王 悅, 許文勇, 劉 娜, 袁 華, 鄭 亮, 李 周, 張國(guó)慶

（中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院 先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095）

鎳基高溫合金GH738是一種γ′相沉淀硬化型高溫合金，該合金在870 ℃以下的燃?xì)鉁u輪氣氛中具有較好的抗氧化和抗腐蝕性能，加工塑性良好、組織穩(wěn)定性強(qiáng)，主要應(yīng)用于燃/煙氣輪機(jī)渦輪盤、葉片及航空緊固件等[1-2]。針對(duì)不同部件對(duì)合金性能要求的差異，GH738合金主要通過(guò)組織的調(diào)控來(lái)滿足相應(yīng)的性能指標(biāo)要求[3-4]。其中，燃?xì)廨啓C(jī)渦輪盤使用溫度相對(duì)較低，主要通過(guò)獲得細(xì)晶組織來(lái)提高屈服強(qiáng)度、塑性及低周疲勞性能；渦輪葉片使用溫度相對(duì)較高，主要通過(guò)獲得粗晶組織來(lái)滿足高溫蠕變性能。

通常，鎳基高溫合金主要通過(guò)調(diào)控制備工藝對(duì)所需組織進(jìn)行優(yōu)化和調(diào)整[5-7]。目前，GH738合金制備工藝主要采用變形工藝，通常采用雙聯(lián)/三聯(lián)真空熔煉制備預(yù)制錠，擴(kuò)散退火后采用鐓拔工藝開(kāi)坯，并根據(jù)不同部件要求進(jìn)行熱模鍛及相應(yīng)熱處理。由于合金微觀組織具有遺傳性，在制備過(guò)程中成分的偏析以及晶粒組織尺寸的不均勻極易導(dǎo)致流變失穩(wěn)并降低熱塑性，預(yù)制坯的鐓拔不均會(huì)形成混晶組織，并在后續(xù)的熱處理過(guò)程中發(fā)生局部異常晶粒長(zhǎng)大。對(duì)于大尺寸鍛件所需的大尺寸預(yù)制坯，內(nèi)部應(yīng)力-應(yīng)變場(chǎng)及溫度場(chǎng)受尺寸效應(yīng)影響明顯，因此顯微組織的精確控制較為困難，很難通過(guò)工藝的調(diào)整滿足新型高溫結(jié)構(gòu)部件的使用性能要求。

噴射成形工藝制備的合金預(yù)制坯晶粒組織細(xì)小且均勻，變形抗力低、熱加工塑性好，有利于后續(xù)熱加工組織的精確控制[8]，但由于沉積過(guò)程中涉及較為復(fù)雜的氣/液流場(chǎng)分布，短時(shí)金屬液滴霧化-沉積-凝固冶金過(guò)程等，沉積工藝較難控制，容易在沉積坯最后凝固區(qū)域形成局部顯微疏松等缺陷[9-11]。目前，通過(guò)優(yōu)化沉積工藝減少沉積坯中的局部顯微缺陷的研究已有報(bào)道[9,11]，尚缺乏通過(guò)熱加工工藝消除沉積態(tài)鎳基高溫合金中顯微缺陷以及后續(xù)熱工藝過(guò)程中顯微組織演變方面的研究。本研究通過(guò)噴射沉積工藝制備GH738預(yù)制坯，隨后對(duì)預(yù)制坯進(jìn)行熱等靜壓和不同溫度的熱擠壓，研究沉積坯中顯微缺陷、碳氮化物、γ/γ′相等顯微組織的演變規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

GH738合金化學(xué)成分如表1所示。φ300 mm沉積坯在雙掃描噴射沉積裝置上制取，霧化介質(zhì)為氮?dú)狻３练e坯表面加工后在QIH.62-207型熱等靜壓機(jī)上進(jìn)行熱等靜壓，壓制工藝為1150 ℃/150 MPa/5 h。在熱等靜壓坯中軸向切取3件φ130 mm坯料，熱擠壓預(yù)置溫度分別為 1100 ℃、1050 ℃和1000 ℃，擠壓在TD2000型液壓機(jī)上進(jìn)行，凹模模芯選用玻璃潤(rùn)滑劑，坯料表面涂抹石墨潤(rùn)滑，擠壓速率 20 mm·s-1，擠壓比 4∶1。

