高温热暴露时FGH97粉末高温合金中γ′相的演变及其定量表征

，，， ，

(1.中国航发北京航空材料研究院，航空工业失效分析中心，航空材料检测与评价北京市重点实验室，材料检测与评价航空科技重点实验室，中国航空发动机集团材料检测与评价重点实验室，北京 100095；2.江苏省特种设备安全监督检验研究院常州分院，常州 213000 )

0 引 言

粉末冶金技术可以很好地解决传统铸造工艺制备合金中存在的成分偏析等问题，所制备的粉末高温合金具有合金化程度高、组织均匀、中低温强度高和疲劳性能好等优点。其中，FGH97粉末高温合金在650 ℃时具有优良的综合力学性能，是生产先进航空发动机涡轮盘、挡板等热端零部件的关键材料[1-3]。这些零部件长期在高温条件下服役，材料的显微组织会发生退化，性能显著降低，最终导致零部件的失效。因此，有必要对FGH97粉末高温合金在高温长时服役过程中的组织演化规律进行研究，并实现对组织演化的定量表征。然而目前，相关研究大多针对的是粉末高温合金成形过程中的组织变化[4-7]。

为此，作者对FGH97粉末高温合金进行650 ℃保温不同时间的热暴露试验，研究了其γ′相的演化规律，并对演化过程中的γ′相进行定量表征，为建立组织和性能间的定量关系模型奠定基础，并为FGH97粉末高温合金服役寿命评价提供试验依据。

1 试样制备与试验方法

试验材料为FGH97粉末高温合金，其化学成分如表1所示，制备工艺流程为母合金冶炼→制备粉末→粉末处理→真空装套→热等静压→热处理。热等静压工艺参数为温度1 180～1 210 ℃，压力120 MPa，时间2～4 h。热处理工艺为1 200 ℃保温8 h，炉冷至1 170 ℃，空冷至室温，随后780 ℃保温32 h，空冷至室温。

表1FGH97粉末高温合金的化学成分(质量分数)
Tab.1ChemicalcompositionofFGH97powdermetallurgysuperalloy(mass) %

CrCoMoWAlTiNbCHfMgZrBCeNi8.0～10.015.0～16.03.5～4.55.0～6.04.5～5.01.5～2.02.4～2.80.02～0.060.10～0.40<0.02<0.015<0.015<0.01余

图1 FGH97粉末高温合金在热暴露前的显微组织Fig.1 Microstructure of FGH97 powder metallurgy superalloy before heat exposure: (a) overall morphology and (b) morphology of tertiary γ′ phase

将FGH97粉末高温合金加工成尺寸为12 mm×12 mm×5 mm的试样，经打磨、抛光后放入OTF-1200X型马弗炉中，在空气气氛下加热至650 ℃ 后分别保温100，200，300，400，500，800，1 000 h，出炉空冷。

将不同时间热暴露后的试样经打磨、抛光和用由15 g CrO3、10 mL H2SO4和150 mL H3PO4组成的溶液进行电解腐蚀后，利用S4800型场发射扫描电镜(SEM)对显微组织进行观察，采用Image-Pro Plus图像分析软件(简称IPP软件)对γ′相进行定量分析，每个试样取6个视场图像，由IPP软件自动计算得到晶界和晶内γ′相的面积分数、γ′相的周长和面积。

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织演变

γ′相是粉末高温合金中最主要的强化相，其尺寸、形貌、体积分数和分布状态对合金的性能起着决定作用。由图1可知：热暴露前合金中存在初次γ′相、二次γ′相和三次γ′相等3种不同尺寸的γ′相；初次γ′相呈椭圆形、长条状或者不规则的块状，在γ′相中的占比为5%左右，多存在于晶界处，尺寸为0.8～1.8 μm；二次γ′相在γ′相中的占比约90%，主要为方形、三角形以及少量的不规则块状，尺寸为200～800 nm，主要分布在晶内，为主要强化相，对合金的力学性能影响最大；三次γ′相为圆形，尺寸为50～200 nm，主要分布在初次γ′相的周围，同时还有少量不规则形状的三次γ′相分布于晶内，尺寸比较小，为10～75 nm[8]。

