鎳基單晶高溫合金具有優良的高溫力學性能，被廣泛應用于航空發動機和地面燃氣輪機的熱端部件，其發展水平已成為衡量一個國家材料發展水平的重要標志之一[1,2]。隨著高溫合金難熔元素含量的增加以及單晶葉片形狀復雜程度的提高，單晶鑄件出現缺陷(包括取向偏離、雀斑、雜晶、小角度晶界、條紋晶、再結晶等)的幾率也不斷增加[3,4]。小角度晶界是單晶高溫合金及葉片的重要缺陷，它一方面可降低單晶的力學性能[5,6,7,8,9,10,11]，另一方面又嚴重影響單晶鑄件的合格率。

國內外針對小角度晶界的形成機制開展了大量工作。Napolitano和Schaefer[12]提出小角度晶界形成的convergence-fault模型，該模型認為，由于緣板位置朝不同方向生長的枝晶凝固條件的差異，取向發生變化，進而在枝晶的匯聚位置形成小角度晶界。Wang等[13]通過元胞自動機有限差分(CAFD)模型模擬發現，下凹的固/液界面導致緣板位置枝晶匯聚生長。英國羅羅公司和帝國理工大學[14,15,16]采用實驗與數值模擬相結合的方法，研究了籽晶法單晶生長的工藝過程，發現小角度晶界的形成與固/液界面形狀密切相關。

Newell等[15]研究發現，枝晶穩態生長過程中產生的取向差較小(平均約2°)，而非穩態生長過程中，枝晶的取向呈現積累性變化，取向差可達6°。Siredey等[17]認為，穩態生長時，枝晶取向變化的原因是γ'相析出產生的熱機械應力導致枝晶塑性變形。Newell等[18]認為糊狀區枝晶的塑性變形可能是引發枝晶取向積累性變化的原因。Bogdanowicz等[19]認為馬賽克枝晶結構導致二次枝晶不可能完全垂直于一次枝晶生長，從而使得從該二次枝晶發展的三次枝晶改變了生長方向，進而形成小角晶界。此外，凝固過程中枝晶間的對流也可能導致枝晶變形從而引發枝晶晶體取向的變化[20,21]。

綜上所述，小角度晶界的形成與枝晶變形導致枝晶的取向偏離有關。但是，關于枝晶變形的原因卻是說法不一。而且小角度晶界不止是一般定義的10°以內的晶界，而是擴展到甚至15°以內的晶界[22]。對于先進的單晶高溫合金葉片，特別是大尺寸燃機葉片，由于其形狀、結構復雜，尺寸較大，在定向凝固過程中不可避免地將產生小角度晶界[23]。一般認為航空發動機單晶葉片中小角度晶界的容限為6°左右，而大型燃機單晶葉片中的小角晶界則很難控制在6°以內。大尺寸單晶葉片遠離定向凝固激冷端的小角度晶界等缺陷的有效控制，是大型單晶葉片安全使用的核心問題[24]。在去除了晶界強化元素的單晶高溫合金中，晶界更是葉片高溫服役過程中的薄弱環節。鑒于此，本工作研究了大尺寸單晶葉片制備過程中小角度晶界的形成與演化過程，旨在一方面了解大尺寸單晶高溫合金葉片小角度晶界的形成機制，另一方面探索小角度晶界形成與尺寸的聯系，對大尺寸單晶高溫合金葉片中小角度晶界的控制具有重要意義。

實驗所用材料為鎳基單晶高溫合金。首先通過真空感應爐熔煉母合金，然后切取約15 kg的母合金棒。通過高梯度液態金屬冷卻(liquid metal cooling，LMC)定向凝固爐制備大尺寸單晶葉片，葉片最大長度達到460 mm。使用電火花線切割垂直于凝固方向(葉片縱向)，在大尺寸單晶葉片上距離起始位置不同高度處的三角形擴展區(70 mm)、榫頭(140 mm)、葉身(400 mm)位置截取約10~20 mm厚的樣品，用于觀察枝晶組織和小角晶界形貌，取樣位置如圖1所示。同時，在上述位置切取約2 mm厚的樣品，用于觀察小角度晶界的取向差、晶粒取向等。

