引言
GH合金是以Nb、Mo为主要强化元素的固溶强化型镍基变形高温合金，在℃以下具有良好的持久性能、抗疲劳性能、抗氧化性能、抗腐蚀性能和力学性能，主要应用于燃气轮机、核动力设备、化工厂和海水专用设备的管道系统{1-4}。
目前，关于固溶处理对镍基高温合金组织和性能的影响，国内外同行已有一些研究，主要集中在最佳固溶处理工艺、[7]再结晶[8-12]、晶粒长大[13]、第二相的析出与回溶[19-20]及其对力学性能的影响[]等方面。由于GH合金无缝管材热挤压成形存在较大的变形抗力，所以需要合理的固溶处理工艺来溶解合金中的碳化物等析出相，获得单相奥氏体组织，消除冷热加工产生的应力，降低合金强度，提高加工塑性[21-23]。本工作采用OM、SEM、XRD、EDS、洛氏硬度计及数学模型拟合等手段，研究了固溶处理温度对GH合金热挤压管材的晶粒形貌、MC相的分布、断裂方式及力学性能的影响，综合分析其组织性能，进而获得最佳的固溶处理制度。
1实验
实验材料为GH合金热挤压管材，尺寸为φmm×18mm,主要化学成分见表1。
利用DK型线切割机在GH合金管材的1/3处取样若干，通过打磨和清洗去除毛刺、油污和其他脏物。对试样进行不同温度(℃、℃、℃、℃、℃、℃、℃、℃和℃)的固溶处理，保温1h,水冷。金相试样采用标准金相试样制备方法制备，腐蚀剂为HCl+HNO?+甘油的混合液(HCl、HNO?、甘油的体积比为3:1:1),通过ZEISS金相显微镜(OM)观察显微组织。采用FRC-3e型洛氏硬度计测量固溶处理前后各试样的硬度。利用EkN微机控制电子万能试验机对固溶处理前后试样进行室温拉伸实验，用型号为D8ADVANCE的X射线衍射仪检测样品的物相，而后用配置有牛津INCA能谱仪的型号为JSM-的场发射扫描电子显微镜(SEM)观察合金的显微组织和断口形貌。
2结果及讨论
2.1GH合金热挤压管材的原始组织与力学性能
图1为GH合金热挤压管材纵向外壁、中心、内壁与横向组织。从图1中可以看出，在晶界上存在析出的细小晶粒，说明合金中已存在部分再结晶；等轴晶组织的出现是因为发生了完全再结晶；组织中还存在大量的孪晶，呈板条状。因此，热挤压后的管材组织为部分再结晶的混晶组织。对比图1(a)、(b)和(c)发现，外壁层组织晶粒尺寸较中心部位小，这是因为热挤压时管外壁的变形量最大，温降比中心部位大，再结晶程度大。GH合金热挤压管材在热挤压过程中存在较大的挤压比，使得在热挤压过程中产生了较大的切应力，而孪生作为滑移不易进行时的补充，通常出现于滑移受阻而引起的应力集中区，所以合金管材中这种通过机械变形而产生的孪晶属于"变形孪晶”或者"机械孪晶"。最后，确定原始样组织晶粒度为7.2级(27μm)左右，硬度为90.5HRB,抗拉强度为MPa。
2.2固溶温度对GH合金热挤压管材组织的影响
2.2.1固溶温度对GH合金管材显微组织的影响
图2是经不同温度固溶处理后GH合金的微观组织。从图2中可以看出，组织均匀性和晶粒尺寸随着固溶温度的升高而变化，新生再结晶晶粒优先在畸变的原始晶粒的晶界和孪晶界位置形核长大，合金组织由刚开始的混晶组织逐渐转变为均匀的等轴晶组织；晶粒尺寸也随着固溶温度的升高而逐渐变大，尤其在℃,晶粒明显快速长大。当固溶温度升高到℃后，组织中出现大量的退火孪晶(见图2(e)箭头),这是因为在固溶处理过程中，晶粒伴随着晶界移动而生长时，原子层在晶界交角处()面上的堆垛顺序偶然错堆，就会出现孪晶界并随之在晶界交角处形成三种形态的退火孪晶。一种是晶界交角处的退火孪晶(见图2(i)箭头1),第二种是以相互平行的孪晶面为界横贯整个晶粒的退火孪晶(见图2(h)箭头2),第三种是一端终止于晶内的不完整退火孪晶(见图2(h)箭头3)。随着固溶温度的升高，退火孪晶逐渐长大，在孪晶厚度方向，孪晶板条数量以合并机制逐渐减少，板条逐渐扩宽；在孪晶长度方向，孪晶随晶界迁移而逐渐长大；孪晶长大后，部分宽板条的孪晶界面由于位错的运动而消失，孪晶数量开始逐渐减少。由此可以确定出两个温度，即晶粒粗化和退火孪晶大量出现时的固溶温度分别为℃和℃。
