D0I:10.13374/i.issn1001-053x.1993.01.003 第15卷第1期 北京科技大学学报 Vol.15 No.I 1993年1月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jan.1993 FGH95合金再结晶界面与 晶内析出y相的作用 胡本芙*金开生·李慧英”章守华 摘要：研究了高体积百分数y相强化的粉末镶基高温合金在形变过程中发生再结晶行为。实验 表明：在丫相溶解温度以上再结晶以应变诱发界面迁移方式进行。在溶解温度以下，？相再结 晶以亚晶粒粗化形核方式进行。在？相再结晶的内界面上可能发生相的分解和随后的再析 出。计算了？相再结晶内界面迁移激活能为635kJ/mol 关键词：粉末镍基高温合金，再结晶，激话能，内界面 The Interaction of Recrystallizing Interfaces with Precipitates in A P/M Nickel-Base Superalloy Hu Ben fu Jin Kaisheng'Li Huiying'Zhang Shouhua' ABSTRACT:Recrystallization behaviors of a P/M nickel-base superalloy with high vol- ume percent of y'phase have been studied.It is shown that above the dissolution tempreature of y phase a mechanism for the nucleation is the grain boundary migration in- duced by strain,below this tempreature,mechanism is the coarseing of the subgrain.Com- plete decomposition of the y phase can occur with subsequent reprecipitation at the recrystallizing interfaces.The migration activation energy of recrystallizing interfaces of phase was 635kJ/mol. KEY WORDS:P/M nickel-base superalloy,recrystallization,activation energy,interface 高体积百分数相强化的粉末镍基高温合金在形变过程中发生再结品行为是比较复杂 的。其影响因素主要有热加工参数、原始组织、y相的数量分布和尺寸等。这些彩响因素 往往都是与？相的再结品界面的迁移和行为有关1)。因此，研究再结品界面迁移与强化 相的相互影响，对开展这类合金等温锻造和挤压成型工艺研究，在理论和实践上都有重 要意义。 本文旨在通过FGH95合金静态再结晶过程来探求高强度难形变合金再结晶过程中形 核、y界面迁移以及强化相的变化。 1992-06-07收稿 ◆材料科学与工程系(Department of Materials Science and Engineering) 第一作者胡本芙男55副教学
