引言

GH3625合金是以Nb、Mo為主要強(qiáng)化元素的固溶強(qiáng)化型鎳基變形高溫合金，在650℃以下具有良好的持久性能、抗疲勞性能、抗氧化性能、抗腐蝕性能和力學(xué)性能，主要應(yīng)用于燃?xì)廨啓C(jī)、核動力設(shè)備、化工廠和海水專用設(shè)備的管道系統(tǒng){1-4}。

目前，關(guān)于固溶處理對鎳基高溫合金組織和性能的影響，國內(nèi)外同行已有一些研究，主要集中在最佳固溶處理工藝、[7]再結(jié)晶[8-12]、晶粒長大[13]、第二相的析出與回溶[19-20]及其對力學(xué)性能的影響[]等方面。由于GH3625合金無縫管材熱擠壓成形存在較大的變形抗力，所以需要合理的固溶處理工藝來溶解合金中的碳化物等析出相，獲得單相奧氏體組織，消除冷熱加工產(chǎn)生的應(yīng)力，降低合金強(qiáng)度，提高加工塑性[21-23]。本工作采用OM、SEM、XRD、EDS、洛氏硬度計(jì)及數(shù)學(xué)模型擬合等手段，研究了固溶處理溫度對GH3625合金熱擠壓管材的晶粒形貌、MC相的分布、斷裂方式及力學(xué)性能的影響，綜合分析其組織性能，進(jìn)而獲得最佳的固溶處理制度。

1?實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為GH3625合金熱擠壓管材，尺寸為φ159mm×18 mm,主要化學(xué)成分見表1。

利用DK7735型線切割機(jī)在GH3625合金管材的1/3處取樣若干，通過打磨和清洗去除毛刺、油污和其他臟物。對試樣進(jìn)行不同溫度(910℃、940℃、970℃、1000℃、1030℃、1060℃、1090℃、1120℃和1150℃)的固溶處理，保溫1h,水冷。金相試樣采用標(biāo)準(zhǔn)金相試樣制備方法制備，腐蝕劑為HCl+HNO?+甘油的混合液(HCl、HNO?、甘油的體積比為3:1:1),通過ZEISS金相顯微鏡(OM)觀察顯微組織。采用FRC-3e型洛氏硬度計(jì)測量固溶處理前后各試樣的硬度。利用E45100 kN微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)對固溶處理前后試樣進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，用型號為D8ADVANCE的X射線衍射儀檢測樣品的物相，而后用配置有牛津INCA能譜儀的型號為JSM-6700的場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察合金的顯微組織和斷口形貌。

2?結(jié)果及討論

2.1 GH3625合金熱擠壓管材的原始組織與力學(xué)性能

圖1為GH3625合金熱擠壓管材縱向外壁、中心、內(nèi)壁與橫向組織。從圖1中可以看出，在晶界上存在析出的細(xì)小晶粒，說明合金中已存在部分再結(jié)晶；等軸晶組織的出現(xiàn)是因?yàn)榘l(fā)生了完全再結(jié)晶；組織中還存在大量的孿晶，呈板條狀。因此，熱擠壓后的管材組織為部分再結(jié)晶的混晶組織。對比圖1(a)、(b)和(c)發(fā)現(xiàn)，外壁層組織晶粒尺寸較中心部位小，這是因?yàn)闊釘D壓時管外壁的變形量最大，溫降比中心部位大，再結(jié)晶程度大。GH3625合金熱擠壓管材在熱擠壓過程中存在較大的擠壓比，使得在熱擠壓過程中產(chǎn)生了較大的切應(yīng)力，而孿生作為滑移不易進(jìn)行時的補(bǔ)充，通常出現(xiàn)于滑移受阻而引起的應(yīng)力集中區(qū)，所以合金管材中這種通過機(jī)械變形而產(chǎn)生的孿晶屬于"變形孿晶”或者"機(jī)械孿晶"。最后，確定原始樣組織晶粒度為7.2級(27μm)左右，硬度為90.5HRB,抗拉強(qiáng)度為893 MPa。