表 1 實(shí)驗(yàn)用 GH738 合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of as-received GH738 alloy（mass fraction/%）

合金顯微組織及形貌主要通過(guò)CamScan3100和Hitachi S-4800型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡獲得，成分掃描由OXFORD INCAx-sight能譜分析儀獲得。γ′相形貌觀察試樣進(jìn)行電解拋光和電解腐蝕處理，電解拋光溶液為20%鹽酸甲醇溶液，電壓20 V，電流 3～5 A，電解時(shí)間 30 s。電解腐蝕液為體積比4∶3 的磷酸水溶液，電壓 3～5 V，電流 0.5 A，電解時(shí)間 3～5 s。TEM 樣品薄片經(jīng) 200～1200#砂紙打磨至厚度30 μm左右，然后采用GATAN691進(jìn)行離子減薄，減薄后樣品在JEM2100透射電子顯微鏡下進(jìn)行形貌觀察。EBSD分析在JSM-6301F掃描電鏡中進(jìn)行，試樣經(jīng)機(jī)械預(yù)磨至1000～1200#砂紙，3.5 μm 或 2.5 μm 金剛石拋光劑拋光 1～2 min，超聲清潔表面后進(jìn)行電解拋光，拋光方法與γ′相形貌觀察試樣處理方法相同。相分析萃取分離方法見(jiàn)[12]，利用 D/max-RB 衍射儀（Co 靶，30 mA，10 （°）/min，步進(jìn)0.02°）對(duì)萃取相進(jìn)行鑒定，γ′相粒度分布在3014型光譜儀kratky小角衍射儀上進(jìn)行測(cè)定。

2 結(jié)果與分析

2.1 熱等靜壓對(duì)沉積坯顯微缺陷及致密度的影響

在噴射成形過(guò)程中，金屬液經(jīng)高速氣體霧化成細(xì)小液滴并逐層沉積凝固形成沉積坯，在此動(dòng)態(tài)過(guò)程中，由于卷氣或凝固收縮，沉積坯中通常會(huì)存在一定量的顯微疏松。對(duì)于鎳基高溫合金來(lái)說(shuō)，這種由于工藝過(guò)程產(chǎn)生的疏松量約為1%～2%，主要和霧化器結(jié)構(gòu)、霧化壓力、沉積器傾角、偏心和霧化沉積距離有關(guān)[13]。經(jīng)過(guò)工藝優(yōu)化后，GH738沉積坯中的疏松尺寸及分布均會(huì)得到一定程度的改善，疏松尺寸減小到晶粒組織尺寸級(jí)別，主要分布在三叉晶界和晶間處，如圖1（a）所示。這種顯微疏松主要位于沉積坯的最后凝固區(qū)域，使該區(qū)域致密度相對(duì)較低。經(jīng)過(guò)熱等靜壓處理后，組織中未見(jiàn)明顯顯微疏松等缺陷，組織致密，晶粒尺寸未見(jiàn)明顯改變，如圖1（b）所示。可見(jiàn)，沉積坯中的顯微疏松在高溫三向壓應(yīng)力的作用下發(fā)生焊合，顯微疏松尺寸減小以致消除。因此，對(duì)于采用噴射成形工藝制備的GH738合金，熱等靜壓處理可以在基本不改變組織特性的情況下減少或消除顯微疏松，提高坯料致密度。

圖 1 GH738合金 （a）沉積態(tài)組織； （b）熱等靜壓態(tài)組織Fig. 1 Microstructures of GH738 alloy （a）as-spray deposited； （b）as-HIPed

2.2 熱擠壓過(guò)程的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為

對(duì)于鎳基高溫合金來(lái)說(shuō)，熱擠壓工藝通過(guò)獲得三向受壓的應(yīng)力狀態(tài)以及較大的塑性形變來(lái)消除合金中的顯微缺陷，改善非金屬夾雜物的形態(tài)、尺寸和分布，從而提高合金坯料的純凈度[14]。另外，熱擠壓工藝過(guò)程中的短時(shí)大塑性變形條件可以使合金發(fā)生完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，為后續(xù)的熱加工工藝提供具有超塑性變形特性的細(xì)小等軸晶組織，因此熱擠壓普遍作為熱模鍛及超塑性等溫鍛造的前序開(kāi)坯工藝。經(jīng)過(guò)熱擠壓后GH738合金組織如圖2所示，晶粒組織為細(xì)小均勻的等軸晶組織，組織無(wú)明顯織構(gòu)及取向特征，呈現(xiàn)出典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織特征。由于承受不同的形變溫度和應(yīng)力-應(yīng)變條件，不同熱擠壓溫度和不同位置（擠壓棒材徑向方向）的GH738合金坯料組織具有一定差異。