第 卷第 期 北 京 科 技 大 学 学 报 一 年 一月 乒 。 。 。 合金再结晶界面与 晶 内析出 下 ‘相 的作用 胡本 芙 ‘ 金 开 生 李 慧英 ’ 章 守华 摘要 研究 了高体积百分数 洲相强化的粉 末镍基高温合金在形变过程 中发 生再结 晶行为 。 实验 表明 在 洲相溶解温度以上再结晶以应变诱发界 面迁移方式进行 。 在 厂溶解温度以 下 ， 相再结 晶以 亚 晶粒 粗化形核方式进行 。 在 相再结 晶的 内界 面上可 能发 生 犷相 的 分解和随后 的 再 析 出 。 计算了 相再结晶内界面迁移激活能为 关键词 粉末镍基高温合金 ， 再结 晶 ， 激活能 ， 内界 面 一 万 刀 户 ’ ’ 台 ‘ ’ 一 · ‘ ‘ ， ， ， 说 一 ， ， ， 高体积百 分 数 ，’ 相 强 化 的 粉 末镍基 高温合金 在 形变过 程 中发 生再 结晶行 为 是 比 较 复杂 的 。 其影 响因素主要有热 加 工 参数 、 原始 组 织 、 丫相的 数量分布和 尺 寸等 。 这些影 响 因素 往 往都是 与 相 的 再结晶 界 面的 迁移 和 行为 有关 川 。 因此 ， 研究再结 晶界 面迁移 与强 化 相 ‘ 的 相 互 影响 ， 对开 展 这类合金 等温 锻造和 挤压成型 工 艺研究 ， 在理 论和 实践上都 有 重 要意义 。 本文 旨在通过 合 金静态再结 晶过程来探求高强 度难形 变合金再 结晶过程 中形 核 、 界 面迁 移以 及强 化相 丫的 变化 。 一 一 收稿 材料科学与工 程系 第一作者 胡本芙 男 副教学 DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1993．01．003
Vol.15 No.I FGH95合金再结晶界面与晶内析出，相的作用 ·15· 1实验方法及处理工艺 1.1热等静压成型 试样采用FGH95(-60目)热等静压成型合金。合金成分：C:0.058%、Co: 8.01%、Cr:13.50%、W:3.74%、Mo:3.61%、Nb:3.54%、A1:3.70%、Ti: 2.59%;Ni余量；晶粒度为12级左右。 12挤压成型工艺 经105MPa、1120℃等静压3h,压还尺寸为80mm×90mm。 热等静压还料，经1120℃、2h加热后，挤压比为R=6.5:1,挤压成圆椿。 1.3静态再结晶处理 挤压试样采用直接加热方法，温度从850~1170℃，加热时间从10~90min,间隔变 化如表1所示测量硬度变化并观察显微组织。 表1静态再结晶工艺制度 Table 1 Technology of static recrytallization 加热温度（℃） 保温时间(min) 1170 10 20 30 1150 10 20 0 1100 10 30 50 90 950 10 900 10 850 10 2实验结果 2.1原始组织 图1给出热等静压后慢冷时显微组织，？相晶界往往出现大相，而晶内出现蝶彩中 等y,在它们之间均匀分布着圆形小相。因为热等静压温度稍低子溶解温度，大；相 继续长大而在冷却过程中析出细小相。 图2、给出经挤压后合金组织。显然经过变形后中蝶形形貌变得圆滑。晶内小：'相 已见明显粗化，挤压后立方y发生变形，大中尺寸相在其分布曲线上的峰值向：相增大 方向移动，大、中尺寸相大小差别减小，说明挤压工艺可改变相的分布和大小。（如 图3所示)
。 合金再结晶 界面与晶 内析 出 丫相 的作用 实验方 法及处理工 艺 热等静压成型 试 样 采 用 一 目 热 等 静 压 成 型 合 金 。 合 金 成 分 、 。 只’ 、 、 、 乞 、 、 任乞 、 余 量 晶粒度为 级 左右 。 挤压成型工艺 经 、 ℃ 等静压 ， 压坯 尺寸 为 。 热等静压坯 料 ， 经 ℃ 、 加热后 ， 挤压比为 二 ， ， 挤压成 圆棒 。 静态再结 晶处理 挤压 试样采 用直接加 热方法 ， 温 度从 一 ℃ ， 加 热时 间从 一 ， 间隔 变 化如表 所示测量 硬度 变化并观察显 微组织 。 表 静态再结晶工艺制度 加热温度 亡 保温时 〔 刃 实验结果 原始组织 图 给 出热等 静压后 慢冷时 显微组 织 ， 相晶界往 往 出现大 丫相 ， 而 晶内出现 蝶形 中 等 洲 ， 在 它们之 间均 匀分布着圆 形小 厂相 。 因为热等静压温 度稍低于 丫溶解温 度 ， 大 犷相 继续长大而在冷却过 程 中析 出细小 相 。 图 、 给 出经 挤压后 合 金组 织 。 显 然 经 过 变形后 中 厂蝶形 形貌 变 得圆 滑 。 晶内小 了沐目 已见 明显 粗化 ， 挤压后立 方 丫发 生 变形 ， 大 中尺寸 ，相在其分布 曲线 上 的峰值向 厂相增 大 方向移动 ， 大 、 中尺 寸 ’ 相 大小差 别减小 ， 说 明挤压工艺可 改变 了相的 分 布和 大小 如 图 所示
