GH3536合金是一種鉻和鉬固溶強化且含鐵量較高的鎳基高溫合金，其抗氧化和耐腐蝕性能卓越，在900℃以下其冷熱成型性能和焊接性能良好[1,2]，是制造航空發(fā)動機燃燒室部件、擴散器、導向葉片、蜂窩結(jié)構(gòu)等部件的關(guān)鍵材料 GH3536合金的主要產(chǎn)品類型，有棒材、板材、帶材和箔材[3~5] 厚度大于1 mm的高溫合金型材稱為板材，厚度為0.1~0.8 mm的稱為帶材，厚度小于0.1 mm的稱為超薄材，后兩者合稱帶箔材 批量帶箔材(包括高溫合金帶箔材)可用精密軋制方法制備，能精確控制帶箔材的厚度尺寸和確保表面光潔度[6,7]

微米級金屬材料具有尺寸效應，其力學行為不能用常規(guī)尺寸材料的經(jīng)典理論解釋 Stolken等[8]發(fā)現(xiàn)，在鎳箔的拉伸實驗中呈現(xiàn)出“越小越弱”的特征，而在微彎曲實驗中則表現(xiàn)為“越小越強” Li等[9]在黃銅箔的單向拉伸過程中也觀察到“越小越強”的現(xiàn)象 Fu等[10]等研究鐵和純銅薄板時發(fā)現(xiàn)，隨著晶粒尺寸的減小Hall-Petch關(guān)系式的斜率降低 Lederer等[11]也發(fā)現(xiàn)，當厚度方向上只有一個或幾個晶粒時Hall-Petch關(guān)系不再成立 Sasawat等[12]認為，厚度和晶粒尺寸比是尺寸效應的決定因素，隨著厚度和晶粒尺寸比的變化材料的強度隨之變化 這表明，金屬帶箔材的再結(jié)晶和晶粒長大行為直接影響其力學性能 近年來，國內(nèi)外學者主要研究了熱處理對鎳基高溫合金的微觀結(jié)構(gòu)和力學性能的影響

軋制后的GH3536帶箔材強度高且塑性較差，不能直接進行沖壓成型 將其退火處理使其具有軟態(tài)性能，才能滿足后續(xù)工件精密沖壓成形的要求 但是，軟化退火后的帶箔材其性能分散性較大，難以滿足薄壁等結(jié)構(gòu)件性能穩(wěn)定性控制要求 而鎳基高溫合金的微觀組織是影響其力學性能的主要因素，特別是晶粒尺寸的作用尤為重要[13,14] 為了控制退火后的晶粒尺寸，必須掌握GH3536帶箔材在退火過程中的晶粒長大規(guī)律 鑒于此，本文使用光學顯微鏡、掃描電鏡等手段研究厚度為200、100、50 μm的三種GH3536帶箔材的再結(jié)晶與晶粒長大行為，以及晶粒尺寸、退火溫度、退火時間之間的關(guān)系

1 實驗方法

實驗用冷軋態(tài)GH3536合金帶箔材用多道次“冷軋+退火”工藝制備，厚度分別為200、100、50 μm 第一軋程從600 μm厚軋到400 μm，壓下率為33.3%，其余軋程的壓下率均為50%，軋程間的退火溫度為1100~1150℃ 這三種厚度的冷軋態(tài)GH3536帶箔材的化學成分列于表1

Table 1

表1

表1實驗用GH3536帶箔材的化學成分

Table 1Chemical composition of experimental GH3536 superalloy strip and foil (%, mass fraction)

Elements	C	Cr	Fe	W	Mn	Co	Mo	Ni
Content	0.073	21.57	17.76	0.67	0.37	1.72	8.77	Bal.

