简介概要

FGH95高温合金的静态再结晶机制

来源期刊：中国有色金属学报2004年第6期

论文作者：胡本芙陈焕铭金开生李慧英

文章页码：901 - 401

关键词：FGH95高温合金；静态再结晶；形核机制

Key words：FGH95 superalloy; static recrystallization; nucleation mechanism

摘要：对热等静压FGH95合金高温挤压形变后的试样进行静态再结晶处理，讨论了其再结晶形核机制及γ′相对再结晶过程的影响。结果表明：合金在γ′相几乎完全溶解温度以上再结晶时，形核以应变诱发晶界迁移机制进行，而在γ′相大量存在的温度范围内则是以亚晶粗化形核机制进行； γ′相的分解速率对再结晶速率有重要影响，随再结晶温度的升高， γ′相分解速率加快，再结晶激活能减小，再结晶速率加快， γ′相分解后以同步或不同步方式重新析出。

Abstract: The as-HIPed FGH95 alloy was deformed by extrusion at high temperature, and then the as-extruded sample was treated with static recrystallization. The nucleation mechanism and the influence of γ′ phase on recrystallization process during static recrystallization were also discussed. The results indicate that the nucleation mechanism is strain-induced boundary migration (SIBM) when alloy is treated near the temperature at which γ′ phase can be dissolved completely, and it is sub-grain coalescence when alloy is treated at the temperature at which a lot of γ′ phase exist. The γ′ phase decomposition rate has an important influence on the recrystallization rate. With the recrystallization temperature increasing, the γ′ phase decomposition rate increases and the activation energy of recrystallization decreases, resulting in recrystallization rate to increase. The γ′ phase re-precipitates in recrystallized grains by synchronization or non-synchronization.

中国有色金属学报 2004,(06),901-906 DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2004.06.004

FGH95高温合金的静态再结晶机制

胡本芙陈焕铭金开生李慧英

北京科技大学材料科学与工程学院,北京科技大学材料科学与工程学院,北京科技大学材料科学与工程学院,北京科技大学材料科学与工程学院北京100083 ,北京100083宁夏大学物理与电气信息工程学院银川750021 ,北京100083 ,北京100083

摘要：

对热等静压FGH95合金高温挤压形变后的试样进行静态再结晶处理,讨论了其再结晶形核机制及γ′相对再结晶过程的影响。结果表明:合金在γ′相几乎完全溶解温度以上再结晶时,形核以应变诱发晶界迁移机制进行,而在γ′相大量存在的温度范围内则是以亚晶粗化形核机制进行;γ′相的分解速率对再结晶速率有重要影响,随再结晶温度的升高,γ′相分解速率加快,再结晶激活能减小,再结晶速率加快,γ′相分解后以同步或不同步方式重新析出。

关键词：

FGH95高温合金;静态再结晶;形核机制;

中图分类号： TG135

作者简介：胡本芙(1937),男,教授,博士生导师.通讯作者:胡本芙,教授;电话:01062333037;E mail:hubenfu@163.net;

收稿日期：2003-10-17

基金：国防科工委"九五"攻关资助项目(95YJ20);

Static recrystallization mechanism of FGH95 superalloy

Abstract：

The as-HIPed FGH95 alloy was deformed by extrusion at high temperature, and then the as-extruded sample was treated with static recrystallization. The nucleation mechanism and the influence of γ′phase on recrystallization process during static recrystallization were also discussed. The results indicate that the nucleation mechanism is strain-induced boundary migration (SIBM) when alloy is treated near the temperature at which γ′ phase can be dissolved completely, and it is sub-grain coalescence when alloy is treated at the temperature at which a lot of γ′ phase exist. The γ′ phase decomposition rate has an important influence on the recrystallization rate. With the recrystallization temperature increasing, the γ′ phase decomposition rate increases and the activation energy of recrystallization decreases, resulting in recrystallization rate to increase. The γ′ phase re-precipitates in recrystallized grains by synchronization or non-synchronization.

