基于不同原始组织预设变形第四代单晶高温合金的再结晶行为

史振学，刘世忠，赵金乾，王效光，李嘉荣

(中国航发北京航空材料研究院 先进高温结构材料重点实验室,北京 100095)

单晶高温合金几乎消除了所有晶界从而具有良好的高温综合性能，是目前制造先进航空发动机涡轮叶片的关键材料[1-3]。单晶高温合金叶片在定向凝固、清壳、脱芯、切割等过程中产生的应力常导致后续热处理过程或服役时再结晶的发生[4-7]。为了提高单晶高温合金的固溶温度从而实现完全固溶，单晶高温合金中含有少量或不含晶界强化元素，因此再结晶晶界成为性能薄弱区域，降低合金的高温拉伸性能[8]、持久性能[9-10]，蠕变性能[11]。再结晶的形成不但与退火温度相关，而且与变形温度也有很大关系[12-13]。枝晶间的共晶组织对再结晶晶界迁移具有强烈的阻碍作用[14-15]。通过回复热处理、渗碳、表面涂层和去除表面变形层等方法可以抑制单晶高温合金再结晶，化学腐蚀可以不引入应力去除表面变形层从而实现抑制再结晶的目的[16]。目前国内外对于单晶高温合金的再结晶进行了大量的研究，但是对于第四代单晶高温合金再结晶组织和晶界特征的研究较少。本工作对不同原始组织的第四代单晶高温合金预设变形，研究了不同退火温度处理后的再结晶组织，为第四代单晶高温合金的研制和应用提供基础研究参考。

1 实验材料与方法

实验所用材料为Ni-Cr-Co-Mo-W-Ta-Nb-Re-Ru-Al-C第四代单晶高温合金。在高温度梯度真空定向凝固炉中采用螺旋选晶法制成[001]取向的单晶高温合金试棒。用劳埃X射线背反射法确定单晶试棒的结晶取向，试棒的[001]结晶取向与主应力轴方向的偏差在7°以内。试棒分为两组(1#和2#)，其中1#试棒首先按以下工艺进行标准热处理：1300℃/1h +1310℃/2h + 1320℃/3h +1330℃/4h +1340℃/6h, AC+1120℃/4h, AC+870℃/32h, AC。标准热处理后再与2#试棒进行相同的处理过程，两组试样预设变形后都进行不同温度的退火处理，具体热处理工艺如表1所示。将铸态试棒和标准热处理试棒分别采用线切割加工成10mm×10mm×10mm的方形试样。采用长方形的压头在方形试样的(001)面上打上“一”字形压痕，压头尖端尺寸为0.5mm×8mm，载荷5kN，保载时间为15s。为了研究枝晶干与枝晶间再结晶组织的异同，“一”字形压痕与二次枝晶臂的夹角约为45°。试样压痕示意图如图1所示。将压痕试样采用石英管真空封装，分别进行不同温度的退火处理，即分别在1100, 1150, 1200, 1250, 1300℃和1340℃保温4h后空冷。采用光学显微镜、扫描电镜(配有专用EBSD探头和EBSD专用分析软件)研究不同条件下合金组织。为了分析合金退火过程中γ′相或共晶的固溶情况，首先分析未变形区域的合金组织，然后分析变形区域的再结晶情况，最后垂直压痕解剖后分析再结晶层的深度。

表1 不同原始组织试样的热处理过程Table 1 Heat treatment process of different original microstructure samples

图1 压痕试样制备示意图Fig.1 Schematic illustration of indented sample

2 实验结果

2.1 不同温度退火后合金未变形区域的组织演化

图2为标准热处理试样经过不同温度退火处理后未变形区域的组织。可以看出，合金在1100℃处理后，γ′相尺寸稍有增加。合金在1150℃处理后，γ′相尺寸增加的同时，其立方化程度也明显增大，基体通道更加平直。1200,1250℃退火处理后，γ′相尺寸明显增加，出现锯齿状的γ′/γ相界面，基体通道变宽。1300,1340℃退火处理后，γ′相全部回溶后重新析出不规则、细小的γ′相。不同的组织演化主要与不同温度退火过程中γ′相的长大、回溶和重新析出有关。保温过程为γ′相长大过程及回溶过程。冷却时为过饱和γ基体中析出γ′相。在1100℃和1150℃退火处理时，退火温度远低于γ′相的大量溶解温度，γ′相主要为长大过程。在1200℃和1250℃退火处理时，退火温度接近于γ′相的大量溶解温度，γ′相长大同时有部分回溶，并在冷却过程中重新析出，形成锯齿状的γ′/γ相界面。1300,1340℃退火处理时，退火温度高于γ′相的大量溶解温度，γ′相全部回溶成为单相的γ，冷却过程中重新析出不规则、细小的γ′相。

