热处理对激光定向能量沉积GH5188钴基合金微观组织与力学性能的影响

Effects of Heat Treatment on Microstructure and Mechanics Properties of GH5188 Co-based Alloys Fabricated by Laser Directed Energy Deposition

摘要

采用激光定向能量沉积（LDED）工艺制备了GH5188合金，研究了不同固溶处理温度对沉积层微观组织及力学性能的影响规律。结果表明，沉积态组织主要呈现外延生长的粗大柱状晶，基体为γ-Co相，晶界处富集M₂₃C₆共晶碳化物；固溶处理促进了溶质元素的偏聚，为再结晶提供了额外的形核位点，从而加速了再结晶过程并实现了晶粒细化；同时，沿晶界分布的粗大不规则γ-Co/M₂₃C₆共晶相被细化为弥散分布的颗粒状析出相，有效增强了沉淀强化效应。经1180 ℃保温1 h处理后，LDED成形GH5188合金获得了良好的强塑性匹配，极限抗拉强度和延伸率分别达到了857 MPa和42%。固溶处理能够有效改善沉积态组织中晶粒粗大及析出相分布不均的问题，从而提高LDED成形GH5188合金的力学性能。

Abstract

GH5188 alloys were fabricated by LDED， and different heat treatments were subsequently applied to enhance the mechanics performance of LDED-fabricated （LDEDed） samples. The LDEDed GH5188 alloys exhibited a predominantly coarse columnar grain structure， with γ-Co matrix and M₂₃C₆ eutectic carbides distributed at the grain boundaries. The solution treatment promoted the segregation of solute elements， which acted as new nucleation sites and facilitated recrystallization as well as grain refinement. In addition， the initially coarse and irregular γ-Co/M₂₃C₆ eutectic phases enriched at grain boundaries were refined into finely dispersed particle-like precipitates， thereby strengthening the precipitation hardening effects. An excellent strength-ductility balance of LDEDed GH5188 alloys with an ultimate tensile strength of 857 MPa and an elongation of 42% is attained after solution treatment（1180 °C-1 h）. These results demonstrate that solution treatment effectively alleviates the coarse grain structure and uneven distribution of precipitates inherent to the LDEDed GH5188 alloys， thereby enhancing the overall mechanics performances.

Graphical abstract

关键词

激光定向能量沉积 / GH5188钴基合金 / 固溶处理 / 微观组织 / 力学性能

Key words

laser directed energy deposition（LDED） / GH5188 co-based alloy / solution treatment / microstructure / mechanics property

0 引言

GH5188是一种固溶强化型钴基高温合金，主要含有Co、Cr、Ni等合金元素，在高达1095 ℃的温度下仍表现出优异的抗蠕变、抗氧化性和强度^［1］，因此被广泛应用于航空发动机热端部件、燃气轮机及高温结构件^［2］。然而由于该类合金熔点高且在高温下仍保持较高硬度，因此通常被认为是典型的难加工材料。随着航空航天工业的快速发展，GH5188合金构件的设计难度不断提高，同时产品更新周期不断缩短，这对传统制造工艺提出了严峻挑战。

激光定向能量沉积（laser directed energy deposition， LDED）因其成形效率高、材料利用率高以及能够制造复杂整体结构等优势，近年来在先进制造领域受到广泛关注，推动了航空航天等领域的发展^［3-5］。然而，LDED成形GH5188合金在快速、非平衡凝固及定向热梯度条件下，只能形成以柱状晶和枝晶为特征的特殊组织，凝固条件随工艺参数变化而发生改变，进而影响材料的成形质量以及晶粒形貌、枝晶形态和元素偏析等微观组织特征。因此，如何调控LDED成形GH5188合金的微观组织，并保证其在复杂服役环境下的可靠性，仍然是制约其工程化应用的关键挑战。