2.2?固溶溫度對GH3625合金熱擠壓管材組織的影響

2.2.1?固溶溫度對GH3625合金管材顯微組織的影響

圖2是經(jīng)不同溫度固溶處理后GH3625合金的微觀組織。從圖2中可以看出，組織均勻性和晶粒尺寸隨著固溶溫度的升高而變化，新生再結(jié)晶晶粒優(yōu)先在畸變的原始晶粒的晶界和孿晶界位置形核長大，合金組織由剛開始的混晶組織逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆虻牡容S晶組織；晶粒尺寸也隨著固溶溫度的升高而逐漸變大，尤其在1120℃,晶粒明顯快速長大。當(dāng)固溶溫度升高到1030℃后，組織中出現(xiàn)大量的退火孿晶(見圖2(e)箭頭),這是因?yàn)樵诠倘芴幚磉^程中，晶粒伴隨著晶界移動而生長時，原子層在晶界交角處(111)面上的堆垛順序偶然錯堆，就會出現(xiàn)孿晶界并隨之在晶界交角處形成三種形態(tài)的退火孿晶。一種是晶界交角處的退火孿晶(見圖2(i)箭頭1),第二種是以相互平行的孿晶面為界橫貫整個晶粒的退火孿晶(見圖2(h)箭頭2),第三種是一端終止于晶內(nèi)的不完整退火孿晶(見圖2(h)箭頭3)。隨著固溶溫度的升高，退火孿晶逐漸長大，在孿晶厚度方向，孿晶板條數(shù)量以合并機(jī)制逐漸減少，板條逐漸擴(kuò)寬；在孿晶長度方向，孿晶隨晶界遷移而逐漸長大；孿晶長大后，部分寬板條的孿晶界面由于位錯的運(yùn)動而消失，孿晶數(shù)量開始逐漸減少。由此可以確定出兩個溫度，即晶粒粗化和退火孿晶大量出現(xiàn)時的固溶溫度分別為1120℃和1030℃。

2.2.2?固溶溫度對GH3625合金管材組織析出相的影響

圖3是經(jīng)910℃和1090℃固溶處理后GH3625合金的XRD分析結(jié)果。從圖3中可以看出，合金組織中有Ni-Cr-Co-Mo相，晶格常數(shù)為a=0.361 nm,為基體γ相；合金中還存在(Nb,Ti)C和NbC相，晶格常數(shù)分別為a=0.443 nm和a=0.447 nm,屬于立方結(jié)構(gòu)，與GH3625合金典型析出相的結(jié)構(gòu)和成分24進(jìn)行對比，確定為MC型碳化物。由于合金中MC的含量相對于基體來說比較少，所以MC在XRD圖譜上的衍射峰相對強(qiáng)度比較低。圖4為不同熱處理工藝下合金組織中碳化物的形態(tài)及能譜分析。從圖4中可以看出，固溶態(tài)合金組織中的碳化物富含Nb元素，且隨著固溶溫度的升高，碳化物逐漸溶解或粗化，碳化物形態(tài)多以塊狀為主；合金中碳化物的分布不均勻，大部分碳化物沿晶界分布，只有少量碳化物在晶內(nèi)析出。經(jīng)過XRD、SEM和EDS分析可以確定GH3625合金熱擠壓管材固溶處理后組織晶界處析出的第二相為MC型NbC相，且在910～1150℃都能觀察到NbC相。

圖5為固溶處理后GH3625合金的顯微形貌，可以看出，組織中分布著大小不一的晶粒，在小晶粒的周圍分布著晶界碳化物NbC,主要沿著晶界處彌散析出，析出的NbC對再結(jié)晶晶粒的生長起到釘扎的作用[25-27]。910～1090 ℃是NbC大量存在的溫度段，隨著固溶溫度的升高，元素的擴(kuò)散速度加快，在基體中的溶解度升高，晶界處析出相逐漸回溶，合金中的碳化物顆粒也遵循Ostwald熟化機(jī)制進(jìn)行不同程度的長大，即部分小顆粒溶解并伴有部分大顆粒的長大[28]。

當(dāng)固溶溫度達(dá)到1120℃時，析出相大量回溶，基體中只存在少量的NbC彌散分布；當(dāng)固溶溫度達(dá)到1150 ℃時，NbC析出相基本回溶。