圖 2 GH738合金擠壓態(tài)晶粒組織 （a）1100 ℃，心部； （b）1100 ℃，邊緣； （c）1050 ℃，心部； （d）1050 ℃，邊緣；（e）1000 ℃，心部； （f）1000 ℃，邊緣Fig. 2 Microstructure of as-extruded GH738 alloy （a）1100 ℃，core； （b）1100 ℃，rim； （c）1050 ℃，core； （d）1050 ℃，rim； （e）1000 ℃，core； （f）1000 ℃，rim

當(dāng)擠壓溫度較高（1100 ℃）時(shí)，GH738擠壓棒坯心部和邊緣組織差異不大，如圖2（a）和圖2（b）所示，晶粒尺寸主要在10～50 μm，相對(duì)較大尺寸晶粒內(nèi)有明顯孿晶特征。隨著擠壓溫度的降低，在1050 ℃時(shí)，心部和邊緣的晶粒組織呈現(xiàn)出明顯差異，如圖2（c）和圖2（d）所示。心部晶粒尺寸分布與1100 ℃分布特征相似，但孿晶比率明顯減小，邊緣晶粒組織尺寸分布集中，平均晶粒尺寸為10 μm左右，明顯小于心部。當(dāng)擠壓溫度降低到1000 ℃時(shí)，心部和邊緣的晶粒組織差異減小，如圖2（e）和圖2（f）所示，平均晶粒尺寸明顯小于1050 ℃和1100 ℃?？傮w來(lái)說(shuō)，GH738合金再結(jié)晶晶粒尺寸主要受擠壓溫度影響，較低的擠壓溫度獲得的GH738再結(jié)晶晶粒相對(duì)細(xì)小均勻。在實(shí)際熱擠壓過(guò)程中，由于鎳基高溫合金層錯(cuò)能較低[15]，合金形變過(guò)程中產(chǎn)生大量的形變熱，這種形變熱無(wú)法在短時(shí)間內(nèi)散失，使坯料實(shí)際形變溫度高于坯料預(yù)熱溫度，產(chǎn)生一定“溫升效應(yīng)”。根據(jù)計(jì)算結(jié)果[16]，在 1100 ℃、1050 ℃ 和 1000 ℃ 變形條件下，心部溫升分別為 50 ℃、60 ℃ 和 80 ℃ 左右，邊緣溫升分別為 0 ℃、60 ℃ 和 100 ℃ 左右。另外，擠壓棒坯徑向不同位置的坯料應(yīng)力-應(yīng)變狀態(tài)具有一定差異，擠壓坯料邊緣由于與擠壓筒內(nèi)壁接觸，一方面受到較大的摩擦切應(yīng)力和剪切應(yīng)變，相比心部會(huì)累積更多的形變位錯(cuò)能，從而更有利于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核，當(dāng)晶核來(lái)不及完全長(zhǎng)大時(shí)就形成了較為細(xì)小的再結(jié)晶組織。另一方面，坯料邊緣接觸擠壓筒而發(fā)生一定熱量損失，溫度低于心部，因此邊緣處再結(jié)晶晶粒尺寸小于心部。除此之外，由于GH738合金固溶溫度在1040 ℃左右，當(dāng)實(shí)際形變溫度高于或在合金固溶溫度附近時(shí)，γ′相產(chǎn)生回溶。而當(dāng)形變溫度較低時(shí)，γ′相未能溶于基體，對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核的長(zhǎng)大具有一定阻礙作用，因此，形變溫度較低時(shí)，心部和邊緣均獲得了細(xì)小均勻的再結(jié)晶組織。綜上，在經(jīng)歷復(fù)雜的熱/力耦合作用后，熱擠壓態(tài)GH738合金再結(jié)晶組織主要受形變溫度影響，其中，在擠壓溫度1000 ℃條件下晶粒組織細(xì)小且分布均勻。