·16… 北京科技大学学报 1993年Na.1 ,5m 0.1m 图1热等静压态Y相(1120℃HIP) 图2热等静压+挤压态y'相(1120℃HIP+1120CExt) Fig.I Morphology ofy'phase Fig.2 Morphology of y'phale 600r ∥1120mP 2.2静态再结晶过程中组织变化 2.2.1再结晶晶核的产生位置 在低于1150℃以下各温度进行静态 1120HIP+Ext 400 再结品处理后发现仅l0min就可观察到 再结晶形核的发生。通常在形变产生位 错高密度区内和y/γ界面上位错堆积 200 处形核（图4）。它明显地看出新晶粒通 过亚晶形核并长大，亚晶界由位错组 1.0 成。亚晶长大的驱动力显然是来自形变 20 3.0 r(长轴)Im 区储存的应变能。 留3大、中y相的尺寸分布曲线 在y溶解温度以上(1170℃)，观 Fig.3 Curves of size distrbution of large 察到y相再结晶界面以弓突方式移动， and middle y'phase 达到一定尺寸后就成为稳定界面（如图5箭头所示）。因为在1150℃以上，y相基本溶 解，这种界面弓突移动才能实现。这种界面移动不但受应变控制，同时在很大程度上受晶 内第二相大小数量的控制。 2.2.2y相再结晶内界面与y相相互作用 在y相溶解温度以下，观察到γ相再结晶界面移动与原有y相的相互作用，表现在两 个方面。一是界面通过y相时，伴随y相再固溶，如图6所示。y相再结晶界面按箭头方 向迁移，其前沿y相尺寸变小而逐渐回溶。 图7给出另外一种情况。这是一个正在迁移的y相再结晶晶粒界面，其前方有一y 相，再结晶晶界没有绕过它，所以认为此相质点在迁移的再结晶界面上发生分解。在迁 移界面之后小y相又很快析出长大。并不是所有y相在γ相再结晶界面迁移时都会发生回 溶（分解），而只是与y相、y相之间的取向有密切关系
北 京 科 技 大 学 学 报 年 图 热等静压态 下 ‘相 ， 图 热等静压 挤压态 下 ‘相 一 ℃ ‘ ， 戴令卜 绷 入 静态再结晶过程 中组织变化 再结晶 晶核的产生位置 在低于 ℃ 以下各温度进 行静态 再 结 晶处 理后发 现仅 就可 观察到 再 结 晶 形 核的发 生 。 通 常 在形 变产生 位 错 高 密 度 区 内和 厂 下界 面 上 位错 堆积 处形 核 图 。 它 明显地看出新 晶粒通 过 亚 晶 形 核 并 长 大 ， 亚 晶 界 由位 错 组 成 。 亚 晶长大 的 驱 动力显 然 是 来 自形 变 区储 存的应变能 。 在 丫溶 解 温 度 以 上 ℃ ， 观 察到 下相再结晶界面以 弓突方式移动 ， 达 到 一 定尺寸后 就成 为 稳 定界 面 如 图 加 十 一 万曲守叮叫诊尺弓 么 ’ 长轴 八川】 图 大 、 中 犷相的尺寸分布曲线 ‘ 箭头 所示 。 因为 在 ℃ 以 上 ， 犷相 基本溶 解 ， 这种界面 弓 突移动 才能实现 。 这种界面移动不但受应变控制 ， 同时在很大程度上受 晶 内第二相大小数量的控 制 。 下相再结晶内界面与 相相互作用 在 洲相溶解 温 度以 下 ， 观察到 夕相再结 晶界面移动与原有 讨相的相互作 用 ， 表现在两 个 方 面 。 一 是界 面通 过 讨相时 ， 伴随 ，’ 相再 固溶 ， 如 图 所示 。 下相再结 晶界面按箭头方 向迁移 ， 其前沿 ，，相尺寸变小而逐渐回溶 。 图 给 出另外一 种情 况 。 这 是 一 个正 在迁 移的 相再 结晶 晶粒 界面 ， 其前方有一 丫 相 ， 再结 晶晶界 没有绕过它 ， 所以认为此 ，相质点在迁移的再结 晶界面上发 生分解 。 在迁 移界 面之后 小 厂相 又 很快析出长 大 。 并不 是所有 讨相在 下相再结 晶界 面迁移时都会发生回 溶 分解 ， 而只是 与 厂相 、 相 之 间的取 向有密切关 系