由图2可知：随着热暴露时间的延长，3种γ′相的形貌都发生了不同程度的变化；当热暴露时间小于300 h时，二次γ′相主要为规则的方形、三角形，部分方形二次γ′相的边缘出现轻微内凹现象；当热暴露时间延长到400，500 h时，二次γ′相由方形逐渐变为蝶形或八角形，说明一部分二次γ′相出现开裂现象，同时晶内的三次γ′相颗粒越来越少；随着热暴露时间的继续延长，γ′相的边角出现钝化，相邻的γ′相相互连接，相边界相互融合，初次γ′相周围的的三次γ′相不断被吞噬，三次γ′相的数量继续变少，γ′相多呈条状、棒状等不规则形状。综上可知，晶内和晶界的γ′相有明显不同的粗化速率，晶内二次γ′相主要在形貌上发生较大的变化，而晶界处的初次γ′相和三次γ′相在形貌、尺寸、数量和分布等方面均发生明显的变化。

图2 热暴露不同时间后FGH97粉末高温合金的显微组织Fig.2 Microstructures of FGH97 powder metallurgy superalloy after heat exposure for different times

图3 热暴露不同时间后FGH97粉末高温合金中γ′相的等效直径分布Fig.3 Equivalent diameter distribution of γ′ phase in FGH97 powder metallurgy superalloy after heat exposure for different times

2.2 γ′相的定量表征

2.2.1 定量表征方法

采用等效直径来定量表征γ′相的尺寸，形状因子来定量表征γ′相的形状[9-10]。根据Delesse定律，γ′相的体积分数等于其面积分数，因此可用面积分数来表征γ′相的体积分数。

等效直径D和形状因子SF的计算公式分别为

(1)

SF=4πA/P2

(2)

式中：A为γ′相的面积；P为γ′相的周长。

由式(1)和式(2)可知：等效直径只与γ′相的面积有关，而与形状无关；形状因子与γ′相的面积和周长均有关。形状因子的取值为0～1，当γ′相的形状为圆形时，形状因子为1，当γ′相为复杂不规则形状时，形状因子小于1且趋于0。

2.2.2 γ′相尺寸

由图3可知：随着热暴露时间的延长，大尺寸γ′相的数量不断增加，小尺寸三次γ′相的数量不断减少；当热暴露时间为100～300 h时，二次γ′相的等效直径主要分布在0.2～0.4 μm；当热暴露时间为500 h时，二次γ′相的等效直径主要分布在0.4～0.6 μm，因此当热暴露时间小于800 h时，二次γ′相不断粗化；当热暴露时间延长到800～1 000 h，二次γ′相的等效直径主要分布在0.2～0.4 μm，这是由于二次γ′相长大到其尺寸临界值时会发生分解，且其分解速率大于粗化速率，从而导致粉末高温合金中γ′相等效直径的下降。

由图4可知，随着热暴露时间的延长，γ′相的平均等效直径先增大，当热暴露时间大于800 h后，由于γ′相的分解而减小。

2.2.3 γ′相形貌

由图5可知：当热暴露时间为100～300 h时，γ′相的形状因子分布在0.7～0.8，接近于正方形的形状因子0.785，说明此时粉末高温合金中接近正方形的γ′相数量较多，由于二次γ′相的占比为90%左右，因此形状因子主要由二次γ′相的形状决定，由形状因子确定的γ′相形状与之前观察到的γ′相形貌吻合；随着热暴露时间的延长，形状因子为0～0.5 的γ′相越来越多，拟合曲线变得平缓，说明γ′相的形状越来越不规则，这与γ′相形貌的变化一致。由图6可以看出，γ′相的平均形状因子随热暴露时间的延长而减小。