將三種厚度的GH3536帶箔材分別裁剪成截面尺寸為30 mm×20 mm的長方形，每種厚度的試樣共16組 將清洗后的各組試樣分別置于充氬氣的密封耐高溫石英管中，然后將其放入箱式電爐中退火，然后水冷 退火溫度分別為1050、1080、1100和1150℃，保溫時間分別為10、20、30和60 min

用X射線衍射儀(XRD)分析冷軋態(tài)和退火后的GH3536帶箔材的物相 為了便于觀察厚度方向的組織形貌，使用線切割將樣品加工成截面尺寸為5 mm×10 mm(長度方向)的長方形，將其鑲嵌、磨樣、拋光腐蝕后用Olympus GX51型金相顯微鏡(OM)觀察試樣的形貌 所用腐蝕劑為王水(濃度為36%~38%鹽酸和濃度為65%~68%硝酸以3:1比例混合)，腐蝕時間為7~10 min 根據(jù)GB/T 6394-2017《金屬平均晶粒度測量方法》，使用Image-Pro-Plus 6.0軟件統(tǒng)計退火后試樣的晶粒尺寸 為了保證精準度，每組試樣選8個視場，取其結(jié)果的平均值 用Merlin compact型掃描電鏡(SEM)二次電子像和背散射電子像觀察軋制態(tài)和退火后樣品的微觀組織，并用能譜儀(EDS) 分析析出相的成分 用1000#~2000#砂紙將退火后的試樣機械拋光，使其厚度約為50 μm，再用沖孔機將樣品沖成直徑為3 mm的透射電鏡樣品，用10%高氯酸酒精溶液雙噴腐蝕后在JEOL-2100F型透射電鏡(TEM)下觀察樣品的形貌

2 實驗結(jié)果

圖1給出了厚度分別為200、100和50 μm的GH3536軋制態(tài)的組織形貌 可以看出，在軋制過程中晶粒延軋向拉長，表面分布許多顆粒物 圖2和表2分別給出了厚度為200 μm的冷軋態(tài)試樣的微觀組織(SEM圖像)和SEM-EDS化學分析結(jié)果 可以看出，基體的Ni含量較高，而顆粒物的Mo含量較高

圖1



圖1不同厚度軋制態(tài)GH3536帶箔材的表面形貌

Fig.1Surface morphologies of cold-rolled state GH3536 superalloy strip and foil with thicknesses of 200 μm (a), 100 μm (b) and 50 μm (c)

圖2



圖2200 μm厚GH3536帶箔材的微觀結(jié)構(gòu)和SEM-EDS化學分析

Fig.2Microstructure (a) and chemical analysis of matrix (b) and precipitation (c) with SEM-EDS of GH3536 superalloy with a thickness of 200 μm

Table 2

表2

表2200 μm厚軋制態(tài)GH3536帶箔材基體和顆粒物的EDS分析結(jié)果

Table 2EDS analysis of matrix and particles on the GH3536 superalloy with a thickness of 200 μm (%, mass fraction)

Elements	Ni	Cr	Fe	Mo	C	W	Si
Matrix	45.5	22.0	18.1	6.7	6.7	0.8	0.2
Particle	19.1	16.4	8.0	41.3	11.2	3.2	0.9

圖3給出了三種厚度冷軋態(tài)GH3536帶箔材的XRD譜 從圖3可見，三種不同厚度的帶箔材的相均以面心立方晶體結(jié)構(gòu)的奧氏體相為主，但50 μm厚樣品的奧氏體衍射峰的寬度要略大于100 μm和200 μm厚的樣品 這表明，隨著變形程度的增大晶粒的應變隨之增大，晶格常數(shù)及錯配度增加，晶體的織構(gòu)加劇[15]

圖3



圖3不同厚度軋制態(tài)GH3536帶箔材的XRD譜

Fig.3XRD patterns of cold-rolled state GH3536 superalloy strip and foil with different thicknesses

圖4給出了厚度為200、100和50 μm的GH3536帶箔材在1050~1150℃保溫20 min后的金相組織 可以看出，退火溫度較低(1050℃)時厚度為200 μm的帶材其微觀組織與回復階段的相同，晶粒組織呈長線條狀，軋制變形的痕跡較為明顯；厚度為100 μm的帶材其微觀組織處于從回復向再結(jié)晶轉(zhuǎn)變的階段；而厚度為50 μm的箔材在1050℃完成再結(jié)晶過程并進入晶粒長大階段 退火溫度升高到1080℃厚度為200 μm的樣品其再結(jié)晶已經(jīng)啟動，并在晶界處生成了較為細小形狀不規(guī)則的再結(jié)晶晶粒，但是再結(jié)晶組織不均勻；厚度為50 μm的樣品中晶粒的形狀變成較為規(guī)則的等軸狀，并“吞食”周圍的細小晶粒而長大，晶粒組織較為均勻；而厚度為100 μm的樣品其晶粒組織變化介于上述兩者之間，部分晶粒開始向等軸晶轉(zhuǎn)變 在1150℃退火后三種厚度樣品的晶粒尺寸不斷增大，沿厚度方向只有2、3個晶粒，而厚度為50 μm的樣品甚至出現(xiàn)了“單層晶”[16]