LDED成形GH5188合金的力学性能与其微观组织特征密切相关，主要包括晶粒形貌与尺寸，枝晶结构，元素偏析行为以及析出相的类型、尺寸和分布特征等。对激光增材制造合金进行热处理可有效调控其微观组织，从而提高材料的综合力学性能。目前，针对LDED成形GH5188合金及其热处理研究相当有限，相关工作主要集中于激光粉末床熔融（laser powder bed fusion， LPBF）成形GH5188合金及其热处理研究。YANG等^［6］发现固溶处理（solution treatment， ST）可通过溶解碳化物并促进晶粒再结晶，提高LPBF成形GH5188合金的抗拉强度（1060 MPa）、屈服强度（538.6MPa）及延伸率（49.8%）。相比之下，时效处理（aging treatment， AT）对晶粒形貌的影响较小，在提高抗拉强度的同时会牺牲合金的延伸率。而固溶时效处理（solution-aging treatment， SAT）可通过完全再结晶与晶粒长大等方式提高合金的塑性（延伸率达51.2%），同时保持较高的强度。上述研究表明，热处理在调控激光增材制造钴基高温合金微观组织方面具有关键作用，热处理温度、碳化物析出行为与力学性能之间存在密切关联关系。然而，尽管关于钴基高温合金热处理效应的研究已较为丰富，但现有文献主要集中于传统制造工艺或LPBF成形工艺，相比之下，对于LDED制备的高温钴基合金，尤其是GH5188合金，其热处理行为及微观组织演化机制仍缺乏系统而深入的研究。虽然再结晶、晶粒长大、碳化物溶解与再析出等热处理基本冶金机制具有一定共性，但不同制造工艺所赋予材料的初始组织特征存在一定的差异，从而导致其热处理响应规律并不完全相同。相较于LPBF，LDED具有更大的熔池尺寸、更高的热输入以及更明显的层间热累积效应，因而更易形成粗大柱状晶、晶界偏析及连续分布的共晶相。对于GH5188这类钴基高温合金，上述组织特征会进一步影响固溶处理过程中再结晶行为、晶界演化及析出相重构规律，因此，有必要开展进一步研究，以建立适用于LDED成形GH5188合金的可靠热处理工艺规范。

本文以LDED成形GH5188合金为研究对象，系统开展不同固溶处理温度（1140 ℃、1180 ℃和1220 ℃）下的微观组织特征研究。通过扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）及透射电子显微镜（TEM）等多种表征手段，对不同温度固溶处理前后的微观组织演化进行详细分析，同时，对不同状态试样的力学性能（包括显微硬度和拉伸性能）进行测试，探讨微观组织变化对力学性能的影响规律。

1 实验方法

1.1 激光定向能量沉积（LDED）工艺

激光定向能量沉积实验流程如图1a所示。所用GH5188合金粉末由辽宁冠达新材料有限公司提供，其名义成分（质量分数）分别为：w（Ni）=22%、w（Cr）=22%、w（W）=14%、w（C）=0.1%、w（La）=0.05%、w（Mn）=1.25%、w（Si）=1.25%、w（Fe）=3%，其余为Co。该粉末采用真空气雾化法制备，粉末颗粒呈球形、内部致密无孔，粒径分布范围为50~150 μm。在LDED成形前，将粉末置于真空干燥箱中80 ℃下干燥10 h，以去除残余水分。为进一步改善粉末流动性，又在真空条件下于100±10 ℃进行4 h的二次干燥处理。以尺寸为150 mm×150 mm×20 mm的GH5188合金板材作为基板。为提高激光吸收率，基板上表面依次采用180号和400号砂纸进行打磨处理，随后在乙醇和丙酮中进行超声清洗。

LDED成形系统主要由激光系统、送粉装置、数控运动平台以及充氩保护舱体组成。成形过程中工艺参数设置如下：激光功率2200 W，扫描速度10 mm/s；送粉速率控制在10~15 g/min，激光光斑直径4 mm。为保证相邻道间具有足够的搭接量，搭接率设置为50%。相邻层之间的层高增量（层厚）设定为1.1 mm。沉积过程中，激光束在基板表面形成熔池，GH5188粉末在氩气载气作用下，通过同轴送粉喷嘴输送至熔池内，并在其中熔化、凝固成形。激光头安装于机械臂上，并沿预设轨迹运动，在基板表面逐道形成沉积轨迹。扫描策略采用双向S形扫描方式，如图1b所示。为防止沉积过程中粉末氧化，整个成形过程在高纯氩气保护气氛中进行，腔体内氧气体积分数控制在0.02%以下，水蒸气体积分数控制在0.05%以下。拉伸试验用试样及其几何尺寸如图1c所示。

1.2 固溶处理

鉴于LDED过程中快速非平衡凝固所导致的合金元素在基体中的过饱和状态及明显元素偏析特征，本文在设计固溶处理制度时予以重点考虑。LDED成形试样分别在电阻炉中于1140 ℃、1180 ℃和1220 ℃保温1 h进行固溶处理，随后进行水淬，具体工艺如图1d所示。

1.3 微观组织表征

金相试样依次采用不同规格SiC砂纸打磨并抛光，使用稀释王水溶液进行腐蚀，其配比为15 mL HCl、5 mL HNO₃和10 mL无水乙醇。微观组织观察采用光学显微镜（OM，ZEISS Axio Observer Z1M）和扫描电子显微镜（SEM，JSM-7800F）。电子背散射衍射（EBSD）测试在JSM-7900F（JEOL，日本）上进行，加速电压为20 kV，步长为5 μm，采集频率为325 Hz。采用配备CCD成像系统的透射电子显微镜（TEM，JEM-2100 HR，JEOL，日本）对析出相进行表征。析出相的化学成分通过能谱分析仪（EDS，GENESIS 2000 XM 30T）进一步分析。