图4 FGH97粉末高温合金中γ′相的平均等效直径随热暴露时间的变化曲线Fig.4 Curve of average equivalent diameter vs the time of heat exposure of γ′ phase in FGH97 powder metallurgy superalloy

图5 热暴露不同时间后FGH97粉末高温合金中γ′相的形状因子分布Fig.5 Shape factor distribution of γ′ phase in FGH97 powder metallurgy superalloy after heat exposure for different times

图6 FGH97粉末高温合金中γ′相的平均形状因子随热暴露时间的变化曲线Fig.6 Curve of average shape factor vs the time of heat exposure of γ′ phase in FGH97 powder metallurgy superalloy

2.2.4 γ′相体积分数

由图7可知：随着热暴露时间的延长，FGH97粉末高温合金中γ′相的含量增加；当热暴露时间由100 h延长到1 000 h时，晶内γ′相的体积分数由62.98%增大至65.01%，而晶界上γ′相的体积分数由65.79%增大至72.98%，晶界上γ′相增加得更为显著。综上可知，热暴露时间越长，FGH97粉末高温合金中晶界上聚集的γ′相越多，而晶界上聚集的γ′相是合金弯曲晶界形成的主要因素[11]，从而可显著提高合金的综合性能。

图7 FGH97粉末高温合金晶界和晶内γ′相的体积分数随热暴露时间的变化曲线Fig.7 Curves of volume fraction vs the time of heat exposure of γ′ phase at the grain boundaries and inside grains in FGH97 powder metallurgy superalloy

3 结 论

(1) 随着热暴露时间的延长，FGH97粉末高温合金中的γ′相由规则的方形、三角形变为蝶形或八角形，再变为条状、棒状等不规则形状，一部分二次γ′相出现开裂现象，同时晶内的三次γ′相的数量越来越少。

(2) 随着热暴露时间的延长，FGH97粉末高温合金中γ′相的平均等效直径先增大后减小，形状因子逐渐减小，体积分数逐渐增大，晶界处聚集的γ′相明显增多；采用等效直径、形状因子和体积分数可实现FGH97粉末高温合金中γ′相的定量表征。

参考文献:

[1] 刘新灵，陶春虎.FGH96粉末高温合金损伤行为与寿命预测[J].失效分析与预防, 2011, 6(2):124-129.

[2] RAISSON G. Evolution of PM nickel base superalloy processes and products[J]. Powder Metallurgy,2008, 51(1):10-13.

[3] GU Y, HARADA H, CUI C, et al. New Ni-Co-base disk surperalloys with higher strength and creep resistance[J]. Scripta Materialia,2006,55(9):815-818.

[4] 王晓娜, 李付国, 刘玉红. FGH96合金在等温变形条件下的变形与微观组织演化[J].粉末冶金技术,2008,26(3):196-200.

[5] 秦子珺, 刘琛疚, 王子, 等. 镍基粉末高温合金原始颗粒边界形成及组织演化特征[J]. 中国有色金属学报, 2016,26(1): 50-59.

[6] 张国栋, 刘绍伦, 何玉怀, 等. 粉末冶金盘材料FGH95热机械疲劳寿命预测[J].失效分析与预防, 2008,3(1):54-58.

[7] LI H, ZUO L, SONG X, et al. Coarsening behavior of γ' particles in a nickel-base superalloy[J]. Rare Metals, 2009, 28(2): 197-201.

[8] 郭建亭.高温合金材料学[M].北京:科学出版社，2008: 81-122.

[9] GABB T P, GARG A, ELLIS D L, et al. Detailed microstructural characterization of the disk alloy ME3[R]. Washington: NASA/TM2004213140,2004.

[10] LI H, SONG X, WANG Y, et al. Characterization of γ′ precipitates in a nickel base superalloy quenching from aging temperature at different rates[J]. Rare Metals, 2010, 29(2): 204-208.

[11] 仲增墉, 马培立, 陈淦生, 等. 高合金化镍基变形高温合金中弯曲晶界的初步研究[J]. 金属学报, 1983, 19(3): 215-219.