Keyword：

FGH95 superalloy; static recrystallization; nucleation mechanism;

Received： 2003-10-17

粉末高温合金是20世纪60年代诞生的新一代高温合金, 由于其组织均匀、无宏观偏析、屈服强度高和疲劳性能好等优点, 很快成为先进航空发动机涡轮盘、档环等关键部件的首选材料 ^[1,2,3,4,5] 。 FGH95合金是一种γ′相沉淀强化型镍基粉末高温合金, γ′相体积分数接近55%, 在650 ℃范围内具有较高的拉伸强度 ^[6,7,8,9] 。国内目前采用的成型工艺是热等静压加包套锻造 ^[10] 。本文作者将热等静压FGH95合金进行高温挤压形变并对挤压后的试样进行静态再结晶处理, 采用光学显微镜(OM)及透射电镜(TEM)观察其再结晶行为并讨论了γ′相对再结晶过程的影响。这方面的研究对于通过形变来获得细晶的生产工艺的制定具有实际意义。

1 实验

将热等静压FGH95合金重新包套(热等静压制度分别为: 1 120 ℃, 105 MPa, 3 h; 1 190 ℃, 105 MPa, 3 h)。包套尺寸为d 100 mm×90 mm, 将包套的试样加热至1 120 ℃保温2 h后挤压, 挤压比为6.5∶1。对挤压后的试样分别在850、 900、 950、 1 100、 1 150和1 170 ℃下进行静态再结晶处理, 保温时间分别为10、 20、 30、 40、 60和90 min。光学显微镜观察试样用的浸蚀剂溶液成分为CuCl₂(5 g)+HCl(100 mL)+酒精(100 mL), 浸蚀2 min; 采用电解双喷方法制备用于透射电镜观察(型号为H-800)的薄膜试样。

2 实验结果

2.1 形核与长大

对1 150和1 170 ℃静态再结晶处理试样的光学显微镜观察表明, 再结晶以应变诱发晶界迁移的弓突方式进行(图1(a)和(b)中箭头所示), 即由于大角度晶界两侧亚晶含有不同的位错密度, 致使亚晶所含的应变存储能不同。在应变存储能差这一驱动力作用下, 大角度晶界向位错密度高的一侧移动, 进而形成无应变的再结晶晶粒。由于加热温度很高, 保温10 min后大部分晶界已经平直化, 说明在这一温度区间再结晶进行得很快。

用透射电镜对1100 ℃以下静态再结晶处理后的薄晶体试样进行观察, 发现再结晶晶粒主要在γ/γ′界面上及高形变缺陷处形核, 新晶粒是通过亚晶形核并长大的。如图2(a)和(b)所示, 在γ/γ′界面处形成的亚晶粒S, 其晶界由位错组成, 亚晶粒内部位错密度很低, H晶粒则已开始长大, 在其内部已有明显的小γ′相颗粒析出。如图2(c)所示, 正在形成的亚晶粒S的形核位置处于具有高形变缺陷的形变带, 在形变区储存的应变能的驱动下, 通过位错的迁移或攀移来完成长大。实验中还观察到一处亚晶在MC型碳化物上形核(见图2(d)), 但这种现象在本实验中并不常见, 即碳化物并不能作为新晶粒形核的优先部位。

实验中还发现: 再结晶晶粒(图3中晶粒R)形核后在长大的过程中其晶界的迁移往往受阻, 在这种受阻界面前沿又发生亚晶形核现象(见图3(a)和(b))。这是因为在1 100 ℃以下γ′相体积分数还相当高, 对界面的阻碍作用很显著, 迁移界面很难挣脱γ′相的钉扎作用, 再结晶的继续进行是依靠重新形核来完成的, 而不是原有界面的继续推移。