图2 标准热处理试样经过不同温度退火处理后的组织 (a)未处理;(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℃

图3为铸态试样经过不同温度退火处理后未变形区域组织。可以看出，合金在1100,1150,1200,1250℃退火处理后，枝晶间共晶含量基本保持不变。1300℃退火处理后，枝晶间共晶含量稍有减少。1340℃退火处理后，消除了全部共晶。共晶组织含量变化与退火温度有关。1100,1150,1200,1250℃退火温度较低，共晶基本不溶解。1300℃退火温度稍高于共晶溶解温度，部分共晶溶解，而1340℃退火处理显著高于共晶溶解温度，因而消除全部共晶。

图3 铸态试样经过不同温度退火处理后的组织 (a)未处理;(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 不同温度退火后合金预变形区域的再结晶组织演化

图4为两种试样不同温度退火后变形区的再结晶组织。可以看出，随着退火温度的升高，标准热处理试样和铸态试样依次出现胞状再结晶(cellular recrystallization,CRX)、混合再结晶、等轴再结晶(equiaxed recrystallization, ERX)这3种不同形态的再结晶组织。1100,1150,1200℃退火处理后，标准热处理试样和铸态试样都出现胞状再结晶。胞状再结晶的特征为：靠近再结晶晶界或再结晶与基体界面处多为垂直于界面排列的长条状粗大的γ′相，靠近再结晶晶粒中心处多为等轴状的γ′相。铸态试样的胞状再结晶都是依附共晶上形核和长大。随着退火温度升高，胞状再结晶晶粒增大。1200℃退火处理后，析出胞状γ′相后，γ基体中又析出了细小的γ′相，如图5所示。1250℃退火处理后，标准热处理试样和铸态试样都出现胞状与等轴混合再结晶。1300℃退火处理后，标准热处理试样再结晶组织全部为等轴再结晶，而铸态试样仍为胞状和等轴混合再结晶。1340℃退火处理后，标准热处理试样和铸态试样都形成了等轴再结晶。

图6为合金在不同条件下的再结晶层深度。可以看出，随着退火温度升高，标准热处理试样和铸态试样的再结晶层深度明显增加，而且标准热处理试样再结晶深度明显大于铸态试样，这说明标准热处理试样的再结晶晶粒更容易长大，这与文献研究结果[17]相同。

单晶高温合金再结晶的形核和长大机制起主要作用的是扩散过程，与退火温度有重要关系。它们与温度的关系满足Arrhenius方程[18]：

D=D0exp(-Q/RT)

(1)

式中：D为形核率或生长速率；D0为常数；R为气体常数；Q为激活能；T为绝对温度。由公式(1)可以看出，随着退火温度升高，再结晶晶粒形核和长大的速率增加，因此再结晶层的深度随退火温度升高而增加。

3 分析与讨论

3.1 原始组织对再结晶的影响

单晶高温合金基本上由γ基体和γ′相组成，而γ′相的溶解是产生再结晶的必要条件[19]。由上述分析可知，标准热处理试样在低于1250℃进行退火处理时，γ′相基本不溶解。虽然γ′相未溶解，但是合金变形区域存储的应变能在加热时能够促进γ′相溶解[20]。γ′相的不断溶解很快使γ相出现过饱和，不稳定的过饱和态通过产生不连续的粗大条状γ′相而使体系稳定[21]，从而使粗大的γ′相垂直于界面从中心向四周“定向生长”，形成了“菊花状”的胞状再结晶组织。在1250℃退火处理时，γ′相部分溶解，再结晶的阻力减小，从而使变形区部分以等轴再结晶的形式释放应变能，部分仍以胞状再结晶的形式进行。在1300℃和1340℃热处理时，γ′相全部溶解，没有粒状第二相的阻碍，再结晶的阻力大幅度减小，从而使变形区全部以等轴再结晶的形式释放应变能。

铸态试样中含有大量的共晶组织，共晶组织大部分由γ′相组成。在低于1250℃进行退火处理时，γ′相基本不溶解，共晶组织基本不溶解或少量溶解。共晶对再结晶具有强烈的阻碍作用[14-15,17]。但变形共晶存储的应变能与变形的γ′相一样能够促进其溶解并形成胞状再结晶。且由于共晶含有大量的γ′相形成元素，因此比共晶周围基体更容易形成带有粗大条状γ′相的胞状组织，对于铸态试样，胞状再结晶优先在共晶上形核和长大。在1250℃和1300℃退火处理时，由于枝晶干的γ′相尺寸较小而全部溶解，枝晶间的γ′相尺寸较大而部分溶解，少量共晶组织溶解，因此在枝晶间共晶上形成胞状再结晶，枝晶干区域由于再结晶阻力较小而形成等轴再结晶，并向枝晶间扩展长大，未溶解的粗大γ′相和共晶对再结晶晶界扩展的强烈阻碍作用使其呈现出枝晶状的再结晶组织，如图7所示。在1340℃退火处理时，所有的γ′相和共晶组织全部溶解，再结晶的阻力显著减小，从而使变形区全部以等轴再结晶的形式释放应变能。