2.3 熱擠壓對(duì)碳氮化物形態(tài)分布的影響

由于GH738沉積坯采用氮?dú)忪F化沉積工藝制備，沉積過(guò)程中部分霧化氣體氮存留于合金基體中，在沉積或熱等靜壓的過(guò)程中主要形成M（C，N）碳氮化物。熱等靜壓態(tài)GH738析出相小角衍射結(jié)果如圖3（a）所示，主要包括面心立方的Ti（CN）和TiC。這些碳氮化物尺寸細(xì)小，在 0.2～2 μm，呈塊狀，主要沿晶界連續(xù)分布，晶內(nèi)也有分布。圖3（b）為三叉晶界處及晶內(nèi)分布的TiC顆粒典型形貌，通過(guò)對(duì)[001]晶帶軸的標(biāo)定及測(cè)算可知，基體中TiC點(diǎn)陣常數(shù)a0為0.431 nm，與小角衍射的結(jié)果相符。研究表明，這種分布形態(tài)的碳氮化物在最高1250 ℃/4 h條件下具有良好的熱穩(wěn)定性，對(duì)晶界具有釘扎作用，限制了晶界的遷移，能有效抑制晶粒長(zhǎng)大[17]。

圖 3 熱等靜壓態(tài)GH738合金碳氮化物 （a）XRD譜圖； （b）TEM明場(chǎng)形貌Fig. 3 Carbonitride and boride in as-HIPed GH738 alloy （a）XRD spectrum； （b）TEM bright field

熱等靜壓態(tài)GH738經(jīng)過(guò)熱擠壓后，合金基體中碳氮化物的分布與熱等靜壓態(tài)相比發(fā)生明顯的變化，如圖4（a）所示。熱擠壓后，碳氮化物的尺寸和數(shù)量基本未發(fā)生變化。與主要分布在晶界的熱等靜壓態(tài)相比，擠壓后碳氮化物不再沿晶界分布，而是沿著熱擠壓方向呈碳氮化物條帶狀分布。由2.2節(jié)結(jié)果可知，經(jīng)過(guò)熱擠壓后，合金發(fā)生完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，而碳氮化物由于在該變形溫度下具有較好的熱穩(wěn)定性，未發(fā)生回溶再析出的現(xiàn)象，因此碳氮化物不再分布于再結(jié)晶后的晶界上。這些在熱擠壓過(guò)程中并未發(fā)生尺寸形態(tài)變化的碳氮化物顆粒隨著合金形變產(chǎn)生流動(dòng)，最后呈現(xiàn)為沿?cái)D壓方向分布的碳氮化物條帶，如圖4（b）碳氮化物主要組成元素Ti成分面掃描EDS結(jié)果所示。這種具有各向異性的分布特征將會(huì)對(duì)后續(xù)熱加工和不同方向的性能產(chǎn)生一定影響。

圖 4 1050 ℃心部擠壓態(tài)GH738合金 （a）碳氮化物分布； （b）Ti元素成分面掃描EDSFig. 4 As-extruded GH738 alloy in 1050 ℃ core condition （a）distribution of carbonitride； （b）Ti element EDS

2.4 熱等靜壓和熱擠壓過(guò)程中 γ′相的析出行為

對(duì)于GH738合金來(lái)說(shuō)，主要靠合金中Al、Ti、Nb等元素與Ni元素結(jié)合形成具有L12結(jié)構(gòu)的γ′相來(lái)實(shí)現(xiàn)沉淀強(qiáng)化作用，γ′相的體積分?jǐn)?shù)、尺寸、形貌及分布直接影響強(qiáng)化效果。通常，γ′相顆粒大小及顆粒間距匹配是低溫高應(yīng)力條件下阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的主要控制因素[18]。由于在熱加工過(guò)程中承受復(fù)雜的熱/力耦合作用，在不同工藝條件下GH738合金中γ′相的析出行為具有一定差異。通過(guò)化學(xué)電解的方法可以分離提取合金中的γ′相，利用ICPAES法和X射線小角衍射可以分別獲得γ′相組成元素和粒度分布。噴射沉積態(tài)、熱等靜壓態(tài)和熱擠壓態(tài)合金中γ′相組成結(jié)構(gòu)式和γ′相中各元素占合金的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別如表2和表3所示，可以看出，不同的熱加工工藝對(duì)GH738合金γ′相組成結(jié)構(gòu)式和元素含量影響較小。

