·912 北京科技大学学报 第36卷 2m 图1热挤压态FGH98合金析出相形貌.(a)1050℃：(b)1080℃：(c)1120℃：(d)1150℃ Fig.1 Morphologies of precipitates in as-extruded FCH9 8 alloy under different temperatures:(a)1050℃；(b)1080℃；(e)1l20℃：(d)1l50℃ 表2退火态FGH98合金中一次y相的体积分数 钉扎作用，阻碍晶界的迁移，进而抑制了晶粒的长 Table 2 Volume fraction of primary y'in FGH98 alloy under different 大，另一方面在y相非大量存在的情况下一次y相 annealing processes 附近存在形变累积，是高密度位错聚集区，容易发生 退火温度/℃ 退火时间/min 再结晶形核，可能会产生新的再结晶晶粒细化原始 1050 1080 1100 晶粒.关于该合金在退火过程中是否发生再结晶软 10 20.06 19.67 10.11 化行为，由于仅通过扫描电镜无法区分原始晶粒和 120 17.92 16.71 6.93 再结晶晶粒，故需要通过透射电镜分析手段对该合 温度可以使晶界一次y相发生溶解，但在本实验退 金品粒内部位错组态及品粒亚结构进行观察和深入 火条件下，单纯延长退火时间无法使一次γ相完全 研究. 回溶.这是由于一次Y相的回溶是受元素扩散控制 2.2热挤压态及退火态合金的软化行为 的过程，在较低温条件下，Y相形成元素的扩散受 图3为热挤压态FGH98合金软化行为的透射 限，即使时间延长至2h,晶界一次y相也未发生很 电镜观察结果.从图3可以看出，在挤压变形过程 大变化（图2(a)和(b);而在较高温条件下，因y 中，合金中存在大量的位错运动，位错相互缠结交 相形成元素的扩散使得一次y相有部分回溶，但由 织，进而形成稠密的位错网（图3(a)).随着挤压温 于退火温度未超过y相回溶温度，未回溶的一次Y 度的提高，合金内位错密度显著下降，同时在某些晶 相在热力学上处于稳定状态，合金中尺寸较大的一 粒中出现亚晶界（图3中S为亚晶），说明在热挤压 次y相依旧大量存在（图2(e)和(f)). 变形和空冷过程中基体中高的位错密度诱发再结晶 此外，无论是挤压态，还是退火态，FGH98合金 现象，挤压态试样中位错的塞积使得组织中出现局 的晶粒尺寸在极大程度上受一次Y相的分布影响， 部的应力集中，局部区域形变储存能较大，为再结晶 随着一次γ相的溶解，合金晶粒发生了长大.由于 的形核提供了驱动力，随着挤压时间的延长，新生成 局部的元素偏析，导致一次γ相在同一种处理状态 的亚晶发生形核并伴随着长大，进而形成新的再结 试样各区域的分布有很大差异，一次y相密集处合 品晶粒. 金晶粒相对较细，在一次Y相稀疏处合金晶粒长大 虽然热挤压FGH98合金中己存在少量动态再 现象严重.这是由于经过退火处理，主要集中在晶 结晶晶粒，但挤压持续时间较短，体系内仍存在大量 界附近未溶解的一次γ相，一方面对晶界有很强的 的位错塞积和缠结：当再次加热到一定温度时，主要北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 1 热挤压态 FGH98 合金析出相形貌． ( a) 1050 ℃ ; ( b) 1080 ℃ ; ( c) 1120 ℃ ; ( d) 1150 ℃ Fig． 1 Morphologies of precipitates in as-extruded FGH98 alloy under different temperatures: ( a) 1050 ℃ ; ( b) 1080 ℃ ; ( c) 1120 ℃ ; ( d) 1150 ℃ 表 2 退火态 FGH98 合金中一次 γ'相的体积分数 Table 2 Volume fraction of primary γ' in FGH98 alloy under different annealing processes % 退火时间/min 退火温度/℃ 1050 1080 1100 10 20. 06 19. 67 10. 11 120 17. 92 16. 71 6. 93 温度可以使晶界一次 γ'相发生溶解，但在本实验退 火条件下，单纯延长退火时间无法使一次 γ'相完全 回溶． 这是由于一次 γ'相的回溶是受元素扩散控制 的过程，在较低温条件下，γ'相形成元素的扩散受 限，即使时间延长至 2 h，晶界一次 γ'相也未发生很 大变化( 图 2( a) 和( b) ) ; 而在较高温条件下，因 γ' 相形成元素的扩散使得一次 γ'相有部分回溶，但由 于退火温度未超过 γ'相回溶温度，未回溶的一次 γ' 相在热力学上处于稳定状态，合金中尺寸较大的一 次 γ'相依旧大量存在( 图 2( e) 和( f) ) ． 此外，无论是挤压态，还是退火态，FGH98 合金 的晶粒尺寸在极大程度上受一次 γ'相的分布影响， 随着一次 γ'相的溶解，合金晶粒发生了长大． 由于 局部的元素偏析，导致一次 γ'相在同一种处理状态 试样各区域的分布有很大差异，一次 γ'相密集处合 金晶粒相对较细，在一次 γ'相稀疏处合金晶粒长大 现象严重． 这是由于经过退火处理，主要集中在晶 界附近未溶解的一次 γ'相，一方面对晶界有很强的 钉扎作用，阻碍晶界的迁移，进而抑制了晶粒的长 大，另一方面在 γ'相非大量存在的情况下一次 γ'相 附近存在形变累积，是高密度位错聚集区，容易发生 再结晶形核，可能会产生新的再结晶晶粒细化原始 晶粒． 关于该合金在退火过程中是否发生再结晶软 化行为，由于仅通过扫描电镜无法区分原始晶粒和 再结晶晶粒，故需要通过透射电镜分析手段对该合 金晶粒内部位错组态及晶粒亚结构进行观察和深入 研究． 2. 2 热挤压态及退火态合金的软化行为 图 3 为热挤压态 FGH98 合金软化行为的透射 电镜观察结果． 从图 3 可以看出，在挤压变形过程 中，合金中存在大量的位错运动，位错相互缠结交 织，进而形成稠密的位错网( 图 3( a) ) ． 随着挤压温 度的提高，合金内位错密度显著下降，同时在某些晶 粒中出现亚晶界( 图 3 中 S 为亚晶) ，说明在热挤压 变形和空冷过程中基体中高的位错密度诱发再结晶 现象，挤压态试样中位错的塞积使得组织中出现局 部的应力集中，局部区域形变储存能较大，为再结晶 的形核提供了驱动力，随着挤压时间的延长，新生成 的亚晶发生形核并伴随着长大，进而形成新的再结 晶晶粒． 虽然热挤压 FGH98 合金中已存在少量动态再 结晶晶粒，但挤压持续时间较短，体系内仍存在大量 的位错塞积和缠结; 当再次加热到一定温度时，主要 · 219 ·