1.4 力学性能测试

维氏显微硬度采用HV-1000型硬度计进行测试，加载质量为300 g，保载时间为10 s。在试样表面随机选取10个位置进行压痕测试，并取其平均值作为最终结果。拉伸试样沿横向（transverse direction， TD）采用线切割加工。单轴拉伸试验在岛津AGS-X-10 kN电子万能试验机上进行，采用位移控制方式，加载速率为0.5 mm/min。每组试样均进行3次重复试验以保证结果统计的可靠性，并取其平均值进行分析。拉伸断口形貌采用SEM进行观察与分析。

2 实验结果

2.1 工艺参数优化

图2展示了不同激光功率和扫描速度条件下GH5188合金单道成形试样的金相（OM）图。在该工艺窗口内可划分出四个典型区域。在蓝色区域内，熔道成形质量较好，孔隙数量较少，且孔径较小、分布均匀，试样整体致密性较高。红色区域中孔隙数量有所增加，但总体致密度仍保持在较高水平。相比之下，在紫色区域内，孔隙数量增加，局部甚至出现较大孔洞或穿孔缺陷。该类缺陷主要源于激光功率P与扫描速度v之间的不匹配。当激光功率较小而扫描速度较大时，激光与粉末的相互作用时间缩短，熔池形成不足且稳定性较差，易导致未熔粉末卷入以及孔隙缺陷的产生^［7］。在恒定送粉速率（2 r/min）条件下，粉末对热量的吸收进一步降低了熔池温度，造成未熔粉末残留及夹杂缺陷的形成。在橙色区域内，可观察到熔道塌陷、熔道轮廓模糊以及熔道之间缺乏清晰熔合界面等现象，局部区域甚至未形成连续有效的沉积轨迹。该类缺陷主要由过高的扫描速度引起。线能量密度（E_L）是影响单道LDED成形行为的关键参数之一，它对熔池形成、致密化行为、孔隙生成等具有重要影响作用，其计算公式为

E_{\mathrm{L}}=\frac{P}{v}（1）

单道成形质量与线能量密度之间具有密切相关性。当线能量密度处于200~220 J/mm范围内时，单道熔道表现出最佳成形性，可获得致密度最高的试样。基于该结果，在后续实验中选取P=2200 W、v=10 mm/s作为最优工艺参数组合，以制备高质量试样用于进一步研究。

2.2 XRD分析

图3展示了沉积态及分别经1140 ℃、1180 ℃和1220 ℃固溶处理试样的XRD衍射图谱。所有试样均检测到面心立方结构（FCC）的γ-Co奥氏体相。由于LDED过程中存在快速凝固特征，高温稳定的γ-Co相得以保留至室温。根据标准卡片PDF#15-0806（γ-Co），各特征衍射峰分别对应于（111）晶面（2θ=44.216°）、（200）晶面（2θ=51.522°）、（220）晶面（2θ=75.853°）和（311）晶面（2θ=92.224°）。随着固溶处理温度的升高，（111）和（200）晶面衍射峰的半高宽（full width at half maximum，FWHM）呈现出先增大后减小的变化趋势。根据Debye-Scherrer公式^［8］

D=\frac{K\lambda }{\beta \mathrm{c}\mathrm{o}\mathrm{s}\theta }（2）

式中：D为晶粒尺寸；K为Scherrer常数；λ为X射线波长；θ为对应衍射峰的布拉格角；β为衍射峰的半高宽。

FWHM与晶粒尺寸成反比关系。随着固溶处理温度的升高，衍射峰半高宽在1180 ℃之前逐渐增大，而在更高温度下则明显减小，表明固溶处理引起的晶粒细化程度呈现先增强后减弱的变化趋势。进一步对XRD图谱进行分析发现，所有试样的主衍射峰均向较高的2θ角方向发生轻微偏移，其中在1140 ℃和1180 ℃固溶处理条件下峰位偏移更为明显，而在1220 ℃时该偏移减弱。该峰位偏移主要归因于γ-Co基体状态受固溶处理过程中元素固溶与碳化物演化的共同影响。

2.3 微观组织分析

图4展示了LDED成形GH5188合金的典型组织形貌。其晶粒形貌主要受温度梯度（G）与冷却速率（R）之比的影响^［9］。在上部区域，由于热源直接作用于该区域，该区域较高的温度梯度促进了晶粒择优生长，最终形成以柱状晶为主的组织特征（图4a~图4c）。中部区域由于热量累积和多层热循环作用，局部凝固条件发生变化，原有柱状晶逐渐向等轴晶转变，形成明显的组织过渡区（图4d）。在层间界面处，受温度梯度突变影响，晶粒取向发生调整，并呈现拉长柱状晶特征（图4e）。此外，孔隙缺陷的形成主要归因于快速凝固过程阻碍了熔池中气体的及时逸出（图4f）。底部区域靠近基板，散热条件较强，组织仍以沿构建方向生长的柱状晶为主，但局部区域可见等轴晶夹杂及裂纹缺陷（图4h~图4i）。