圖4



圖4三種厚度的GH3536帶箔材在不同溫度退火后的金相組織

Fig.4Optical microstructures of GH3536 superalloy strip and foil annealing at 1050℃ (200 μm (a), 100 μm (b), 50 μm (c)), 1080℃ (200 μm (d), 100 μm (e), 50 μm (f)), 1100℃ (200 μm (g), 100 μm (h), 50 μm (i)), 1150℃ (200 μm (j), 100 μm (k), 50 μm (l))

圖5給出了不同厚度的GH3536帶箔材在1150℃退火20 min后的XRD譜 可以看出，與軋制態(tài)相比，退火后三種厚度的GH3536帶箔材其XRD譜中的奧氏體衍射峰寬度明顯減小，表明帶箔材因大變形產(chǎn)生的微觀應變得到了一定程度的恢復

圖5



圖5不同厚度GH3536帶箔材在1150℃保溫20 min后的XRD譜

Fig.5XRD patterns of GH3536 superalloy strip and foil annealed at 1150℃ for 20 min with different thicknesses

3 討論3.1 GH3536帶箔材的晶粒長大方程和晶粒長大的激活能

為了研究不同厚度的GH3536帶箔材中晶粒長大的規(guī)律，建立了GH3536帶箔材中奧氏體晶粒的長大模型 再結(jié)晶的極限晶粒尺寸[17]可表示

DL=Sc1γsurγb

(1)

其中，S為樣品的厚度，c1為常數(shù) 帶箔材中正常晶粒長大的極限尺寸，約為其厚度的2~3倍 本文測得的GH3536樣品的最大晶粒尺寸遠小于其晶粒正常長大的極限晶粒尺寸，因此選用描述等溫退火過程中晶粒尺寸的Beck模型[18]

D=Ktn

(2)

并對其加以驗證 式中D為平均晶粒尺寸(μm)；K為晶粒生長速率；n為晶粒長大指數(shù)；t為時間(s) 將 式(2)兩邊取對數(shù)，可得

lnD=lnK+nlnt

(3)

以lnt為橫坐標、lnD為縱坐標進行線性擬合，可畫出lnt-lnD折線圖(圖6) 圖6中各條直線的斜率，即為在不同退火條件下奧氏體晶粒的長大指數(shù)，表征奧氏體晶粒長大的驅(qū)動力 在1150℃退火后厚度為200 μm樣品的n值和厚度為100 μm樣品的n值明顯小于厚度為50 μm樣品的n值，表明前兩者的釘扎效應較強，奧氏體晶粒長大的阻力較大[19,20] 對圖6中的截距l(xiāng)nK進行指數(shù)運算可得K值，將斜率n和K代入 式(2)可得三種厚度GH3536箔帶材在1050~1150℃退火10~60 min的晶粒長大方程，其參數(shù)列于表3

圖6



圖6GH3536帶箔材的lnt-lnD折線圖

Fig.6Logarithmic plots of lnt-lnD of GH3536 superalloy strip and foil with thicknesses of 200 μm (a), 100 μm (b) and 50 μm (c)

Table 3

表3

表3GH3536帶箔材的晶粒長大方程

Table 3Grain growth equation of GH3536 superalloy strip and foil

Temperature / ℃	200 μm	100 μm	50 μm
1050	-	D=0.583t0.3387	D=0.736t0.2936
1080	D=0.761t0.3495	D=0.374t0.4241	D=0.732t0.3204
1100	D=1.412t0.2864	D=3.962t0.1477	D=1.348t0.2700
1150	D=22.88t0.1601	D=18.58t0.1724	D=4.871t0.2785

奧氏體晶粒的長大是一個熱激活和擴散的晶界遷移過程，可用Arrhenius方程描述 對此方程的兩邊取對數(shù)，即得到lnK與T的關(guān)系

lnK=lnA-Q/RT

(4)

