镍基高温合金GH3536带箔材的再结晶与晶粒长大行为

GH3536合金是一种铬和钼固溶强化且含铁量较高的镍基高温合金，其抗氧化和耐腐蚀性能卓越，在900℃以下其冷热成型性能和焊接性能良好[1,2]，是制造航空发动机燃烧室部件、扩散器、导向叶片、蜂窝结构等部件的关键材料 GH3536合金的主要产品类型，有棒材、板材、带材和箔材[3~5] 厚度大于1 mm的高温合金型材称为板材，厚度为0.1~0.8 mm的称为带材，厚度小于0.1 mm的称为超薄材，后两者合称带箔材 批量带箔材(包括高温合金带箔材)可用精密轧制方法制备，能精确控制带箔材的厚度尺寸和确保表面光洁度[6,7]

微米级金属材料具有尺寸效应，其力学行为不能用常规尺寸材料的经典理论解释 Stolken等[8]发现，在镍箔的拉伸实验中呈现出“越小越弱”的特征，而在微弯曲实验中则表现为“越小越强” Li等[9]在黄铜箔的单向拉伸过程中也观察到“越小越强”的现象 Fu等[10]等研究铁和纯铜薄板时发现，随着晶粒尺寸的减小Hall-Petch关系式的斜率降低 Lederer等[11]也发现，当厚度方向上只有一个或几个晶粒时Hall-Petch关系不再成立 Sasawat等[12]认为，厚度和晶粒尺寸比是尺寸效应的决定因素，随着厚度和晶粒尺寸比的变化材料的强度随之变化 这表明，金属带箔材的再结晶和晶粒长大行为直接影响其力学性能 近年来，国内外学者主要研究了热处理对镍基高温合金的微观结构和力学性能的影响

轧制后的GH3536带箔材强度高且塑性较差，不能直接进行冲压成型 将其退火处理使其具有软态性能，才能满足后续工件精密冲压成形的要求 但是，软化退火后的带箔材其性能分散性较大，难以满足薄壁等结构件性能稳定性控制要求 而镍基高温合金的微观组织是影响其力学性能的主要因素，特别是晶粒尺寸的作用尤为重要[13,14] 为了控制退火后的晶粒尺寸，必须掌握GH3536带箔材在退火过程中的晶粒长大规律 鉴于此，本文使用光学显微镜、扫描电镜等手段研究厚度为200、100、50 μm的三种GH3536带箔材的再结晶与晶粒长大行为，以及晶粒尺寸、退火温度、退火时间之间的关系

1 实验方法

实验用冷轧态GH3536合金带箔材用多道次“冷轧+退火”工艺制备，厚度分别为200、100、50 μm 第一轧程从600 μm厚轧到400 μm，压下率为33.3%，其余轧程的压下率均为50%，轧程间的退火温度为1100~1150℃ 这三种厚度的冷轧态GH3536带箔材的化学成分列于表1

Table 1

表1

表1实验用GH3536带箔材的化学成分

Table 1Chemical composition of experimental GH3536 superalloy strip and foil (%, mass fraction)

Elements	C	Cr	Fe	W	Mn	Co	Mo	Ni
Content	0.073	21.57	17.76	0.67	0.37	1.72	8.77	Bal.

将三种厚度的GH3536带箔材分别裁剪成截面尺寸为30 mm×20 mm的长方形，每种厚度的试样共16组 将清洗后的各组试样分别置于充氩气的密封耐高温石英管中，然后将其放入箱式电炉中退火，然后水冷 退火温度分别为1050、1080、1100和1150℃，保温时间分别为10、20、30和60 min

用X射线衍射仪(XRD)分析冷轧态和退火后的GH3536带箔材的物相 为了便于观察厚度方向的组织形貌，使用线切割将样品加工成截面尺寸为5 mm×10 mm(长度方向)的长方形，将其镶嵌、磨样、抛光腐蚀后用Olympus GX51型金相显微镜(OM)观察试样的形貌 所用腐蚀剂为王水(浓度为36%~38%盐酸和浓度为65%~68%硝酸以3:1比例混合)，腐蚀时间为7~10 min 根据GB/T 6394-2017《金属平均晶粒度测量方法》，使用Image-Pro-Plus 6.0软件统计退火后试样的晶粒尺寸 为了保证精准度，每组试样选8个视场，取其结果的平均值 用Merlin compact型扫描电镜(SEM)二次电子像和背散射电子像观察轧制态和退火后样品的微观组织，并用能谱仪(EDS) 分析析出相的成分 用1000#~2000#砂纸将退火后的试样机械抛光，使其厚度约为50 μm，再用冲孔机将样品冲成直径为3 mm的透射电镜样品，用10%高氯酸酒精溶液双喷腐蚀后在JEOL-2100F型透射电镜(TEM)下观察样品的形貌