2.2 再结晶过程中γ′相的变化

图2(a)和(b)不仅揭示了新的γ亚晶在大γ′相(尺寸大于1.0 μm)与γ相界面上诱发形成, 而且表明大γ′相本身也可以进行回复和再结晶。大γ′相的再结晶也是通过亚晶长大进行的, 亚晶在应变能驱动下逐步长大, 使大γ′相的位错密度逐渐减小。由于位错运动在本质上是原子组态的运动, 大γ′相再结晶需要其周围的基体提供γ′相形成元素(如Al、 Ti), 其结果是在大γ′相周围产生贫γ′相区(如图2(a)和(b)中的A、 B所示)。这样就为γ亚晶的形成提供了部分化学驱动力, 再加上γ/γ′界面上应变能的驱动, γ相亚晶粗化长大, 发生再结晶。而γ相亚晶晶粒长大时造成其界面富有γ′相形成元素, 因此进一步促使大γ′相的再结晶。所以, 当大γ′相和基体同时再结晶时, 由于合金元素的互补, 二者再结晶可以互相协调, 使得大γ′相亚晶的位置与基体γ相亚晶的形核位置离得很近。

图1 应变诱发晶界迁移

Fig.1 Strain-induced boundary migration

(a)—1 120℃HIP+Extrusion+1 150℃,10 min;(b)—1 120℃HIP+Extrusion+1 170℃,10 min

图2 亚晶形核与长大

Fig.2 Nucleation and growth of sub-grains

(a)—1 120℃HIP+Extrusion+850℃,10 min;(b)—1 190℃HIP+Extrusion+850℃,10 min;(c)—1 120℃HIP+Extrusion+850℃,10 min;(d)—1 190℃HIP+Extrusion+1 100℃,10 min

图3 亚晶在受阻界面前形成

Fig.3 Sub-grain formation before pinning boundary

(a)—1 120℃HIP+Extrusion+850℃,10 min;(b)—1 190℃HIP+Extrusion+1 100℃,10 min

在γ′相体积含量很高的合金再结晶过程中, 实验还观察到γ′相在界面前沿发生溶解的现象(图4(a)), 与图2(a)和(b)不同, 在其界面周围没有产生贫γ′相区。因此γ′相只能是随晶粒界面的推移, 在对界面起钉扎作用的同时其形成元素沿界面扩散至别处。在界面后面观察到了两种类型的析出, 一种如图4(b)所示, γ′相尺寸在整个晶粒范围内大小不均匀, 靠近界面处(图4(b)箭头所示)γ′相尺寸较小, 而在晶粒中心γ′相则较大; 另一种类型是γ′相紧接着界面而析出(图4(c)箭头所示), 并与界面的推移保持同步。由于这种γ′相随界面不断推移而析出, 故称其为同步析出, 相应的第一种方式称为不同步析出, 这两种析出方式似乎应与界面前沿γ′相形成元素的摩尔分数大小有关。

2.3 再结晶动力学

对原始挤压态及静态再结晶处理的试样进行维氏硬度(HV)测定(载荷为200 N), 结果如图5(a)所示。对于不同再结晶温度(T)下处理的试样, 随再结晶时间的延长, 试样的硬度均逐渐下降, 选择硬度降至HV450时的时间(t)作为再结晶完成的时间, 作出ln(1/t)—1/T曲线, 利用其斜率可以求得表观再结晶激活能Q, 如图5(b)所示。 1 120 ℃HIP+Extrusion试样的再结晶激活能为 656 kJ/mol, 1 190 ℃HIP+Extrusion试样的再结晶激活能为615 kJ/mol, 其平均值为635 kJ/mol。从这一结果看Q值相当高, 这可能与再结晶过程中存在第二相粒子γ′有关。文献 [ 11] 中提到的Zener的夹杂假设认为:由于第二相粒子对界面的钉扎, 界面迁移的激活能应是温度的函数, 不同粒子在不同温度处于不同的稳定状态, 故不同再结晶温度下的Q值也不相同。只有当温度超过第二相粒子溶解温度时, Q值才表现为Ni合金的真实值(Q_Ni=273 kJ/mol)。

