应力对单晶高温合金再结晶的影响

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(1. 上海大学 材料科学与工程学院 省部共建高品质特殊钢冶金与制备国家重点实验室， 上海 200444； 2. 中国联合重型燃气轮机技术有限公司， 北京 100061)

镍基单晶高温合金由于其优异的力学性能(蠕变和疲劳)、抗氧化性和耐腐蚀性而被广泛应用于航空发动机和陆基涡轮叶片[1]。众所周知，在凝固、喷丸处理和打磨翼型等过程中可能会在单晶高温合金表面产生残余应力，并在随后的热处理或服役过程中产生再结晶[2-5]。由于单晶高温合金中去除了晶界强化元素，再结晶重新引入的大角度晶界对合金的性能会造成不利影响[6-9]。因此，对单晶高温合金的再结晶行为进行研究十分必要。

迄今为止，单晶高温合金再结晶的研究取得了极大进展。例如，Li等[10]通过对IC6SX单晶高温合金的再结晶研究表明，对合金表面施加不同的应力其产生再结晶的温度也不同。Cox等[11]研究退火时间和温度对CMSX-4合金再结晶的影响，发现在低于γ′相的固溶温度下发生再结晶的临界应变为1%～2%。Li等[12]研究了在CMSX-4合金中产生再结晶的临界塑性应变，在高于5%的塑性应变时会发生再结晶，而在低于5%的塑性应变时不会产生再结晶。但是以上研究焦点主要集中在应变对再结晶的敏感性上，而对于核心问题：再结晶如何形核以及应力所起的作用一直都未得到清晰的阐明。

因此，本文选用经过热处理的单晶高温合金为研究对象，通过在样品表面局部施加不同的应力，探索单晶再结晶的形成规律，并研究再结晶过程中的组织演变，通过理论计算半定量的分析讨论应力在再结晶形成过程中的作用机制。

图1 不同温度和应力条件下试验合金中再结晶的形成情况Fig.1 Formation of recrystallization of the tested alloy under different temperature and stress conditions(a) 1200 ℃,25 MPa; (b) 1200 ℃,49 MPa; (c) 1240 ℃,12 MPa; (d) 1240 ℃,25 MPa; (e) 1280 ℃,6 MPa; (f) 1280 ℃,12 MPa

1 试验材料及方法

本研究使用了一种第二代单晶高温合金，其主要化学成分(质量分数，%)为4.3Cr、9Co、2Mo、8W、7.5Ta、2Re、5.6Al、0.5Nb、0.1Hf和余量的Ni。通过真空感应炉制备母合金，并沿[001]方向制备单晶高温合金。对单晶样品进行标准热处理，热处理制度为[13]：1290 ℃×1 h + 1300 ℃×2 h + 1315 ℃×4 h(Air cooling，AC)+ 1120 ℃×4 h(AC)+ 870 ℃×32 h(AC)。使用线切割将热处理试样切割成小圆柱(φ6 mm×5 mm)，与定向凝固方向垂直的面为φ6 mm，然后进行机械研磨和抛光去除表面残余应力，然后将这些样品通过直径为φ5 mm的球形压头分别在6、12、25、49、74和98 MPa的应力下在垂直于晶体(001)平面的表面上压痕，保压时间为15 s。为了避免氧化，将样品封入装有氩气的石英玻璃管中，然后将不同应力下的样品分别在1200、1240和1280 ℃下保温4 h，然后取出空冷。

将空冷后的试样用AB胶镶嵌，将镶好的样品用由粗到细的水磨砂纸逐级打磨，然后用1.5 μm的金刚砂研磨膏在金相抛磨机上进行抛光处理。样品经水洗和乙醇清洗并吹干后，化学腐蚀(化学腐蚀剂8 g FeCl3+24 mL HCl+21 mL H2O)约10 s。样品腐蚀完成后采用FEI-Quanta 450型扫描电镜(SEM)观察合金的显微组织。使用JXA-8100型电子探针(EPMA)分析再结晶区域的元素分布。通过Image-Pro Plus 6.0软件统计再结晶层平均厚度。