2.2.2固溶温度对GH合金管材组织析出相的影响
图3是经℃和℃固溶处理后GH合金的XRD分析结果。从图3中可以看出，合金组织中有Ni-Cr-Co-Mo相，晶格常数为a=0.nm,为基体γ相；合金中还存在(Nb,Ti)C和NbC相，晶格常数分别为a=0.nm和a=0.nm,属于立方结构，与GH合金典型析出相的结构和成分24进行对比，确定为MC型碳化物。由于合金中MC的含量相对于基体来说比较少，所以MC在XRD图谱上的衍射峰相对强度比较低。图4为不同热处理工艺下合金组织中碳化物的形态及能谱分析。从图4中可以看出，固溶态合金组织中的碳化物富含Nb元素，且随着固溶温度的升高，碳化物逐渐溶解或粗化，碳化物形态多以块状为主；合金中碳化物的分布不均匀，大部分碳化物沿晶界分布，只有少量碳化物在晶内析出。经过XRD、SEM和EDS分析可以确定GH合金热挤压管材固溶处理后组织晶界处析出的第二相为MC型NbC相，且在～℃都能观察到NbC相。
图5为固溶处理后GH合金的显微形貌，可以看出，组织中分布着大小不一的晶粒，在小晶粒的周围分布着晶界碳化物NbC,主要沿着晶界处弥散析出，析出的NbC对再结晶晶粒的生长起到钉扎的作用[25-27]。～℃是NbC大量存在的温度段，随着固溶温度的升高，元素的扩散速度加快，在基体中的溶解度升高，晶界处析出相逐渐回溶，合金中的碳化物颗粒也遵循Ostwald熟化机制进行不同程度的长大，即部分小颗粒溶解并伴有部分大颗粒的长大[28]。
当固溶温度达到℃时，析出相大量回溶，基体中只存在少量的NbC弥散分布；当固溶温度达到℃时，NbC析出相基本回溶。
2.2.3固溶温度对GH合金管材组织晶粒尺寸的影响
图6为固溶处理后GH合金试样纵截面的平均晶粒尺寸与固溶处理温度的关系。从图6中可以看出，固溶处理温度越高，合金的晶粒尺寸越大，晶粒度由固溶处理前的7～8级增加到固溶处理后的2～3级。合金晶粒尺寸的长大一般是在形变和固溶处理的作用下，通过部分再结晶或再结晶造成的晶界迁移来完成。但是当固溶温度在～℃范围内时，由于GH合金中众多的NbC相分布于晶粒晶界处，有效地钉扎住晶界，明显地抑制了晶粒的长大，所以晶粒长大速率基本稳定，平均晶粒尺寸由27μm增大到61μm。随着固溶温度的升高，碳化物数量减少，并且部分碳化物颗粒尺寸长大，其阻止晶界迁移的能力逐渐降低，晶粒明显粗化[2];当固溶温度达到℃时，NbC析出相大量回溶，晶界钉扎作用减弱，晶粒急剧长大，晶粒尺寸快速增至μm,较℃时长大近1倍，此时晶粒长大速度最大。从图2和图6的对比可以看出，在固溶处理过程中，晶粒的快速长大和晶界碳化物的大量回溶是相对应的，都在℃,说明NbC对晶粒生长的钉扎作用是影响GH合金晶粒长大的主要因素，且℃是合金组织变化较大的一个固溶温度点。
晶粒长大的主要驱动力是界面自由能的降低，由于界面迁移是通过原子克服一定位垒跳迁来完成，可视为热激活过程，所以温度对晶界迁移速度的影响显著[29]。在一定保温时间内，晶粒长大过程符合Arrhenius公式(式(1))[12],即：
式中：D为固溶温度下保温一定时间后的平均晶粒尺寸(μm);D。为材料原始平均晶粒尺寸(μm);A为指前因子；Q为晶粒长大激活能(kJ·mol-1);R为热力学气体常数；T为固溶处理温度(K)。将式(1)两边取对数值，则化简为(式(2)):
1将试验所测得的数据作In(D2-D)-图，对结果进行T线性拟合处理，结果如图7所示。
由图7可知，晶粒平均尺寸与固溶温度近似成反比例函数关系，并得出合金固溶温度与平均晶粒尺寸的函数关系满足式(3):
通过式(3)可计算出GH合金热挤压管材在固溶温度为～℃范围内的晶粒长大激活能为.01kJ/mol。
2.3固溶温度对GH合金热挤压管材力学性能的影响