已知lnK值和退火溫度T，則以1000/T為橫軸、lnK為縱軸畫圖，即可得到lnK-1000/T的線性關(guān)系，如圖7a、b和c所示 厚度為200 μm的厚樣品在1050℃退火后還處于回復階段而未發(fā)生再結(jié)晶，所以須排除1050℃的數(shù)據(jù)點重新擬合，擬合的結(jié)果如圖7d所示 根據(jù) 式(4)可得三種厚度GH3536帶箔材在1050~1150℃退火10~60 min的晶粒長大激活能，分別為Q200 μm=800.34 kJ/mol，Q100 μm=609.50 kJ/mol和Q50 μm=314.79 kJ/mol

圖7



圖7GH3536帶箔材的1000/T-lnK折線圖

Fig.7Logarithmic plots of 1000/T-lnK of GH3536 superalloy strip and foil with thicknesses of 200 μm (a), 100 μm (b) and 50 μm (c) annealed at 1050~1150℃ and with a thickness of 200 μm (d) annealed at 1080~1150℃

3.2 控制GH3536帶箔材再結(jié)晶和晶粒長大的主要因素3.2.1 變形程度對再結(jié)晶和晶粒長大的影響

用多道次冷軋工藝制備GH3536帶箔材，越薄樣品其變形越大 厚度最薄(50 μm)的樣品，在1050℃先完成再結(jié)晶且晶粒開始長大 其原因是，在GH3536帶箔材的軋制過程中，厚度為50 μm的樣品其變形量最大，較大的變形抗力使其內(nèi)部具有較大的形變儲能，降低了50 μm厚GH3536的再結(jié)晶開始溫度 從圖3可見，厚度為50 μm的樣品其奧氏體衍射峰的寬度最大，厚度為100 μm的樣品次之，厚度為200 μm的樣品最小 這也進一步表明，隨著變形程度的增大晶體的微觀應變增大、合金內(nèi)部儲能增加、其再結(jié)晶驅(qū)動力增大，使等溫退火時的再結(jié)晶速率提高 因此，在三種厚度的GH3536帶箔材中，厚度為50 μm的樣品最先發(fā)生再結(jié)晶，厚度為100 μm的樣品次之，厚度為200 μm的樣品再結(jié)晶最后 隨著變形程度的提高，再結(jié)晶驅(qū)動力的增大使晶粒長大的激活能降低 再結(jié)晶晶核的形核長大優(yōu)先發(fā)生在晶界的位錯、空位等缺陷，其變形程度越大，位錯、空位的數(shù)量就越多，可提供更多利于形核的位置；另一方面，位錯、空位等晶體缺陷處原子的引力較低，使得在再結(jié)晶和晶粒長大過程中克服原子引力消耗的能量較少，從而降低了晶粒長大的激活能 因此，三種厚度的GH3536樣品中，厚度為50 μm的樣品其晶粒長大激活能最小

3.2.2 析出相顆粒對再結(jié)晶和晶粒長大的影響

對于再結(jié)晶和晶粒長大，析出相顆粒的出現(xiàn)既可能促進也可能有阻礙作用，取決于基體中粒子的大小和分布[21~24] 在本文的實驗中，析出相顆粒的大小和分布主要受樣品的厚度和退火溫度的影響 圖8給出了在1050℃退火20 min后厚度為200、100、50 μm厚GH3536帶箔材的背散射電子像 可以看出，厚度不同的三種樣品中析出相的大小差別不大，而在析出相的數(shù)量與樣品的厚度之間存在一定的規(guī)律 厚度為200 μm的樣品其析出相最多，100 μm厚的樣品次之，50 μm厚樣品最少 這表明，厚度為50 μm的樣品在再結(jié)晶和晶粒長大過程中受到的阻礙作用小于厚度為200 μm和100 μm的樣品，需要克服的能量勢壘較小，晶粒長大激活能較小，晶粒更容易長大 如果樣品的厚度相同，則退火溫度是影響析出相顆粒的主要因素

圖8



圖8不同厚度GH3536帶箔材在1050℃退火后的背散射電子像

Fig.8BSE images of GH3536 superalloy with thick-nesses of 200 μm (a), 100 μm (b) and 50 μm (c) annealed at 1050℃