对沉积态和固溶处理态试样的显微组织进行EBSD表征，结果如图5所示。沉积态主要以柱状晶为主，表现出明显的｛100｝取向。说明晶粒沿成形方向定向生长，织构特征较强。经1140 ℃固溶处理后，柱状晶形貌总体仍得以保留，但局部晶界模糊并出现亚晶界，表明材料发生了一定程度的回复，平均晶粒尺寸降至117.69 μm。随着固溶温度升高至1180 ℃，大量等轴晶形成，平均晶粒尺寸进一步细化至82.45 μm，同时织构强度明显减弱，晶粒取向趋于随机化，说明该条件下组织重构最为充分。继续升温至1220 ℃后，晶粒发生明显长大，局部出现异常长大现象，组织中再次出现拉长的柱状晶特征，平均晶粒尺寸增至122.02 μm。结果表明，固溶处理温度对GH5188合金的晶粒形貌、尺寸及织构演化具有显著影响，其中1180 ℃更有利于实现晶粒细化和织构弱化。

图6展示了沉积态和固溶处理态试样晶界取向差角分布特征。沉积态中晶界以低角度晶界（LAGBs）为主，这主要与快速定向凝固过程中形成的粗大柱状晶形貌有关，导致材料内部呈现出显著的织构特征。当固溶处理温度为1140 ℃时，显微组织发生了一定程度的回复及有限的再结晶过程，高角度晶界（HAGBs）比例略有增加，但整体仍以LAGBs为主，表明此温度下晶粒重构程度有限，原有柱状晶尚未被完全破坏。当固溶温度升高至1180 ℃时，晶界取向差角分布在约60°附近出现明显峰值，表明材料中发生了广泛的再结晶行为^［10］。结合大量等轴晶的形成，说明该温度下组织重构较为充分，晶粒取向趋于随机化。

图7展示了沉积态和固溶处理态试样的核平均取向差（kernel average misorientation， KAM）分布。KAM值反映了晶粒内部局部取向偏差程度，通常与局部取向梯度、晶格畸变及位错累积密切相关。在1140~1220 ℃的固溶处理温度范围内，沉积态及经1140 ℃、1180 ℃和1220 ℃固溶处理试样的平均KAM值分别为0.33、0.30、0.23和0.37，表明随着固溶温度的升高，取向偏差呈现出先降低后升高的变化趋势。KAM的演化可用于定量表征几何必需位错（geometrically necessary dislocations， GNDs）的密度，其本质来源于晶粒内部为协调取向梯度而引入的位错结构^［11］。因此，KAM分布不仅能够反映晶格畸变程度，还可间接揭示不同热处理条件下材料内部塑性变形不均匀性及位错演化行为。平均KAM值与GND密度之间的关系可表示为

{\rho }_{\mathrm{G}\mathrm{N}\mathrm{D}}=\frac{\mathrm{2}{a}_{\mathrm{K}\mathrm{A}\mathrm{M}}}{\mu b}（3）

式中：a_KAM为平均KAM值；μ为EBSD步长，5 μm；b为柏氏矢量大小，2.35×10^-10 m。

由上述关系式计算得到沉积态试样的GND密度为9.804×10¹² m{}^{-\mathrm{2}}。经1140 ℃、1180 ℃和1220 ℃固溶处理试样的GND密度分别为8.912×10¹² m^-2、6.833×10¹² m^-2和1.099×10¹³ m^-2。

1180 ℃固溶处理降低了材料内部的GND密度，相比之下，尽管1220 ℃具有更高的处理温度，但该条件下发生了异常晶粒长大，导致粗大晶粒内部位错重新积聚，使部分晶格应变得以保留，进而降低了组织的均匀性，从而反映出较高的GND密度。

2.4 相组成

图8展示了沉积态及固溶处理态试样的析出相形貌特征。从图8a中可观察到沿晶界连续分布的析出相，析出相主要以连续膜状形貌存在。通过EDS点分析发现，析出相区域中Cr元素明显富集，经1140 ℃固溶处理后，晶界处的碳化物由连续膜状转变为不连续的条带状（图8b）。当固溶温度进一步提高至1180 ℃时，晶界处的大部分析出相发生溶解，并在后续过程中重新析出为细小且均匀弥散分布的颗粒（图8c）。当固溶温度提高至1220 ℃时，碳化物的析出行为发生了明显变化，如图8d所示，析出相的数量明显减少，其尺寸进一步细化。在如此高的温度下，晶界和晶内的碳化物几乎完全溶解，大量Cr原子重新固溶进入基体，形成高度过饱和的固溶体。在随后的快速冷却过程中，尽管析出形核增多，但由于Cr扩散能力受限，析出相难以充分长大，最终形成尺寸更小、分布更加弥散的细小碳化物。