图8是经不同温度固溶处理后GH合金热挤压管材的硬度和强度与温度的关系。从图8中可以看出，℃也是GH合金力学性能的一个转折点，随着固溶温度的升高，在～℃,合金的硬度、抗拉强度和屈服强度缓慢下降；当固溶温度超过℃时，硬度、抗拉强度和屈服强度的下降趋势明显增大。这是因为GH合金主要是靠固溶强化和沉淀强化，而晶界处大量的NbC消耗了Nb元素，Nb元素又是重要的固溶强化元素，所以当固溶温度在～℃时，固溶强化效果不好；由于NbC相的钉扎作用，有效地降低了再结晶后的晶粒尺寸，晶粒越细，晶界面积越大，晶界越曲折，越不利于裂纹的扩展，所以合金强度和硬度在这一阶段下降缓慢。当固溶温度高于℃时，合金中晶界处的NbC相大量回溶，晶粒尺寸快速变大，晶界强化作用减弱；根据Hall-Pecth公式，晶粒尺寸增大对屈服强度不利，且没有MC强化，基体强度也会下降，此时，晶粒尺寸对裂纹扩展速率的作用不明显，晶粒尺寸粗大，导致合金强度和硬度明显下降。
将GH合金的平均晶粒尺寸与硬度和强度值进行拟合，如图9所示，发现合金硬度和强度与平均晶粒尺寸平方根的倒数成线性关系，这一特征与Hall-Pecth关系式相似。结合固溶处理温度对晶粒尺寸和力学性能的影响可知：GH合金晶粒尺寸的变化规律与力学性能的变化规律相反，即固溶处理温度升高，合金晶粒尺寸增大，硬度和强度降低。在本实验条件下，晶界附近的NbC析出相在℃时大量回溶，晶粒急剧长大，合金的力学性能明显降低，因此GH合金热挤压管材适宜的固溶温度应在℃附近。
2.4固溶温度对GH合金热挤压管材断裂方式的影响
图10为GH合金在～℃下拉伸的宏观与微观断口形貌。从图10(a)中可以看出，合金断面呈暗灰色，由纤维区(图10(a)中A处)和剪切唇区(图10(a)中B处)组成。断口形貌分析表明，在合金热挤压过程中形成的孪晶对断口形貌没有明显的影响。这是由于在变形过程中孪晶界对位错运动虽有一定的阻碍作用，但位错通过孪晶界相对较易，应力不容易在孪晶界附近集中，裂纹也就不会在孪晶界附近形成[30]。微观断口形貌分析发现，断口中存在解理形态和韧窝的混合态，如图10(c)所示，断口部分区域呈结晶状，颜色较暗，可明显观察到裂纹和裂纹分叉(图10(c)箭头所指),是明显的脆性断裂特征。在图10(d)一(h)中发现，断口中分布着明显的撕裂痕和许多不同形状、大小和深浅的韧窝，其形状因应力状态而异，如断口纤维区部分的等轴韧窝(见图10(g)箭头)是在拉应力作用下形成的，而且韧窝中存在第二相粒子，第二相粒子与韧窝几乎是一一对应的，说明第二相粒子对韧窝的形核具有重要作用。随着固溶温度的升高，第二相析出物减少且晶粒粗化，韧窝中的第二相粒子依次减少，韧窝明显大而深邃，合金的塑性也提高(见表3)。当合金固溶温度超过℃时，拉伸断口基本以韧窝为主，断裂方式为韧性断裂。
表3不同温度固溶处理后的GH合金的延伸率
3结论
(1)GH合金热挤压管材组织中退火孪晶大量出现的固溶温度为℃。晶粒长大过程符合Arrhenius公式，晶粒长大激活能为.01kJ/mol。当固溶处理温度在～℃范围内时，晶界NbC相较多，对晶界的钉扎作用使得晶粒缓慢长大；当固溶温度超过℃时，NbC相大量回溶，晶粒急剧长大，且此时晶粒长大速度最快。NbC相对晶粒晶界的钉扎作用是影响固溶处理过程中GH合金晶粒长大的主要原因。
(2)GH合金晶粒尺寸的变化规律与力学性能的变化规律相反，即固溶处理温度升高，合金晶粒尺寸增大，硬度和强度降低。而℃是合金力学性能的一个转折点，在～℃,合金的硬度、抗拉强度和屈服强度缓慢下降；当固溶温度超过℃时，硬度、抗拉强度和屈服强度的下降趋势明显增大，且合金硬度和强度值符合Hall-Pecth关系式。
(3)在本实验条件下，晶界附近的NbC析出相在℃时大量回溶，晶粒急剧长大，合金的力学性能明显降低，说明GH合金热挤压管材的最佳固溶处理温度应在℃附近，这可以为实际加工工艺提供一定的理论依据。
(4)随着固溶温度的升高，固溶处理后GH合金断口韧窝中的第二相粒子减少，韧窝变得大而深邃，合金的塑性逐渐提高。当固溶温度超过℃时，GH合金的拉伸断口基本以韧窝为主，断裂方式为韧性断裂。