2.2.3?固溶溫度對GH3625合金管材組織晶粒尺寸的影響

圖6為固溶處理后GH3625合金試樣縱截面的平均晶粒尺寸與固溶處理溫度的關(guān)系。從圖6中可以看出，固溶處理溫度越高，合金的晶粒尺寸越大，晶粒度由固溶處理前的7～8級增加到固溶處理后的2～3級。合金晶粒尺寸的長大一般是在形變和固溶處理的作用下，通過部分再結(jié)晶或再結(jié)晶造成的晶界遷移來完成。但是當(dāng)固溶溫度在910～1090℃范圍內(nèi)時，由于GH3625合金中眾多的NbC相分布于晶粒晶界處，有效地釘扎住晶界，明顯地抑制了晶粒的長大，所以晶粒長大速率基本穩(wěn)定，平均晶粒尺寸由27μm增大到61μm。隨著固溶溫度的升高，碳化物數(shù)量減少，并且部分碳化物顆粒尺寸長大，其阻止晶界遷移的能力逐漸降低，晶粒明顯粗化[2];當(dāng)固溶溫度達(dá)到1120℃時，NbC析出相大量回溶，晶界釘扎作用減弱，晶粒急劇長大，晶粒尺寸快速增至100μm,較1090℃時長大近1倍，此時晶粒長大速度最大。從圖2和圖6的對比可以看出，在固溶處理過程中，晶粒的快速長大和晶界碳化物的大量回溶是相對應(yīng)的，都在1120℃,說明NbC對晶粒生長的釘扎作用是影響GH3625合金晶粒長大的主要因素，且1120 ℃是合金組織變化較大的一個固溶溫度點(diǎn)。

晶粒長大的主要驅(qū)動力是界面自由能的降低，由于界面遷移是通過原子克服一定位壘跳遷來完成，可視為熱激活過程，所以溫度對晶界遷移速度的影響顯著[29]。在一定保溫時間內(nèi)，晶粒長大過程符合Arrhenius公式(式(1))[12],即：

式中：D為固溶溫度下保溫一定時間后的平均晶粒尺寸(μm);D。為材料原始平均晶粒尺寸(μm);A為指前因子；Q為晶粒長大激活能(kJ·mol-1);R為熱力學(xué)氣體常數(shù)；T為固溶處理溫度(K)。將式(1)兩邊取對數(shù)值，則化簡為(式(2)):

1將試驗(yàn)所測得的數(shù)據(jù)作In(D2-D)-圖，對結(jié)果進(jìn)行T線性擬合處理，結(jié)果如圖7所示。

由圖7可知，晶粒平均尺寸與固溶溫度近似成反比例函數(shù)關(guān)系，并得出合金固溶溫度與平均晶粒尺寸的函數(shù)關(guān)系滿足式(3):

通過式(3)可計(jì)算出GH3625合金熱擠壓管材在固溶溫度為910～1150℃范圍內(nèi)的晶粒長大激活能為208.01 kJ/mol。

2.3?固溶溫度對GH3625合金熱擠壓管材力學(xué)性能的影響

圖8是經(jīng)不同溫度固溶處理后GH3625合金熱擠壓管材的硬度和強(qiáng)度與溫度的關(guān)系。從圖8中可以看出，1120℃也是GH3625合金力學(xué)性能的一個轉(zhuǎn)折點(diǎn)，隨著固溶溫度的升高，在930～1120℃,合金的硬度、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度緩慢下降；當(dāng)固溶溫度超過1120 ℃時，硬度、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的下降趨勢明顯增大。這是因?yàn)镚H3625合金主要是靠固溶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化，而晶界處大量的NbC消耗了Nb元素，Nb元素又是重要的固溶強(qiáng)化元素，所以當(dāng)固溶溫度在930～1120℃時，固溶強(qiáng)化效果不好；由于NbC相的釘扎作用，有效地降低了再結(jié)晶后的晶粒尺寸，晶粒越細(xì)，晶界面積越大，晶界越曲折，越不利于裂紋的擴(kuò)展，所以合金強(qiáng)度和硬度在這一階段下降緩慢。當(dāng)固溶溫度高于1120 ℃時，合金中晶界處的NbC相大量回溶，晶粒尺寸快速變大，晶界強(qiáng)化作用減弱；根據(jù)Hall-Pecth公式，晶粒尺寸增大對屈服強(qiáng)度不利，且沒有MC強(qiáng)化，基體強(qiáng)度也會下降，此時，晶粒尺寸對裂紋擴(kuò)展速率的作用不明顯，晶粒尺寸粗大，導(dǎo)致合金強(qiáng)度和硬度明顯下降。