为进一步分析析出相特征，对试样进行了TEM表征。图9展示了GH5188合金在沉积态及经1180 ℃固溶处理后析出相的典型特征。可以观察到，碳化物区域内呈现出明显的层状组织特征。其中，深色区域中C、W和Cr元素富集，而Co和Ni元素贫化；相比之下，灰色区域则表现出相反的元素分布趋势。固溶处理主要改变了析出相的形貌与尺寸，但并未引起其元素分布的本质变化。这表明所观察到的组织特征属于共晶组织，由富Cr、W的粗大初生碳化物（深色区域）以及由Co基固溶体（灰色区域）与富Cr、W碳化物（深色区域）的共晶结构组成。由于Cr与C之间具有更强的化学亲和力，钴基合金中的碳化物通常以富Cr碳化物为主，然而，由于GH5188合金中W含量较高（约13.2%），因此同样观察到了富W碳化物的析出现象。

对析出相进一步分析，如图10a所示，通过选区电子衍射（SAED）和高分辨透射（HRTEM）图确认该组织为Cr₂₃C₆/γ-Co共晶结构。这类共晶组织在LDED成形过程中通常沿晶界形成，局部可观察到孪晶特征。孪晶结构能够有效抑制位错滑移，从而产生强化作用，并进一步提高原始材料的强度-塑性匹配性能。如图10b所示，经1180 ℃固溶处理后，该共晶组织发生了演化。高温条件促进了溶质元素的扩散与溶解，使原先粗大的共晶相发生部分溶解。在随后的冷却过程中，细小析出相以弥散析出的方式重新形成，其尺寸减小至约200 nm，且分布更加均匀，不再局限于晶界区域，改善了合金的组织均匀性。

2.5 力学性能

图11展示了沉积态及固溶处理态试样在横向（TD）上的显微硬度分布。沉积态GH5188合金的显微硬度为239.77HV±7.74HV。经1140 ℃固溶处理后，显微硬度小幅提升至246.86HV±7.97HV，较沉积态提高了约2.96%。当固溶温度升高至1180 ℃时，显微硬度进一步提高至262.69HV±8.48HV，对应的提高幅度为9.56%。然而，当固溶温度继续升高至1220 ℃时，显微硬度反而下降至237.07HV±7.65HV，较沉积态降低约0.8%。上述结果表明，1180 ℃固溶处理对LDED成形GH5188合金的硬度提高效果最佳。

在TD方向上，经1180 ℃固溶处理试样的极限抗拉强度（UTS）较沉积态提高了10.55%，同时延伸率（EL）仅降低了3.21%。表明在强度提高的同时，塑性的降低幅度较小，延伸率仍高于40%。具体而言，1140 ℃固溶处理试样的UTS（828.15 MPa）较沉积态（774.95 MPa）提高了6.86%，而EL（36.12%）较沉积态（44.81%）降低了8.69%。1220 °C固溶处理试样的UTS提高了3.45%（774.95 MPa变为801.69 MPa），而EL降低了2.28%（44.81%变为42.53%）。结果表明，沉积态GH5188合金表现出较高的塑性，但强度不足，固溶处理改善了其强度-塑性匹配，并促进了性能向各向同性方向的发展。

图12展示了沉积态及固溶处理态试样在横向（TD）方向上的工程应力-应变曲线，并汇总了屈服强度（YS）、极限抗拉强度（UTS）和延伸率（EL）。

为揭示沉积态和固溶处理态试样的断裂行为，对其断口形貌进行了分析，如图13所示。图13a、图13b展示了沉积态及经1140 °C固溶处理试样在横向（TD）上的断口形貌。沉积态试样的断口主要由细长的撕裂棱和解理台阶构成，呈现出典型的脆性断裂特征。相比之下，经1140 ℃固溶处理试样表现出明显的颈缩现象，断口表面可观察到大量韧窝，并伴随较长的撕裂棱，表明其塑性变形能力有所改善。图13c、图13d展示了经1180 ℃和1220 ℃固溶处理后试样的断口形貌。1220 ℃固溶处理试样的断口以较小尺寸的撕裂棱为主，同时分布有大量韧窝；而1180 ℃固溶处理试样则表现出典型的颈缩特征，其断口表面仅存在少量微孔。断口韧窝数量明显增多且分布均匀，未观察到明显的解理断裂特征。因此在1180 ℃固溶处理条件下，合金主要以韧性断裂方式失效，其断裂模式相较沉积态试样发生了明显转变^［12］。