厚度為100 μm的樣品在1100℃退火時析出相彌散分布且顆粒較多(圖9a)，在1150℃退火溫度時析出相明顯減少(圖9b) 對在1100℃和1150℃退火厚度為100 μm的樣品中的析出相衍射斑進行標定，結(jié)果表明析出相為面心立方結(jié)構(gòu)的M6C型碳化物 數(shù)量較多的析出相對晶界的釘扎作用較強，阻礙退火孿晶界移動，從而抑制了再結(jié)晶過程 在1150℃退火后析出相數(shù)量大幅降低，使析出相對再結(jié)晶過程的抑制作用減弱，再結(jié)晶晶粒長大明顯 因此，在1150℃退火前較多的析出相顆粒對晶粒長大的抑制作用較為明顯，使晶粒只能有限地增大；而在1150℃退火后析出相很少，使其對晶粒長大的抑制作用減弱，因此晶粒的尺寸較大

圖9



圖9100 μm厚GH3536的TEM形貌和析出相的電子衍射圖

Fig.9TEM morphologies and the electron diffraction patterns of the precipitates of GH3536 superalloy with a thickness of 100 μm annealed at 1100℃ (a) and 1150℃ (b)

4 結(jié)論

(1) 冷軋態(tài)GH3536帶箔材的晶粒被軋長和破碎后呈線條狀，主相為γ相 在晶粒內(nèi)和晶界處析出的碳化物，主要為M6C

(2) GH3536帶箔材的晶粒尺寸隨退火時間的延長而增大 根據(jù)200、100和50μm厚GH3536帶箔材在1050~1150℃退火10~60 min的晶粒長大規(guī)律的動力學模型，可得到其晶粒長大激活能 隨著厚度的減小晶粒長大的激活能和再結(jié)晶能量勢壘減小，表明厚度小的GH3536晶粒更容易長大

(3)厚度小的GH3536帶箔材容易發(fā)生再結(jié)晶，因為冷軋變形使其形變儲能更高，再結(jié)晶驅(qū)動力更大，使再結(jié)晶開始溫度和晶粒長大激活能降低

(4) GH3536帶箔材中的析出相顆粒抑制其再結(jié)晶過程 在退火溫度相同的條件下，厚度最小的GH3536析出相數(shù)量最少，在晶粒長大過程中受到的阻礙作用最小，因此晶粒長大的激活能較低 隨著退火溫度的升高析出相的顆粒減少，對再結(jié)晶和晶粒長大的抑制作用減弱，再結(jié)晶晶粒的長大明顯

參考文獻

View Option 原文順序文獻年度倒序文中引用次數(shù)倒序被引期刊影響因子

[1]

Lai G Y.

An investigation of the thermal stability of a commercial Ni-Cr-Fe-Mo alloy (hastelloy alloy X)

[J]. Metall. Trans., 1978, 9A: 827

[本文引用: 1]

[2]

Aghaie-Khafri M, Golarzi N.

Forming behavior and workability of Hastelloy X superalloy during hot deformation

[J]. Mater. Sci. Eng., 2008, 486A: 641

[本文引用: 1]

[3]

Osada T, Nagashima N, Gu Y F, et al.

Factors contributing to the strength of a polycrystalline nickel-cobalt base superalloy

[J]. Scripta Mater., 2011, 64(9): 892

DOIURL [本文引用: 1]

[4]

Pollock T M, Tin S.

Nickel-based superalloys for advanced turbine engines: chemistry, microstructure and properties

[J]. J. Propul. Power., 2006, 22(2): 361

[5]

Williams J C, Starke E A.

Progress in structural materials for aerospace systems

[J]. Acta Mater., 2003, 51(19): 5775

DOIURL [本文引用: 1]

[6]

Chen W, Zhang Y, Ding Y, et al.

Size effect of tensile property for ultrathin 304 stainless steel

[J]. Int. J. Plast. Eng., 2014, 21(6): 71

[本文引用: 1]

[7]

Guo B, Zhou J, Shan D B, et al.

Size effects of yield strength of brass foil in tensile test

[J]. Acta Metall. Sin., 2008, 44(4): 419

[本文引用: 1]

[8]

St?lken J S, Evans A G.

A microbend test method for measuring the plasticity length scale

[J]. Acta Mater., 1998. 46(14): 5109

DOIURL [本文引用: 1]

[9]

Li H Z, Dong X H, Wang Q, et al.

