分布在基体上，进行多张暗场像下约300个晶粒统计，晶粒尺寸为(50±10)nm，达到了纳米晶级别，说明该镍基高温合金通过96%异步与同步混合轧制后实现了纳米化。

图2 冷轧态材料的TEM观察Fig.2 TEM images of specimen after cold rolling

图3为冷轧态材料经过700 ℃退火1 h的透射电子显微组织观察结果。经过700 ℃退火后，材料的再结晶晶粒呈现等轴晶的形态，晶界清晰，暗场下统计结果表明，晶粒尺寸为(150±10)nm，仍然呈现超细结构，且保持良好组织热稳定性，如图3(a)和3(b)。从图3(c)的选区电子衍射分析可以看出，衍射斑点呈现一定离散分布，衍射环的完整性降低，说明此时材料大部分组织发生了回复再结晶。此外，通过对衍射环的标定发现了γ′相(1 1 0)面的衍射斑点，表明在700 ℃的退火过程中有γ′强化相析出，这和后面的X衍射实验结果相符。冷轧态材料经过800 ℃下退火1 h后的组织如图4所示，变形材料已经较完全恢复与再结晶，晶界变得更加的清晰，晶粒尺寸进一步长大至约250 nm，仍然保持超细晶状态，说明超细晶组织热稳定性良好。

图5是冷轧态材料在700 ℃退火不同时间后材料的TEM组织。从图上可以发现，材料经过10 min退火后，其晶粒长大至100 nm左右；同时晶粒内部的位错等缺陷数量减小，晶粒变得清晰可辨认。随着退火时间的延长，组织形态并没有发生很大的变化，表明经过700 ℃退火后的材料具有很高的热稳定性。图6是冷轧态材料在800 ℃经过不同时间退火后的TEM组织图，从图上可以发现在退火初始阶段晶粒并未完全长大，仍然处于100 nm左右的尺度，但是随着退火过程的进行，晶粒明显的长大，当退火1 h以后，其尺寸达到了300 nm，表明在800 ℃下材料发生明显的再结晶现象。

图3 冷轧后700 ℃退火1 h材料的TEM像Fig.3 TEM images of the specimen after cold rolling and annealing for 1 h at 700 ℃

图4 冷轧后800 ℃退火1 h材料的TEM像Fig.4 TEM images of the specimen after cold rolling and annealing for 1 h at 800 ℃

图5 冷轧态材料在700 ℃退火不同时间后的透射电子显微组织(明场像)Fig.5 The TEM images of CRed material annealed at 700 ℃ for various annealing time (BF)

图6 冷轧态材料在800 ℃下退火不同时间后的透射电子显微组织(明场像)Fig.6 The TEM images of CRed material annealed at 800 ℃ for various annealing time (BF)

2.3 X射线衍射观察

图7是不同工艺处理下材料的X射线衍射分析结果，表2列出了各衍射峰的相对强度。从图中可以发现，经96%大变形轧制后的样品，衍射峰出现明显的宽化，表明材料的组织明显细化[14]，同时出现了择优取向面(2 2 0)。而经过700 ℃退火处理后，峰宽化现象有所减弱，但(2 2 0)相对峰值并未降低，反而有所加强。当对样品进行600 ℃以上的退火处理后，则存在明显的γ′相(1 1 0)特征峰，表明材料在经过600 ℃以上退火处理后析出了强化相γ′，γ′相的析出对晶界的迁移能起到钉扎作用，从而提高其组织的热稳定性。对不同工艺处理下的材料进行(2 0 0)面衍射峰放大后发现，经过600～900 ℃退火后的材料其衍射峰向高角度方向呈现不同程度的偏移现象，且偏移量随着退火温度的增加而增大。衍射峰偏移现象可以解释为经过固溶处理后的材料，其析出相元素如C、Al、Ti等原子都回溶入基体中，在轧制的时候，固溶原子没有出现析出而是挤入晶胞中使之产生畸变，同时材料内部产生大量的位错等缺陷使其晶格畸变程度增加，从而使晶格常数增大。由布拉格公式可知随着晶格常数的增加，衍射角减小，衍射峰向左偏移。对材料进行600～900 ℃退火处理后，固溶原子通过析出相的形式从晶胞中被释放，同时缺陷密度下降，使得晶格畸变的程度得以减小，材料的晶格常数减小，导致析出峰向右偏移。当在1 000 ℃退火时，大部分原子又回溶入基体中使得晶格常数再次增加，导致衍射峰再次左移。

图7 不同处理工艺下材料的X射线衍射图Fig.7 XRD patterns of the samples in different processing state

处理工艺(110)(111)(200)(220)(311)(222)Asreceived051．5428．996．4210．992．22AsCRed038．3111．4451．543．782．55500℃/1h040．152．2152．632．232．68600℃/1h1．2614．084．4373．765．91．83700℃/1h2．1218．373．972．323．312．14800℃/1h2．1520．843．0771．493．141．45900℃/1h1．4820．465．3566．8757．971．521000℃/1h024．4914．6242．3716．42．11

3 结论

镍基合金材料通过96%异步与同步混合轧制后可以获得晶粒尺寸约为50 nm的纳米晶材料，同时出现变形织构(2 2 0)面。当对冷轧态材料进行700 ℃下退火1 h，析出第二相γ′相，另外其晶粒长大至150 nm，并且随着退火时间的延长，纳米晶材料组织保持着一定的稳定性，表明纳米晶材料具有优秀的组织热稳定性；在800 ℃下退火1 h，晶粒尺寸达到250 nm，且随着退火时间的延长晶粒长大明显，出现明显的再结晶现象，组织稳定性下降；在900 ℃以上的温度进行退火，则材料发生完全的回复再结晶现象。

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(责任编辑 王龙杰)

Effect of Annealing on Microstructure of a Ni-based Nano-grained Alloy

GUO Runjiang1， SUN Yanle1， SHAN Mokun1， FU Liming1，2， GUO Pingsheng3， SHAN Aidang1，2

(1.College of Materials Science and Engineering， Shanghai Jiao Tong University， Shanghai 200240， China; 2. College of Environmental Science and Engineering， Shanghai Jiao Tong University， Shanghai 200240， China; 3. College of Physical and Technology， Guangxi Normal University， Guilin Guangxi 541004， China)

Nano-grained (NG) alloy was obtained through symmetric and asymmetric rolling at room temperature.The effects of annealing on microstructure and mechanical properties of nano-grained Ni-based alloy were investigated. It was found that， after severe cold rolling， the NG material with an average grain size about 50 nm and (2 2 0) preferential orientation was fabricated. In addition， after annealing at 700 ℃， the grain size was about 150 nm and it was still below 250 nm even after annealing at 800℃, which shows that the nano-grained material has high thermal stability and is attributed to precipitation of γ′ phase.

Ni-based alloy; severe rolling; nano-grain material; heat treatment

10.16088/j.issn.1001-6600.2016.03.013

2016-02-23

国家“十二五”水体污染控制与治理科技重大专项(2014ZX07214-002)

单爱党(1965—)，男，江苏徐州人，上海交通大学教授。E-mail：adshan@sjtu.edu.cn

TG156.24

A

1001-6600(2016)03-0095-07