VoL.15 No.1 FGH95合金再结晶界面与晶内析出y相的作用 ·17。 0.5m 10m 图4在y/y界面形成y晶粒 图5以晶界号突出方式形成再结晶晶粒 Fig.4 Formation of grain y on y'/7 interface Fig.5 Formation of grain in pattern of bow-shaped of grain boundary 0.2m 05m 图6y相固溶 图7y相溶解和析出 Fig.6 y'phase solvation Fig.7 y'phase solvation and reprecipition 2.3激活能计算 再结晶是个热激话过程。本实验在 1190HIP+Ext 高于γ相溶解温度进行静态再结晶处 3.2 ●1120HP+Ext 理，此时y相基本上溶解(1150℃和1 170℃处理)。通过y相晶粒尺寸变化的 28 0 测量，得出平均直径(D)和保温时间 Q=199kJ/mol 24 (t)之间关系曲线，即D2-t曲线 〔2】，由此求得斜率K,进而作出 20 Q=204.5kJ/mol nK-1/T曲线。测量斜率可求得晶粒 6.9 7.0 7.3 1 生长的激活能（如图8所示）为 ×10/K 200kJ/mol,可认为此时晶粒生长激 图8lnk-T曲线 活能相当于y相再结晶激活能3)。 Fig.8 Curve of Ink-T-
一 。 合金再结晶界面与晶 内析出 犷相的作用 、 ‘ ‘ 伙 八 户 、 ， · ，飞 · 气 介 ， ‘ 七卜 ︸ ， 龟 甘户 口亡‘ ‘火 ， 、 、 ’ 冬 匆 一 议 卜 娜 图 在 犷 界面形成 下晶粒 · 下 ‘ 图 以晶界 弓突出方式形成再结晶晶粒 一 图 犷相固溶 · 下 ‘ 图 丫相溶解和析出 · ‘ 如 口 沈 ， 口 斗 一， 么 斗” 气 泪 石︵日 · 万飞女 激活 能计算 再结晶是个热激话过程 。 本实验在 高 于 厂相 溶解温 度进 行 静态 再 结 晶处 理 ， 此时 犷相基本上 溶解 ℃和 ℃ 处理 。 通过 相 晶粒尺寸变化的 侧量 ， 得 出平均直径 和保 温时 间 之 间 关 系 曲 线 ， 即 一 曲 线 〔 〕 ， 由此 求 得 斜 率 ， 进 而 作 出 一 曲线 。 测量 斜率可 求得 晶粒 生 长 的 激 活 能 如 图 所 示 为 ， 可 认 为 此 时 晶 粒 生 长 激 活能相 当于 ，相再结晶激活能 川 。 守 】 一 厂‘ 曲线 · 一 一 一丁眺
·18· 北京科技大学学报 1993年No.1 对于大量存在y相状态？相的再结晶激活能计算，采用硬度法测量HV一t关系图（见 图9)。硬度值降至Hv=450时的时间作再结晶完成时间（)，求其斜率便可得到再结晶 激活能Q=635kJ/mol(见图10)。这一结果与Port和Ralph测得(nimonicl15)再结 晶激活能为650kJ/mol是相近的4：。 -5 一6 S00 -7 Q=615kJ/mal 1100 可 -8 Q=656kJ/mol 450 ◆1120HIP+1120Ext o1190HP+1120Ext 117c 118 -9 400 6.9 7.07.17.2 7.3 0 10 30 50 70 0 t/min T×10/K 图9硬度变化曲线 图10ln(1/t-1/T)曲线 Fig.9 Curve of hardness Fig.10 Curve of In (1/t)-1/T) 3讨论 3.1再结晶晶核的形式 从本实验结果来看，大和γ相界面位错密集和高形变带位错堆积应变诱发亚晶粒化 形核而形成再结品晶粒。