3 讨论

3.1 微观组织演变机制

图14给出了微观组织演变机制。在LDED成形过程中，熔池内形成非均匀的温度分布，其中心区域温度较高，而边缘区域温度较低。这种热分布特征导致极大的冷却速率和明显的温度梯度，从而对凝固行为产生强烈影响。在此热力学条件下，晶粒主要沿温度梯度方向（通常垂直于扫描路径）生长，形成贯穿熔池底部至顶部的柱状晶结构。在柱状晶内部，枝晶进一步沿相同的生长方向取向生长^［13-14］。多层沉积过程中反复经历的热循环进一步强化了晶粒的择优取向和织构形成。

Cr在合金中的扩散系数较小且固溶度有限，在沉积制造过程中易发生晶界偏析。此外，极大的冷却速率（可达10⁴~10⁶ K/s）限制了熔池内溶质元素的重新分配，从而进一步加剧了元素的偏析，尤其是Cr、W和C易在晶界处富集，这为共晶组织的形成提供了有利条件。由于晶界是异质形核优选点，γ-Co与M₂₃C₆易在晶界处以共晶形式优先析出，同时，细长且分布稀疏的柱状枝晶对γ-Co/M₂₃C₆共晶相的生长阻碍作用有限，因此，在快速凝固条件下，上述因素共同作用导致连续膜状析出物的形成。

高温固溶处理过程中，持续输入的热能激活了材料内部的再结晶与显微组织重构过程^［15］，原先粗大的柱状晶逐渐演变为均匀分布的等轴晶。这一转变主要由回复与再结晶机制所驱动：原始组织中较高的位错密度及亚晶界被逐步消除，在位错密度较高区域内优先形成新晶粒的再结晶晶核。同时，高温条件下晶界迁移能力增强，有利于晶粒的均匀长大。再结晶形成的晶粒取向以随机分布为主，削弱了柱状晶所形成的强织构特征，使整体织构强度明显降低。该过程中实现的晶粒细化与取向随机化提高了材料的各向同性和组织稳定性。

此外，热能的输入促进了溶质元素在基体中的充分扩散与重新分配，使原有共晶相发生溶解，并在随后的冷却过程中以更加稳定的形貌在晶内或晶界重新析出^［16］。由于高温条件下发生了充分的再结晶并形成了大量等轴晶，新生成的晶界为γ-Co/M₂₃C₆共晶相提供了更多的异质形核点，因此，共晶相不再以连续膜状形态生长，而是以细小、弥散的块状或颗粒状形式存在，从而降低了组织脆化的风险。

3.2 力学性能强化机理

试样的力学性能受多种因素共同影响，包括晶粒形貌、尺寸、生长取向以及织构强度等，其主要强化机制包括位错强化、固溶强化、析出强化以及细晶强化。经固溶处理后，合金的力学性能得到提高，这一强化效果来源于多种微观结构调控机制的协同作用。

首先，高温条件下诱发的再结晶细化了晶粒，并大幅增加了晶界数量。随着温度的升高，Cr、W等元素在基体中的扩散能力增强。原本沿晶界连续分布的γ-Co/M₂₃C₆共晶相逐渐溶解，并以更加细小、弥散的形式在晶内重新析出。这些析出相能够有效钉扎位错运动，从而产生析出强化效应。此外，合金元素的重新分配提高了强化元素在基体中的固溶度，形成更加稳定的固溶体结构，从而增强了固溶强化效应。再结晶过程还削弱了沉积态中固有的强织构特征，使晶粒取向趋于随机化，降低了各向异性，并改善了材料的强塑性匹配。材料的屈服强度主要受晶粒尺寸、晶界密度以及位错运动阻力等因素的共同控制。根据Hall–Petch关系式^［17］，细晶强化强度（{\sigma }_{\mathrm{g}}）对屈服强度的贡献可表示为

{\sigma }_{\mathrm{g}}={\kappa }_{\mathrm{y}}{d}_{\mathrm{m}}^{-\mathrm{1}/\mathrm{2}}（4）