通过以上分析可以看出，变形共晶促进胞状再结晶的形成，未变形共晶阻碍再结晶晶粒长大。由于铸态试样中粗大γ′相和共晶对再结晶的阻碍作用，使相同条件下铸态试样比标准热处理试样的再结晶层厚度小。

3.2 再结晶晶界特征

根据晶界角度的大小，晶界分为小角度晶界(0°<θ<15°)和大角度晶界(θ>15°)。大角度晶界是导致再结晶降低合金高温性能的主要原因。采用EBSD分析了再结晶组织的晶体取向和晶界角度分布。上述不同退火温度再结晶组织演变分析表明，合金在1200℃退火处理后形成胞状再结晶组织，因此采用EBSD分析了1200℃退火处理后铸态试样的胞状再结晶组织晶体取向和晶界角度分布，分析结果见图8。由图8可知，胞状再结晶与基体之间的界面有小角度晶界，也有大角度晶界，胞状再结晶晶粒之间有少部分为小角度晶界，大部分为大角度晶界，存在一定数量的孪晶界(60°左右)。这与Bürgel等认为胞状再结晶与基体之间的界面为大角度晶界的研究结果不同[22]，而与魏文娟等胞状再结晶的研究结果基本一致[23]。

图4 不同温度退火后标准热处理试样(1)与铸态试样(2)的再结晶组织 (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℃

图5 1200℃退火处理后合金的胞状再结晶组织 (a)标准热处理试样;(b)铸态试样Fig.5 CRX microstructures of the alloy after annealing treatment at 1200℃ (a)standard heat treated sample;(b)as-cast sample

图6 合金不同退火温度对再结晶层深度的影响Fig.6 Effect of different annealing treatment temperatures on the recrystallized layer depth

由不同退火温度再结晶组织演变分析表明，标准热处理合金在1300℃和1340℃退火处理后形成等轴再结晶组织，因此采用EBSD分析了标准热处理试样在1300℃和1340℃退火处理后形成的等轴再结晶组织晶体取向和晶界角度分布，分析结果见图9。可以看出，等轴再结晶与基体之间的界面有小角度晶界，也有大角度晶界。再结晶晶粒之间界面少部分为小角度晶界，大部分为大角度晶界，存在数量较多的孪晶界。

虽然两种退火再结晶组织中孪晶所占比例有所不同，但都含有较大数量的孪晶界，这表明孪晶在单晶高温合金再结晶的过程中发挥了重要作用。镍基单晶高温合金为低层错能合金[24]。余永宁认为某些低层错能的合金在回复过程中以应变诱发晶界牵动机制的方式长大而容易形成孪晶[25]。从能量上分析，孪晶与普通大角度晶界主要区别为它们的表面能不同。孪晶界几乎完全共格从而具有较小的界面能[26]。据文献报道镍基合金中普通大角度晶界的表面能为0.69J/m2，而孪晶界的界面能为0.03J/m2 [27]。因此这也导致孪晶容易在低层错能的单晶高温合金再结晶过程中形成。

图7 1250℃(a)和1300℃(b)退火处理后铸态试样的枝晶状再结晶组织取向分布图Fig.7 OIM maps of dendritic recrystallization of the as-cast samples after annealing treatment at 1250℃(a) and 1300℃(b)

图8 1200℃退火处理后铸态试样的胞状再结晶组织晶体取向(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℃

图9 标准热处理试样等轴再结晶晶体取向(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 结论

(1)随着退火处理温度升高，标准热处理试样和铸态试样依次出现胞状再结晶、混合再结晶、等轴再结晶这3种不同形态的再结晶组织。

(2)1100,1150,1200℃退火处理后，标准热处理试样和铸态试样都出现胞状再结晶。1250℃退火处理后，标准热处理试样和铸态试样都为混合再结晶。1300℃退火处理后，标准热处理试样再结晶组织全部为等轴再结晶，而铸态试样仍为混合再结晶。1340℃退火处理后，热处理试样和铸态试样都形成了等轴再结晶。

(3)随着退火处理温度升高，标准热处理试样和铸态试样的再结晶层深度明显增加，标准热处理试样再结晶深度明显大于铸态试样，相同条件下标准热处理试样的再结晶晶粒更容易长大。

(4)再结晶与基体之间的界面为小角度晶界和大角度晶界共存，再结晶晶粒之间的界面少部分为小角度晶界，大部分为大角度晶界，存在一定数量的孪晶界。这表明孪晶在单晶高温合金再结晶的过程中发挥了重要作用。