这两种情况都存在，因此，亚晶粒化是唯一可能产生再结晶形核 机制。 Dermarker认为5：7/y界面在形变时，y与基体发生相对转动，高密度位错在 /界面堆积成网。由于Y比基体的弹性模量低，它较基体储存更多的弹性能。在形变 停止和退火时释放出来的这种弹性能可以作为/γ界面位错网络的迁移动力，最后发展 成为新再结晶晶粒。本实验结果也说明块状大和y/y周围位错网络靠储存能驱动形成 再结晶晶核，发展成新晶粒。 3.2再结晶界面移动与原相的相互影响 FGH95合金再结晶过程中界面移动伴随y相的回溶和再析出，而且和再析出同步进 行。 Winbery6)认为：Y/相在相界面前沿发生回溶是因为形变使原来y~y共格界面发生 破坏，在完整的fCc点阵中出现不完整点阵排列，导致y-y界面前沿能量升高，降低y的 溶解温度。但实验中未观察到移动界面前沿存在y贫化区，因而不能确认y发生溶解，况
北 京 科 技 大 学 学 报 年 对 于大 量 存在 ’ 相状 态 相 的再结晶激 活能计算 ， 采用 硬 度法 测量 一 关 系图 见 图 。 硬 度值降 至 时 的时 间作再 结 晶 完成时 间 ， 求其斜率 便可 得 到再结 晶 激 活 能 见 图 。 这 一 结果 与 和 测得 再 结 晶激活 能为 是相近的 义 。 】 一 加】 驯】 ︵ 一三、日 。了、 洲华卜 竺，、 一 沐 一 嘴 只 刀 下 ‘ 图 硬度变化 曲线 图 一 ， 一 约曲线 瑰 川℃ 叮 川谁用 讨 论 再结 晶 晶 核的形式 从 本实验结果来 看 ， 大 厂和 相界面位 错密 集和 高形 变带位错堆 积应变诱发 亚 晶粒 化 形核而形成再结晶 晶粒 。 这两 种情 况都存 在 ， 因此 ， 亚 晶粒 化是唯一 可 能产生再 结 晶形 核 机 制 。 认 为 ， 二 厂界 面 在 形 变 时 ， 洲与 基 体 发生 相 对 转 动 ， 高密 度 位 错 在 ，界 面堆 积成 网 。 由于 ‘ 比 基体 的 弹 性 摸量 低 ， 它 较 基 体储 存更 多的弹 性 能 。 在形 变 停 止 和退火时释 放 出来 的 这 种弹 性 能可 以 作为 厂 界面位 错 网 络 的迁 移动 力 ， 最后发 展 成 为新再结 晶 晶粒 。 本实验结果 也说 明块状大 ，和 厂 周 围位错网络 靠储存能驱 动形成 再结 晶 晶核 ， 发展成新 晶粒 。 再结晶 界面移动 与原 ， ‘ 相 的相 互影响 合 金再 结晶过 程 中界面移动伴随 ‘相的 回 溶和再析 出 ， 而且 和再析 出同步进 行 。 〔 〕 认为 厂相 在 相界 面 前 沿 发 生 回 溶 是 因为 形 变使原 来 ，一 厂共 格 界 面发 生 破坏 ， 在完整的 点阵 中出现不 完整点 阵排 列 ， 导致 ‘ 一 界 面前沿 能 量 升 高 ， 降低 犷的 溶解温 度 。 但 实验 中未观察到 移 动界面 前沿存在 了贫化区 ， 因而不 能 确认 厂发 生 溶解 ， 况
Vol.15 No.1 FGH95合金再结晶界面与晶内析出，相的作用 ·19· 且再结晶加热温度远低于溶解温度。这种共格界间的破坏所提供的自由能不足以使固 溶线下降如此之多。 Bee(7,8)等人提出：界面前沿Y是通过沿界面A1、Ti快速扩散而使分解而回溶 的。在Ni基合金中位错运动也是一个激活过程，其激活能相当于Ni的自扩散能，其值 为292kJ/mol9)。再结晶界面移动要受固溶和析出长大的控制，即需要通过形成元 素的短程扩散控制。 Hillert等1o:认为：A1在迁移界面的扩散速率比在静止界面扩散速率要高出2-3个 数量级，即A1、Ti在Ni中扩散激活能为292kJ/mol,√形成元素可以在移动界面很快 进行扩散而发生回溶。