2 试验结果与讨论

2.1 再结晶的形成

图1为不同应力和温度条件下试验合金再结晶的形成情况，可知当温度为1200 ℃时，施加应力为25 MPa的样品表面微观组织相同，表明无再结晶形成；而施加应力为49 MPa的样品表面形成了一层与基体组织不同的区域，说明样品表面产生了再结晶。因此，1200 ℃下产生再结晶的临界应力在25～49 MPa。当温度升高到1240 ℃和1280 ℃时，产生再结晶的临界应力分别在12～25 MPa和6～12 MPa之间。综上所述，应力和温度决定了单晶高温合金再结晶的形成，而且随着温度的升高，产生再结晶的临界应力逐渐降低。

根据固态相变原理可知，再结晶的形成并不是一个自发的过程，需要驱动力[14]。一般而言，施加在单晶高温合金上的应力会以位错的形式将一部分变形能量储存下来，而在热处理过程中这些储存的能量就是产生再结晶的驱动力[15]。只有当驱动力达到临界值时才会形成再结晶。再结晶临界驱动力Pc通过式(1)计算[16]：

(1)

图3 不同应力和温度下试验合金再结晶层的演变Fig.3 Evolution of recrystallization layer of the tested alloy under different stresses and temperatures(a) 1200 ℃; (b) 1240 ℃; (c) 1280 ℃; (a1, b1, c1) 49 MPa; (a2, b2, c2) 74 MPa; (a3, b3, c3) 98 MPa

式中：εc为临界塑性应变，主要受温度控制，在本文中假设1200、1240和1280 ℃下εc分别为6%、3%和2%[17]；γlagb为小角度晶界能，此处为0.6 J/m2[17]。根据公式(1)计算可知，在1200、1240和1280 ℃下再结晶临界驱动力分别为0.29、0.15和0.10 MPa。Humphreys等[18]研究表明，在合金变形时大部分外界功都以其他形式的能量耗散，只有极少一部分(约1%)留在材料中成为变形储存能(再结晶驱动力)。根据Humphreys等[18]报道，可以计算得到形成再结晶的临界应力为29 MPa(1200 ℃)、15 MPa(1240 ℃)、10 MPa(1280 ℃)。图2显示了不同温度下再结晶临界应力的试验值与计算值之间的关系。结果表明，大于临界应力时会产生再结晶，小于临界应力时则不会产生再结晶，而且临界应力随着温度的升高而减小。因此，通过理论计算获得的再结晶临界应力与试验结果基本吻合。

图2 试验合金再结晶临界应力计算值与试验值的比较Fig.2 Comparison of calculated value and tested value of critical stress of recrystallization of the tested alloy

2.2 应力对再结晶层的影响

图3为不同应力和温度下试验合金再结晶层的演变。从图3可以看出，在相同温度下再结晶层的厚度随着应力的增加而增加；而在相同应力下再结晶层的厚度随着温度的升高而增加。为了具体观察再结晶层厚度的变化趋势，统计了图1和图3中再结晶层的厚度，如图4所示。结果表明，在相同温度下随着应力的增加试验合金再结晶层厚度近乎线性增加。此外，随着温度的升高，再结晶层厚度的增长速度明显加快。

图4 应力与试验合金再结晶层厚度之间的关系Fig.4 Relationship between stress and thickness of recrystallization layer of the tested alloy

此外，从物理学角度来看，再结晶晶界迁移实际由扩散过程控制[17]。因此，通过EPMA点扫对不同应力下再结晶和原始基体区域进行元素分析，如表1所示。结果表明，再结晶区域中Al含量大于原始基体区域，而再结晶区域中W、Cr、Co含量小于原始基体区域。上述结果表明再结晶过程中Al元素向再结晶区域迁移，而W、Cr、Co元素向原始基体区域迁移。

表1 1200 ℃时不同应力下试验合金再结晶(RX)和原始基体(OM)区域中元素含量(质量分数，%)