表 2 不同工藝狀態(tài) GH738 合金 γ′相組成結(jié)構(gòu)式Table 2 Constitutional formula of γ′ phase of GH738 alloy with different states

表 3 不同工藝狀態(tài)GH738合金γ′相中各元素含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 3 Elements mass fraction of γ′ in GH738 alloy with different states（mass fraction%）

對(duì)于GH738合金γ′相尺寸與形貌分布，不同工藝狀態(tài)對(duì)其有較大影響。噴射沉積態(tài)中γ′相呈球狀，分布彌散均勻，如圖5（a）所示。相分析結(jié)果表明，噴射沉積態(tài)γ′相質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為17.19%。熱等靜壓態(tài)γ′相尺寸和相間距較大，形貌具有“花瓣?duì)睢碧卣?，可以看出γ′相在熱等靜壓過(guò)程中完全固溶，緩慢冷卻過(guò)程中重新析出，并有沿＜111＞晶向發(fā)生長(zhǎng)大的趨勢(shì)，如圖5（b）所示。熱等靜壓態(tài)γ′相質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為17.27%，與噴射沉積態(tài)數(shù)量相當(dāng)。經(jīng)過(guò)1000 ℃熱擠壓后，由于坯料經(jīng)歷熱過(guò)程后冷卻速率較快，析出的γ′相尺寸明顯減小，如圖5（c）所示，質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為15.41%，可見(jiàn)在較快的冷卻條件下，γ′相析出受到一定的抑制，因此質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于沉積態(tài)和熱等靜壓態(tài)。

圖 5 不同工藝狀態(tài)GH738合金γ′相形貌 （a）沉積態(tài)； （b）熱等靜壓態(tài)； （c）1000 ℃心部熱擠壓態(tài)Fig. 5 Morphology of γ′ in GH738 alloy （a）as-spray deposited； （b）as-HIPed； （c）as-extruded state in 1000 ℃ core condition

圖6 為利用小角衍射獲得的不同工藝狀態(tài)GH738合金γ′相尺寸分布。對(duì)于沉積態(tài)來(lái)說(shuō)，γ′相尺寸主要在 18～96 nm，占全部 γ′相的 87.7%，尺寸大于 96 nm 的 γ′相只占 9.5%。熱等靜壓后，γ′相長(zhǎng)大明顯，96～300 nm 區(qū)間 γ′相占 57.7%，且在分布曲線中呈現(xiàn)出“雙峰特征”。1000 ℃熱擠壓后的γ′相尺寸分布峰型顯著窄化，粒度分布集中，平均尺寸在30 nm左右。

圖 6 不同工藝狀態(tài) GH738 合金 γ′相尺寸分布Fig. 6 Size distribution of γ′ in GH738 alloy with different states

3 結(jié)論

（1）經(jīng)過(guò)熱等靜壓處理后，GH738合金沉積坯中晶粒組織未發(fā)生明顯改變，顯微疏松在高溫三向受壓的作用下發(fā)生焊合，顯微疏松尺寸明顯減小以致消除。

（2）GH738合金經(jīng)過(guò)熱擠壓后晶粒組織呈現(xiàn)出動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征；擠壓棒坯中由于不同溫度、不同位置的形變條件差異會(huì)使再結(jié)晶組織產(chǎn)生一定差異，隨著擠壓溫度的降低，再結(jié)晶組織顯著細(xì)化，當(dāng)擠壓溫度1000 ℃時(shí)晶粒細(xì)小、徑向分布均勻。

（3）熱等靜壓態(tài)GH738合金中碳氮化物呈細(xì)小塊狀，主要沿晶界連續(xù)分布；經(jīng)過(guò)熱擠壓后，碳氮化物顆粒尺寸形態(tài)未發(fā)生變化，呈現(xiàn)沿?cái)D壓方向流動(dòng)分布的碳氮化物條帶特征。

（4）熱等靜壓處理后，GH738合金中γ′相質(zhì)量分?jǐn)?shù)與沉積態(tài)相比差異不大，γ′相長(zhǎng)大，形貌呈“花瓣?duì)睢碧卣鳎粺釘D壓后較快速率的冷卻條件抑制了一定數(shù)量 γ′相的析出，γ′質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為 15.41%，γ′粒度分布集中，平均尺寸在30 nm左右。