2 实验结果

图1给出了厚度分别为200、100和50 μm的GH3536轧制态的组织形貌 可以看出，在轧制过程中晶粒延轧向拉长，表面分布许多颗粒物 图2和表2分别给出了厚度为200 μm的冷轧态试样的微观组织(SEM图像)和SEM-EDS化学分析结果 可以看出，基体的Ni含量较高，而颗粒物的Mo含量较高

图1



图1不同厚度轧制态GH3536带箔材的表面形貌

Fig.1Surface morphologies of cold-rolled state GH3536 superalloy strip and foil with thicknesses of 200 μm (a), 100 μm (b) and 50 μm (c)

图2



图2200 μm厚GH3536带箔材的微观结构和SEM-EDS化学分析

Fig.2Microstructure (a) and chemical analysis of matrix (b) and precipitation (c) with SEM-EDS of GH3536 superalloy with a thickness of 200 μm

Table 2

表2

表2200 μm厚轧制态GH3536带箔材基体和颗粒物的EDS分析结果

Table 2EDS analysis of matrix and particles on the GH3536 superalloy with a thickness of 200 μm (%, mass fraction)

Elements	Ni	Cr	Fe	Mo	C	W	Si
Matrix	45.5	22.0	18.1	6.7	6.7	0.8	0.2
Particle	19.1	16.4	8.0	41.3	11.2	3.2	0.9

图3给出了三种厚度冷轧态GH3536带箔材的XRD谱 从图3可见，三种不同厚度的带箔材的相均以面心立方晶体结构的奥氏体相为主，但50 μm厚样品的奥氏体衍射峰的宽度要略大于100 μm和200 μm厚的样品 这表明，随着变形程度的增大晶粒的应变随之增大，晶格常数及错配度增加，晶体的织构加剧[15]

图3



图3不同厚度轧制态GH3536带箔材的XRD谱

Fig.3XRD patterns of cold-rolled state GH3536 superalloy strip and foil with different thicknesses

图4给出了厚度为200、100和50 μm的GH3536带箔材在1050~1150℃保温20 min后的金相组织 可以看出，退火温度较低(1050℃)时厚度为200 μm的带材其微观组织与回复阶段的相同，晶粒组织呈长线条状，轧制变形的痕迹较为明显；厚度为100 μm的带材其微观组织处于从回复向再结晶转变的阶段；而厚度为50 μm的箔材在1050℃完成再结晶过程并进入晶粒长大阶段 退火温度升高到1080℃厚度为200 μm的样品其再结晶已经启动，并在晶界处生成了较为细小形状不规则的再结晶晶粒，但是再结晶组织不均匀；厚度为50 μm的样品中晶粒的形状变成较为规则的等轴状，并“吞食”周围的细小晶粒而长大，晶粒组织较为均匀；而厚度为100 μm的样品其晶粒组织变化介于上述两者之间，部分晶粒开始向等轴晶转变 在1150℃退火后三种厚度样品的晶粒尺寸不断增大，沿厚度方向只有2、3个晶粒，而厚度为50 μm的样品甚至出现了“单层晶”[16]

图4



图4三种厚度的GH3536带箔材在不同温度退火后的金相组织

Fig.4Optical microstructures of GH3536 superalloy strip and foil annealing at 1050℃ (200 μm (a), 100 μm (b), 50 μm (c)), 1080℃ (200 μm (d), 100 μm (e), 50 μm (f)), 1100℃ (200 μm (g), 100 μm (h), 50 μm (i)), 1150℃ (200 μm (j), 100 μm (k), 50 μm (l))

图5给出了不同厚度的GH3536带箔材在1150℃退火20 min后的XRD谱 可以看出，与轧制态相比，退火后三种厚度的GH3536带箔材其XRD谱中的奥氏体衍射峰宽度明显减小，表明带箔材因大变形产生的微观应变得到了一定程度的恢复