为了更清晰地表征1200 ℃时不同应力下试验合金中元素的扩散行为，根据表1中数据计算元素分配系数，表达式为[19]：

(2)

式中：k为元素分配系数；CRX为再结晶区域中元素含量；COM为原始基体区域中元素含量。计算结果如图5所示，当k>1时，元素(Al)向再结晶区域扩散，而且分配系数越大，元素偏析程度越大；当k<1时，元素(W、Cr、Co)向原始基体区域扩散，而且分配系数越小，元素偏析程度越大。因此，元素偏析程度随着应力的增加而增大。

图5 1200 ℃时不同应力下试验合金的元素分配系数Fig.5 Element distribution coefficient of the tested alloy under different stresses at 1200 ℃

再结晶层厚度主要受形核后的生长阶段控制[20]。再结晶形核后，晶界通过向原始基体内部迁移使再结晶生长。再结晶生长速率可以表述为[21]：

v=PdM

(3)

式中：Pd为作用于再结晶晶界的压力；M为再结晶晶界迁移率。根据公式(3)可知，再结晶的生长速率分别与Pd和M成正比。Pd主要来自变形储存能，其随着应力的增加而增加，从而导致再结晶生长速率加快。另外，从图5中发现应力能够促进元素扩散，这是由于塑性变形区域能够形成大量位错，而位错可以作为元素的快速扩散通道，从而促进元素扩散[22]。因此，随着应力的增加，一方面能够推动再结晶晶界向原始基体快速迁移，而另一方面通过加快再结晶晶界两侧的元素扩散来推动晶界迁移，从而促使形成的再结晶层厚度逐渐增加。

此外，再结晶晶界迁移率M也决定着再结晶生长速率，可由Arrhenius关系式表示[23]：

(4)

式中：D0为扩散常数(7.5×10-4m2/s)[17]；b为柏氏矢量(0.36 nm)[24]；k为Boltzmann常数(1.38×10-23J/K)；Qb为晶界迁移激活能(290～300 kJ/mol)[17]；R为通用气体常数(8.314 J/(mol·K))；T为温度(K)。通过公式(4)计算获得再结晶晶界迁移率与温度之间的关系以及通过试验获得在不同应力下再结晶层厚度与温度之间的关系，如图6所示。结果表明，再结晶晶界迁移率随温度的升高而呈指数增加，这与再结晶层厚度的变化规律相符。而且试验合金再结晶层厚度的增长速率随着应力的增加而增大。这是由于再结晶的形成与γ′相有关，γ′相的溶解有助于再结晶生长，而未溶解的γ′相会阻碍再结晶晶界的迁移[25]。因此，随着温度的升高，γ′相的溶解速度加快，导致再结晶晶界迁移的阻力迅速减小，从而使形成的再结晶层厚度呈指数增长。Jo等[26]认为合金变形区域的变形储存能在加热过程中能够促进γ′相溶解。因此说明了应力能够进一步加快γ′相溶解的速度，使得再结晶层厚度的增长速率随着应力的增加而增大。

图6 试验合金再结晶晶界迁移率和再结晶层厚度与温度之间的关系Fig.6 Relationship between recrystallization grain boundary mobility and recrystallization layer thickness of the tested alloy and temperature

3 结论

1) 试验合金再结晶的形成与应力和温度密切相关。当施加的应力高于临界应力时才会产生再结晶，而低于临界应力则不会产生再结晶，并且再结晶临界应力随着温度的升高而降低。

2) 在相同温度下，应力的增加能够促进试验合金再结晶晶界两侧元素扩散，从而推动晶界快速迁移，导致形成的再结晶层厚度呈线性增加。

3) 在相同应力下，随着温度的升高，γ′相的溶解速度加快，导致再结晶晶界迁移的阻力迅速减小，从而使形成的再结晶层厚度呈指数增长。此外，应力也能够促进γ′相的溶解，导致试验合金再结晶层厚度的增长速率随着应力的增加而增大。