將GH3625合金的平均晶粒尺寸與硬度和強(qiáng)度值進(jìn)行擬合，如圖9所示，發(fā)現(xiàn)合金硬度和強(qiáng)度與平均晶粒尺寸平方根的倒數(shù)成線性關(guān)系，這一特征與Hall-Pecth關(guān)系式相似。結(jié)合固溶處理溫度對晶粒尺寸和力學(xué)性能的影響可知：GH3625合金晶粒尺寸的變化規(guī)律與力學(xué)性能的變化規(guī)律相反，即固溶處理溫度升高，合金晶粒尺寸增大，硬度和強(qiáng)度降低。在本實(shí)驗(yàn)條件下，晶界附近的NbC析出相在1120℃時大量回溶，晶粒急劇長大，合金的力學(xué)性能明顯降低，因此GH3625合金熱擠壓管材適宜的固溶溫度應(yīng)在1120 ℃附近。

2.4?固溶溫度對GH3625合金熱擠壓管材斷裂方式的影響

圖10為GH3625合金在910～1150 ℃下拉伸的宏觀與微觀斷口形貌。從圖10(a)中可以看出，合金斷面呈暗灰色，由纖維區(qū)(圖10(a)中A處)和剪切唇區(qū)(圖10(a)中B處)組成。斷口形貌分析表明，在合金熱擠壓過程中形成的孿晶對斷口形貌沒有明顯的影響。這是由于在變形過程中孿晶界對位錯運(yùn)動雖有一定的阻礙作用，但位錯通過孿晶界相對較易，應(yīng)力不容易在孿晶界附近集中，裂紋也就不會在孿晶界附近形成[30]。微觀斷口形貌分析發(fā)現(xiàn)，斷口中存在解理形態(tài)和韌窩的混合態(tài)，如圖10(c)所示，斷口部分區(qū)域呈結(jié)晶狀，顏色較暗，可明顯觀察到裂紋和裂紋分叉(圖10(c)箭頭所指),是明顯的脆性斷裂特征。在圖10(d)一(h)中發(fā)現(xiàn)，斷口中分布著明顯的撕裂痕和許多不同形狀、大小和深淺的韌窩，其形狀因應(yīng)力狀態(tài)而異，如斷口纖維區(qū)部分的等軸韌窩(見圖10(g)箭頭)是在拉應(yīng)力作用下形成的，而且韌窩中存在第二相粒子，第二相粒子與韌窩幾乎是一一對應(yīng)的，說明第二相粒子對韌窩的形核具有重要作用。隨著固溶溫度的升高，第二相析出物減少且晶粒粗化，韌窩中的第二相粒子依次減少，韌窩明顯大而深邃，合金的塑性也提高(見表3)。當(dāng)合金固溶溫度超過1120℃時，拉伸斷口基本以韌窩為主，斷裂方式為韌性斷裂。

表3?不同溫度固溶處理后的GH3625合金的延伸率

3?結(jié)論

(1)GH3625合金熱擠壓管材組織中退火孿晶大量出現(xiàn)的固溶溫度為1030℃。晶粒長大過程符合Arrhenius公式，晶粒長大激活能為208.01 kJ/mol。當(dāng)固溶處理溫度在910～1120 ℃范圍內(nèi)時，晶界NbC相較多，對晶界的釘扎作用使得晶粒緩慢長大；當(dāng)固溶溫度超過1120℃時，NbC相大量回溶，晶粒急劇長大，且此時晶粒長大速度最快。NbC相對晶粒晶界的釘扎作用是影響固溶處理過程中GH3625合金晶粒長大的主要原因。

(2)GH3625合金晶粒尺寸的變化規(guī)律與力學(xué)性能的變化規(guī)律相反，即固溶處理溫度升高，合金晶粒尺寸增大，硬度和強(qiáng)度降低。而1120 ℃是合金力學(xué)性能的一個轉(zhuǎn)折點(diǎn)，在930～1120℃,合金的硬度、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度緩慢下降；當(dāng)固溶溫度超過1120℃時，硬度、抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的下降趨勢明顯增大，且合金硬度和強(qiáng)度值符合Hall-Pecth關(guān)系式。

(3)在本實(shí)驗(yàn)條件下，晶界附近的NbC析出相在1120℃時大量回溶，晶粒急劇長大，合金的力學(xué)性能明顯降低，說明GH3625合金熱擠壓管材的最佳固溶處理溫度應(yīng)在1120℃附近，這可以為實(shí)際加工工藝提供一定的理論依據(jù)。

(4)隨著固溶溫度的升高，固溶處理后GH3625合金斷口韌窩中的第二相粒子減少，韌窩變得大而深邃，合金的塑性逐漸提高。當(dāng)固溶溫度超過1120℃時，GH3625合金的拉伸斷口基本以韌窩為主，斷裂方式為韌性斷裂。