Size effects of CuZn37 brass foil in microforming

[J]. Mater. Sci. Technol., 2011, 19(4): 15

[本文引用: 1]

李河宗, 董湘懷, 王 倩 等.

CuZn37黃銅板料微塑性成形中的尺寸效應研究

[J]. 材料科學與工藝, 2011, 19 (4):15

[本文引用: 1]

[10]

Fu H H, Benson D J, Meyers M A.

Analytical and computational description of effect of grain size on yield stress of metals

[J]. Acta Mater., 2001, 49(13): 2567

DOIURL [本文引用: 1]

[11]

Lederer M, Gr?ger V, Khatibi G, et al.

Size dependency of mechanical properties of high purity aluminium foils

[J]. Mater. Sci. Eng., 2010, 527A(3) : 590

[本文引用: 1]

[12]

Mahabunphachai S, Ko? M.

Investigation of size effects on material behavior of thin sheet metals using hydraulic bulge testing at micro/meso-scales

[J]. Int. J. Mach. Tools Manuf., 2008, 48(9): 1014

DOIURL [本文引用: 1]

[13]

James L A.

The effect of grain size upon the fatigue-crack propagation behavior of alloy 718 under hold-time cycling at elevated temperature

[J]. Eng. Fract. Mech., 1986, 25(3): 305

DOIURL [本文引用: 1]

[14]

Jiang R, Everitt S, Lewandowski M, et al.

Grain size effects in a Ni-based turbine disc alloy in the time and cycle dependent crack growth regimes

[J]. Int. J. Fatigue, 2014, 62: 217

DOIURL [本文引用: 1]

[15]

Zhao X Y, Liu Y, Wang Y, et al.

Recrystallization behaviors of 316L stainless steel fiber with different diameters

[J]. Mater. Sci. Eng. Powder Metall., 2013, 18(5): 631

[本文引用: 1]

趙秀云, 劉 詠, 王 巖 等.

不同絲徑316L不銹鋼纖維的再結(jié)晶行為

[J]. 粉末冶金材料科學與工程, 2013, 18(5): 631

[本文引用: 1]

[16]

Zhang C H, Xue S B, Xiao G Z, et al.

Research status of micron rare metal foil

[J]. Mater. Rep., 2020, 34(13): 13139

[本文引用: 1]

張聰惠, 薛少博, 肖桂枝 等.

微米級稀有金屬箔材研究現(xiàn)狀

[J]. 材料導報, 2020, 34(13): 13139

[本文引用: 1]

[17]

Humphreys F J, Hatherly M. Recrystallization and Related Annealing Phenomena [M].

Holland:

Elsevier, 1995: 2

[本文引用: 1]

[18]

Beck P A, Kremer J C, Demer L.

Grain growth in high purity aluminum

[J]. Phys. Rev. J. Arch., 1947, 71(8): 555

[本文引用: 1]

[19]

Hu H, Rath B B.

On the time exponent in isothermal grain growth

[J]. Metall. Mater. Trans., 1970, 1B: 3181

[本文引用: 1]

[20]

Palai P, Prabhu N, Hodgson P D, et al.

Grain growth and β-Mg17Al12 intermetallic phase dissolution during heat treatment and its impact on deformation behavior of AZ80 Mg-alloy

[J]. J. Mater. Eng. Perform., 2014, 23(1): 77

DOIURL [本文引用: 1]

[21]

Humphreys F J.

Particle stimulated nucleation of recrystallization at silica particles in nickel

[J]. Scripta Mater., 2000, 43(7): 591

DOIURL [本文引用: 1]

[22]

Nes E.

The effect of a fine particle dispersion on heterogeneous recrystallization

[J]. Acta Metall., 1976, 24(5): 391

DOIURL

[23]

McQueen H J, Evangelista E, Bowles J, et al.

Hot deformation and dynamic recrystallization of Al-5Mg-0.8Mn alloy

[J]. Metal. Sci., 1984, 18(8): 395

DOIURL

[24]

Humphreys F J.

The nucleation of recrystallization at second phase particles in deformed aluminium

[J]. Acta Metall., 1977, 25(11): 1323

DOIURL [本文引用: 1]

An investigation of the thermal stability of a commercial Ni-Cr-Fe-Mo alloy (hastelloy alloy X)

1

1978