图5



图5不同厚度GH3536带箔材在1150℃保温20 min后的XRD谱

Fig.5XRD patterns of GH3536 superalloy strip and foil annealed at 1150℃ for 20 min with different thicknesses

3 讨论3.1 GH3536带箔材的晶粒长大方程和晶粒长大的激活能

为了研究不同厚度的GH3536带箔材中晶粒长大的规律，建立了GH3536带箔材中奥氏体晶粒的长大模型 再结晶的极限晶粒尺寸[17]可表示

DL=Sc1γsurγb

(1)

其中，S为样品的厚度，c1为常数 带箔材中正常晶粒长大的极限尺寸，约为其厚度的2~3倍 本文测得的GH3536样品的最大晶粒尺寸远小于其晶粒正常长大的极限晶粒尺寸，因此选用描述等温退火过程中晶粒尺寸的Beck模型[18]

D=Ktn

(2)

并对其加以验证 式中D为平均晶粒尺寸(μm)；K为晶粒生长速率；n为晶粒长大指数；t为时间(s) 将 式(2)两边取对数，可得

lnD=lnK+nlnt

(3)

以lnt为横坐标、lnD为纵坐标进行线性拟合，可画出lnt-lnD折线图(图6) 图6中各条直线的斜率，即为在不同退火条件下奥氏体晶粒的长大指数，表征奥氏体晶粒长大的驱动力 在1150℃退火后厚度为200 μm样品的n值和厚度为100 μm样品的n值明显小于厚度为50 μm样品的n值，表明前两者的钉扎效应较强，奥氏体晶粒长大的阻力较大[19,20] 对图6中的截距lnK进行指数运算可得K值，将斜率n和K代入 式(2)可得三种厚度GH3536箔带材在1050~1150℃退火10~60 min的晶粒长大方程，其参数列于表3

图6



图6GH3536带箔材的lnt-lnD折线图

Fig.6Logarithmic plots of lnt-lnD of GH3536 superalloy strip and foil with thicknesses of 200 μm (a), 100 μm (b) and 50 μm (c)

Table 3

表3

表3GH3536带箔材的晶粒长大方程

Table 3Grain growth equation of GH3536 superalloy strip and foil

Temperature / ℃	200 μm	100 μm	50 μm
1050	-	D=0.583t0.3387	D=0.736t0.2936
1080	D=0.761t0.3495	D=0.374t0.4241	D=0.732t0.3204
1100	D=1.412t0.2864	D=3.962t0.1477	D=1.348t0.2700
1150	D=22.88t0.1601	D=18.58t0.1724	D=4.871t0.2785

奥氏体晶粒的长大是一个热激活和扩散的晶界迁移过程，可用Arrhenius方程描述 对此方程的两边取对数，即得到lnK与T的关系

lnK=lnA-Q/RT

(4)

已知lnK值和退火温度T，则以1000/T为横轴、lnK为纵轴画图，即可得到lnK-1000/T的线性关系，如图7a、b和c所示 厚度为200 μm的厚样品在1050℃退火后还处于回复阶段而未发生再结晶，所以须排除1050℃的数据点重新拟合，拟合的结果如图7d所示 根据 式(4)可得三种厚度GH3536带箔材在1050~1150℃退火10~60 min的晶粒长大激活能，分别为Q200 μm=800.34 kJ/mol，Q100 μm=609.50 kJ/mol和Q50 μm=314.79 kJ/mol

图7



图7GH3536带箔材的1000/T-lnK折线图

Fig.7Logarithmic plots of 1000/T-lnK of GH3536 superalloy strip and foil with thicknesses of 200 μm (a), 100 μm (b) and 50 μm (c) annealed at 1050~1150℃ and with a thickness of 200 μm (d) annealed at 1080~1150℃