如果把Ni的自扩散能(292kJ/mo)和A1在Ni中扩散激活能 (292kJ/ol)相加，正与计算的再结晶激活能相符合，因此，再结晶界面移动造成相 回溶是形成元素快速扩散分解导致的。 在求得无条件下Y相界面移动激活能为200kJ/mol,也恰好与纯Ni的扩散激活能 相近，所以在存在相时，y相再结晶激活能包含基体？相和形成元素两个扩散过程。 上述讨论结果也能很好说明在？相移动界面后，由于形成元素处于过饱和状态，' 仍可通过固溶体再析出和长大。 4结论 (1)在溶解温度以上相的再结晶以应变诱发界面迁移方式进行。在y溶解温度以 下，再结晶亚晶粗化形核方式进行。 (2)合金的再结晶速率受再结晶界面前沿相分解速率控制，原始组织中不同尺寸分 布的相，影响再结速率，控制不当会出现混晶组织。 致射：本实验用料是由钢铁研究总院帮助完成的，挤压得到有色金属研究总院协助，在此表示意。 参考文献 1 Menon M N.Metall Trans A,1976,74:731 2鸟阪泰宽.铁上钢，1988,74：115 3潼川博等.粉体及5粉末治金，1986,30：193 4 Porter A,Ralph B.J Mat Sci,1981,16:707 5 Robert Wiclmer.Advanced High-temperature Alloys,1990:105 6 Shambien C E.Metall Trans,1975,6A:2073 7 Shamblen C E and Chang D R.Metall Trans B,1985,16:755 8 Driffith S D.Acta Met,1974,14:755 9 Crompton N E.J of Met Sci,1986,12:3445 10乌阪泰宽.铁上钢，1986,72：815
。 合金再结晶界面与晶 内析出 ’相的作用 且再 结晶加热温 度远 低于 厂溶解 温度 。 这种共格界 间的 破 坏所提供 的 自由能不足 以 使 丫固 溶线 下降如此之 多 。 〔 ’， 等人 提 出 界 面 前 沿 丫是 通 过 沿 界 面 、 快 速 扩 散 而 使 丫分 解 而回 容 的 。 在 基合金 中位错运动 也是一个激活过 程 ， 其激活 能 相当于 的 自扩散能 ， 其值 为 〔，〕 。 再结 晶界 面移动要受 丫固溶和析 出长大的控制 ， 即需要通过 丫形成无 素的 短程扩散控制 。 等 〔 ‘“ 〕 认 为 在 迁移界 面 的扩散速 率 比在 静 止界 面扩散 速率要 高 出 一 个 数量 级 ， 即 、 在 中扩 散 激 活 能 为 ， 厂形 成 元 素可 以 在移动 界 面很决 进 行 扩 散 而发 生 回 溶 。 如 果把 的 自扩散 能 和 在 中扩散 激活能 相加 ， 正 与计算的再结晶激活 能相 符 合 ， 因此 ， 再结 晶界 面移动 造成 洲相 回溶是 洲形成元素快速扩散分解导致的 。 在求得 无 了条 件 下 护相界面移动 激 活 能为 加 ， 也 恰好 与纯 的扩散激活能 相近 ， 所以在存在 厂相时 ， 夕相再结晶激活能包含基体 ，相和形成元素两 个扩散过程 。 上 述讨论结果也能很好说 明在 相移动界面后 ， 由于 洲形成元 素处 于过饱和 状态 ， 丫 仍可通 过 固溶体再析出和长大 。 结 论 在 了溶 解 温 度以上 相 的再 结晶 以 应 变诱 发 界 面迁 移方 式 进 行 。 在洲溶 解 温 度 以 下 ， 再结 晶亚 晶粗化形核方式进行 。 合 金 的再结晶速率受再结 晶界面前沿丫相分解 速率控制 ， 原始组织 中不 同尺寸分 布的 杯相 ， 影 响再结速率 ， 控制不 当会 出现混晶组 织 。 致谢 本实验用料是由钢铁研究总院帮助完成的 ， 挤压得到有色金属研究总院协助 ， 在此表示谢意 。 参 考 文 献 ， ， 乌阪 泰 宽 铁 七 钢 ， ， 遗川博等 粉体 及 吓粉 末冶金 ， ， ， ， ， 一 工 ， ， ， ， ， ， ， ， ， 乌阪泰宽 铁 七钢 ，