其中，{\kappa }_{\mathrm{y}}为钴基高温合金的Hall–Petch系数，其取值范围为710~750 MPa·μm^1/2，在本文计算中取710 MPa·μm^1/2；d_{\mathrm{m}}为平均晶粒尺寸或一次枝晶臂间距。根据该关系式，屈服强度（YS）与晶粒尺寸成反比关系。在沉积态试样中，平均晶粒尺寸为131.92 μm，对应的晶界强化贡献约为61.82 MPa。经1180 ℃固溶处理后，晶粒尺寸细化至82.45 μm，晶界强化贡献提高至78.19 MPa。然而，沉积态试样的屈服强度（411.7 MPa）仍高于固溶处理试样的屈服强度（392.3 MPa）。这一差异主要源于沉积态试样中的柱状晶组织，其晶粒优先生长于成形方向。强织构意味着大量晶粒沿“软取向”排列（即FCC合金中的｛001｝〈100〉滑移体系），当加载方向偏离该滑移方向时，位错运动将受到阻碍^［18］。需要指出的是，较高的屈服强度并不必然意味着更优的显微组织，高强度状态往往伴随着脆性增加及较高的残余应力水平。随着固溶温度的升高，晶粒细化程度的提高与织构强度的降低呈现出一致的变化趋势，从而进一步增强了晶界强化效应。

当细化后的晶粒在外加载荷作用下发生变形时，塑性变形能够分散到更多晶粒中，降低应力集中程度，减少非均匀变形行为。由于等轴晶能够容纳更大的晶粒旋转和塑性变形，在拉伸过程中有助于抑制裂纹扩展，从而提高材料的强度^［19］，因此，1180 °C固溶处理有效提高了合金的极限抗拉强度。晶粒形貌向等轴形态的转变同时促进了合金元素在基体中的均匀溶解。这些高度弥散分布的共晶相有效阻碍了位错运动，从而在提高强度的同时兼顾了材料的塑性。固溶强化的贡献主要取决于基体中溶质元素的浓度，固溶强化强度（\mathrm{\Delta }{\sigma }_{\mathrm{s}\mathrm{s}}）贡献可表示为

\mathrm{\Delta }{\sigma }_{\mathrm{s}\mathrm{s}}=AG{({\sum }_i{\alpha }_i^{\mathrm{2}}{C}_i)}^{\mathrm{1}/\mathrm{2}}（5）

式中：A为经验常数，对于FCC合金通常取0.04~0.1，本文取0.05；G为γ-Co的剪切模量，约为75 GPa；C_i为γ基体中元素i的原子浓度；{\alpha }_i为元素i的固溶强化系数。

溶质元素在基体中的含量越高，它对固溶强化的贡献越突出。EDS分析结果表明，经过固溶处理后，粗大、不规则且呈连续分布的析出相体积分数明显降低，而Cr、W等元素更多地溶解进入基体，从而增强了固溶强化效应。基于Labusch复合模型的计算结果显示，在1180 ℃固溶处理条件下（Cr、Ni、W、Mo的原子百分数分别为29.56%、22.23%、4.46%、0.10%），基体成分对应的固溶强化贡献约为26.5 MPa。由于Cr和W的原子半径大于Co的原子半径，因此其固溶进入γ-Co基体后会引起明显的晶格畸变，阻碍位错运动并提高材料强度。此外，固溶处理后形成的细小且弥散分布的γ-Co/M₂₃C₆共晶析出相有效抑制Cr和W在晶界处的富集以及连续膜状析出物的形成。

为进一步定量评估各类强化机制对屈服强度的协同贡献，引入综合强化关系式：

\mathrm{\Delta }{\sigma }_{\mathrm{y}}=\mathrm{\Delta }{\sigma }_{\mathrm{0}}+\mathrm{\Delta }{\sigma }_{\mathrm{g}}+\mathrm{\Delta }{\sigma }_{\mathrm{s}\mathrm{s}}+\mathrm{\Delta }{\sigma }_{\mathrm{p}\mathrm{p}\mathrm{t}}（6）

式中：\mathrm{\Delta }{\sigma }_{\mathrm{y}}为屈服强度；\mathrm{\Delta }{\sigma }_{\mathrm{0}}为基体的本征强度；\mathrm{\Delta }{\sigma }_{\mathrm{p}\mathrm{p}\mathrm{t}}为析出强化的贡献。

对于γ-Co–Cr–Ni–W型FCC高合金，其室温下的经验取值范围通常为200~280 MPa，经1180 ℃固溶处理后，沿晶界连续膜状分布的共晶相被有效溶解，并转变为弥散分布于基体内部的细小颗粒，然而，这些析出相的尺寸仍明显大于可被位错切割的临界尺寸（20~30 nm），表明析出相与位错之间的主导相互作用机制为Orowan绕过机制。Orowan强化项可表示为

\mathrm{\Delta }{\sigma }_{\mathrm{p}\mathrm{p}\mathrm{t}}=M\frac{\mathrm{0.4}Gb}{\lambda }\mathrm{l}\mathrm{n}(\frac{r}{b})\lambda =\frac{\mathrm{\pi }r}{\mathrm{2}\sqrt[]{f}}-\mathrm{2}r（7）