图4 再结晶过程中γ′的分解与析出

Fig.4 Decomposition and precipitation of γ′ phase during recrystallization

(a)—1 120℃HIP+Extrusion+950℃,10 min;(b)—1 120℃HIP+Extrusion+850℃,10 min;(c)—1 190℃HIP+Extrusion+900℃,10 min

图5 再结晶时间与硬度及再结晶温度的关系

Fig.5 Relationships among recrystallization time hardness and recrystallization temperature

(a)—Curves of HV—t;(b)—Curves of ln(1/t)—1/T(HV 450)

3 讨论

通常导致再结晶的形核机制有两种: 一种是应变诱发晶界迁移(SIBM) ^[12] , 另一种形核方式是亚晶形核 ^[13] 。第一种机制是由于应变造成缺陷密度的不同, 使得已有晶界由低密度一侧向高密度一侧弓出, 达到一定尺寸后成为稳定界面。它不但受应变能控制, 同时在很大程度上受晶界上第二相粒子的大小、数量的影响。对FGH95合金而言, 当温度升高到γ′相几乎完全溶解的温度以上时, 类似于单相合金的再结晶可以按SIBM机制进行, 因而在实验中观察到1150 ℃以上再结晶以弓突方式进行。第二种机制是指在γ′相大量存在的温度范围内, 由于γ′相对晶界有很强的钉扎作用而使SIBM机制受阻, 大部分形变倾向于集中在晶界和第二相粒子周围, 使得在γ/γ′界面堆积成网状高密度位错, 有利于亚晶形核。 Bee等 ^[14] 在解释项链组织产生的原因时, 也认为锻造前在晶界上的块状大γ′相能够诱发亚晶粗化形核, 并认为亚晶粗化是惟一可能的形核机制。实验中观察到新晶粒除了在γ/γ′界面形核外, 同样在没有大γ′相的高形变缺陷处形核, 其原因可能是由于挤压比锻造的形变量大得多, 使得形变基体的应变能足以提供亚晶长大所需的驱动力。

在γ′相大量存在的温度范围内进行的再结晶, 形核机制除了受γ′相大小、数量的控制外, 形核后新晶粒的界面移动或长大也同样受γ′相的影响。由于γ′相在界面溶解, 使得界面上γ′相形成元素处于过饱和状态, γ′相可以通过其形成元素的短程扩散形核并快速生长的同步方式析出, 也可通过不同步方式在界面后析出, 先析出的γ′相随后发生粗化, 如图4所示。 Menzies等 ^[15] 的实验结果也表明, γ′相是通过沿界面快速扩散而溶解, 但是如果γ′相尺寸较大, 在界面前不能完全溶解, 则这种γ′相就会钉扎住移动的界面。

γ′相的大量存在对再结晶过程影响的另一个方面是, 再结晶速率受晶粒界面前沿γ′相的溶解速率控制。在γ′相溶解温度以下, 由于组织中存在不同尺寸分布的γ′相, 它的稳定性取决于温度; 随着温度的升高, γ′相溶解速率加快, 稳定性减小, 对界面移动的阻力也减小。因此, 再结晶激活能减小时, 再结晶速率加快。只有当温度升至γ′相完全溶解温度以上时, 此时的激活能才表现为再结晶过程的真实激活能。由此可见, 由于γ′相溶解速率决定了再结晶速率, 因此激活能必然受制于温度, 温度上升, 激活能下降, 再结晶速率加快。实验中被用来表示单一激活能过程的Arrhenius方程所测得的Q值可以由两部分组成, 一部分为Ni合金的激活能Q_Ni, 另一部分为摆脱γ′相钉扎作用所需激活能Q_γ′, 即Q=Q_Ni+Q_γ′。