3.2 控制GH3536带箔材再结晶和晶粒长大的主要因素3.2.1 变形程度对再结晶和晶粒长大的影响

用多道次冷轧工艺制备GH3536带箔材，越薄样品其变形越大 厚度最薄(50 μm)的样品，在1050℃先完成再结晶且晶粒开始长大 其原因是，在GH3536带箔材的轧制过程中，厚度为50 μm的样品其变形量最大，较大的变形抗力使其内部具有较大的形变储能，降低了50 μm厚GH3536的再结晶开始温度 从图3可见，厚度为50 μm的样品其奥氏体衍射峰的宽度最大，厚度为100 μm的样品次之，厚度为200 μm的样品最小 这也进一步表明，随着变形程度的增大晶体的微观应变增大、合金内部储能增加、其再结晶驱动力增大，使等温退火时的再结晶速率提高 因此，在三种厚度的GH3536带箔材中，厚度为50 μm的样品最先发生再结晶，厚度为100 μm的样品次之，厚度为200 μm的样品再结晶最后 随着变形程度的提高，再结晶驱动力的增大使晶粒长大的激活能降低 再结晶晶核的形核长大优先发生在晶界的位错、空位等缺陷，其变形程度越大，位错、空位的数量就越多，可提供更多利于形核的位置；另一方面，位错、空位等晶体缺陷处原子的引力较低，使得在再结晶和晶粒长大过程中克服原子引力消耗的能量较少，从而降低了晶粒长大的激活能 因此，三种厚度的GH3536样品中，厚度为50 μm的样品其晶粒长大激活能最小

3.2.2 析出相颗粒对再结晶和晶粒长大的影响

对于再结晶和晶粒长大，析出相颗粒的出现既可能促进也可能有阻碍作用，取决于基体中粒子的大小和分布[21~24] 在本文的实验中，析出相颗粒的大小和分布主要受样品的厚度和退火温度的影响 图8给出了在1050℃退火20 min后厚度为200、100、50 μm厚GH3536带箔材的背散射电子像 可以看出，厚度不同的三种样品中析出相的大小差别不大，而在析出相的数量与样品的厚度之间存在一定的规律 厚度为200 μm的样品其析出相最多，100 μm厚的样品次之，50 μm厚样品最少 这表明，厚度为50 μm的样品在再结晶和晶粒长大过程中受到的阻碍作用小于厚度为200 μm和100 μm的样品，需要克服的能量势垒较小，晶粒长大激活能较小，晶粒更容易长大 如果样品的厚度相同，则退火温度是影响析出相颗粒的主要因素

图8



图8不同厚度GH3536带箔材在1050℃退火后的背散射电子像

Fig.8BSE images of GH3536 superalloy with thick-nesses of 200 μm (a), 100 μm (b) and 50 μm (c) annealed at 1050℃

厚度为100 μm的样品在1100℃退火时析出相弥散分布且颗粒较多(图9a)，在1150℃退火温度时析出相明显减少(图9b) 对在1100℃和1150℃退火厚度为100 μm的样品中的析出相衍射斑进行标定，结果表明析出相为面心立方结构的M6C型碳化物 数量较多的析出相对晶界的钉扎作用较强，阻碍退火孪晶界移动，从而抑制了再结晶过程 在1150℃退火后析出相数量大幅降低，使析出相对再结晶过程的抑制作用减弱，再结晶晶粒长大明显 因此，在1150℃退火前较多的析出相颗粒对晶粒长大的抑制作用较为明显，使晶粒只能有限地增大；而在1150℃退火后析出相很少，使其对晶粒长大的抑制作用减弱，因此晶粒的尺寸较大

图9



图9100 μm厚GH3536的TEM形貌和析出相的电子衍射图

Fig.9TEM morphologies and the electron diffraction patterns of the precipitates of GH3536 superalloy with a thickness of 100 μm annealed at 1100℃ (a) and 1150℃ (b)

4 结论

(1) 冷轧态GH3536带箔材的晶粒被轧长和破碎后呈线条状，主相为γ相 在晶粒内和晶界处析出的碳化物，主要为M6C

(2) GH3536带箔材的晶粒尺寸随退火时间的延长而增大 根据200、100和50μm厚GH3536带箔材在1050~1150℃退火10~60 min的晶粒长大规律的动力学模型，可得到其晶粒长大激活能 随着厚度的减小晶粒长大的激活能和再结晶能量势垒减小，表明厚度小的GH3536晶粒更容易长大

(3)厚度小的GH3536带箔材容易发生再结晶，因为冷轧变形使其形变储能更高，再结晶驱动力更大，使再结晶开始温度和晶粒长大激活能降低

(4) GH3536带箔材中的析出相颗粒抑制其再结晶过程 在退火温度相同的条件下，厚度最小的GH3536析出相数量最少，在晶粒长大过程中受到的阻碍作用最小，因此晶粒长大的激活能较低 随着退火温度的升高析出相的颗粒减少，对再结晶和晶粒长大的抑制作用减弱，再结晶晶粒的长大明显

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