其中，M为Taylor因子，用于描述单晶与多晶之间的取向平均关系，反映晶体学取向分布对滑移阻力的影响。对于FCC金属，M通常取3.0~3.06G，G取值与前文一致；对于γ-Co，b取值为0.25 nm；λ表示有效位错间距；f为碳化物的体积分数，通过SEM分析计算约为2%；r为碳化物颗粒的平均直径，约为350 nm。将上述参数代入Orowan方程，可得到析出强化贡献（\mathrm{\Delta }{\sigma }_{\mathrm{p}\mathrm{p}\mathrm{t}}）约为52 MPa。综上，1180 °C固溶处理后合金屈服强度的提升可视为多种强化机制协同作用的结果：再结晶诱导的晶粒细化提供了主要的结构强化贡献；固溶于基体中的合金元素引入晶格畸变，进一步阻碍了位错运动；而细小弥散分布的γ-Co/M₂₃C₆碳化物颗粒则通过Orowan绕过机制作为有效的位错钉扎点，共同实现了材料强度的提升。

与沉积态相比，经1180°C固溶处理后的试样表现出更高的抗拉强度，但延伸率略有降低，体现了典型的“强度-塑性权衡效应（strength–ductility trade-off effect）”^［20］。沉积态合金具有较高的延伸率（44.80%），这主要归因于柱状晶内部高密度位错及亚结构在塑性变形过程中对外加应力的有效耗散。然而，沿晶界连续分布的γ-Co/M₂₃C₆共晶相易于充当裂纹扩展通道，从而限制了抗拉强度的进一步提高。在不同固溶处理条件下，γ-Co/M₂₃C₆共晶相的形貌与分布发生了变化，并被认为是决定钴基合金强度–塑性匹配的关键因素之一。沉积态中共晶相主要沿晶界连续析出，形成相互连通的薄弱界面网络。在塑性变形过程中，γ-Co基体与碳化物之间的界面失配导致碳化物周围出现明显的位错堆积，进而产生严重的局部应力集中，这些区域成为裂纹萌生与扩展的优先位置。尽管这种连续的共晶网络在变形初期可在一定程度上抑制位错滑移，从而对屈服强度的提高有所贡献，但在随后的塑性变形阶段却极易诱发裂纹的快速扩展。这种行为限制了材料的承载能力，导致其抗拉强度相对较低。另一方面，这类脆性的共晶结构同时提供了一种“早期损伤机制”，在一定程度上抑制了基体中大规模塑性流动，这是沉积态试样仍然表现出较高延伸率（44.80%）的原因。

1180 ℃的固溶处理促进了连续共晶相的断裂与溶解，这类脆性共晶结构在随后的冷却过程中重新析出为细小且弥散分布的颗粒。该类γ-Co/M₂₃C₆颗粒均匀分布于晶界及晶内，相较于沉积态的γ-Co/M₂₃C₆颗粒尺寸减小且间距增大，从而作为有效的位错钉扎点，增强了合金的析出强化效应^［21］。位错在其周围受到明显约束，滑移路径变得更加曲折复杂，提高了材料的承载能力，使抗拉强度提高（较沉积态提高10.55%）。与此同时，断裂模式由沿连续弱界面的沿晶断裂逐渐转变为穿晶断裂，这是因为裂纹扩展过程受到基体阻力的抑制，然而，由于碳化物周围仍然存在位错塞积现象，材料的塑性略有下降（延伸率降低3.21%）。因此，共晶相的弥散化在仅以较小塑性损失为代价的情况下，实现了以强度提高为主导的综合力学性能改善，在调控强度-塑性匹配关系中发挥了关键作用。

4 结论

本文采用激光定向能量沉积（LDED）技术制备了GH5188合金，并进行了不同温度（1140、1180、1220 ℃）固溶处理。对沉积态及固溶处理态试样进行了系统的微观组织分析、显微硬度及拉伸性能测试。主要结论如下：

1）沉积态组织由底部到顶部呈现出平面晶、胞状晶、柱状晶和等轴晶依次演变的显微组织特征，该演变主要受温度梯度影响。整体组织以粗大柱状晶为主，并沿〈100〉方向表现出明显的择优取向。

2）经固溶处理后，γ-Co/M₂₃C₆共晶相的形貌与分布发生了变化。沉积态中共晶相主要沿晶界连续析出。1180° C固溶处理促进了连续共晶结构的断裂与溶解，并在随后的冷却过程中以细小弥散颗粒的形式重新析出。这些γ-Co/M₂₃C₆颗粒均匀分布于晶界及晶内，尺寸明显减小、间距增大。

3）1180 ℃固溶处理试样的极限抗拉强度达到了857 MPa，较沉积态提高了10.55%，而延伸率达到了42%，较沉积态仅下降了3.21%，实现了强度与塑性的良好匹配。

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基金资助

国家重点研发计划(2023YFB4606000)

国家自然科学基金(52305469)