將上述形貌觀察的樣品經機械研磨、拋光和化學腐蝕后，制備金相樣品。選用的化學腐蝕劑為：4 g CuSO4+20 mL HCl+20 mL H2O，使用Axiovert 200MAT光學顯微鏡(OM)觀察枝晶和小角度晶界形貌。將上述取向觀察的樣品經機械研磨、機械拋光和電解拋光后，制備電子背散射衍射(EBSD)樣品。使用的電解拋光液為10%HClO4+90%C2H5OH (體積比)。利用S-3400N掃描電鏡(SEM)配備的EBSD附件進行取向測試。EBSD測試采用線掃描的方式，測試區域尺寸約為2300 μm (葉片橫向)×230 μm (葉片縱向)。

為了研究小角度晶界的形成過程，采用Versa　XRM-500 X射線層析(XCT)掃描技術獲得枝晶的三維形貌和相關的孔洞等組織形貌。首先，在葉片表面小角度晶界起始位置做好標記，然后通過電火花線切割垂直于葉片生長方向切取1 mm×1 mm×15 mm的樣品。其中，15 mm的長度方向為葉片生長方向，樣品下端距小角度晶界起始位置約3 mm，即保留小角晶界起始位置于樣品上。然后用彩筆標記樣品下端，運用XCT設備從距離樣品下端約2 mm位置(即從小角晶界起始位置沿生長方向往下約1 mm)開始往上進行三維切片掃描。每次掃描約1 mm3的體積，從下往上掃描3~5次，即掃描3~5 mm3的體積。然后通過三維重構和定量分析軟件Avizo，進行形貌分析和縮孔的選取、表征。

葉片起始擴展區的顯微組織如圖2所示。從橫向顯微組織來看(圖2a和b)，擴展區枝晶排列比較整齊，枝晶在鑄件內部分布均勻，枝晶之間錯排現象不明顯。擴展區主要為一次枝晶和二次枝晶，一些局部區域發展出三次枝晶。縱向顯微組織表明(圖2c)，擴展區枝晶基本整齊地沿豎直方向排列，取向比較正，與葉片縱向偏差不大。

葉片榫頭區域的顯微組織如圖3所示。從橫向顯微組織來看(圖3a和b)，榫頭枝晶排列的整齊程度與擴展區相差不大(除了局部區域)，但枝晶間距增大。而且，榫頭區域的枝晶除了一次枝晶和二次枝晶之外，三次枝晶比較發達，所占比率較大?？v向顯微組織表明(圖3c)，榫頭區域枝晶排布逐漸惡化，局部區域枝晶方向與葉片縱向發生偏離。

葉片葉身的顯微組織如圖4所示。從橫向顯微組織來看(圖4a和b)，葉身枝晶排布明顯惡化，排列整齊程度變差，除了一次枝晶和二次枝晶之外，三次枝晶已經非常發達，所占比率也比榫頭部位顯著增加。從圖4b箭頭所指枝晶可以看到，枝晶發生明顯轉動。縱向顯微組織表明(圖4c)，葉身局部區域出現襯度差，一些枝晶(黑色線條狀)偏離葉片縱向，部分枝晶之間呈一定角度發散排列。

垂直于單晶葉片生長方向切取橫向樣品，采用EBSD對大尺寸單晶葉片擴展區和葉身區域的取向進行測試，結果如圖5所示。擴展區極圖和反極圖都表明(黑色數據點)，單晶葉片垂直于測試面的縱向(Z0方向)與<001>方向偏離較小，說明單晶葉片主要還是沿著<001>方向生長。而測試平面內的2個橫向方向(X0和Y0方向)則偏離<001>方向較大，說明單晶葉片的另外2個方向是隨機的，不受控的。從反極圖來看，圖中的采集點稍微分散，說明該區域存在一定的小角度晶界，但小角度晶界的角度不會太大。

與擴展區相比，葉身區域極圖和反極圖都表明(灰色數據點)，單晶葉片垂直于測試面的縱向(Z0方向)與<001>方向偏離增大，但單晶葉片主要還是沿著<001>方向生長。與擴展區對比，測試平面內的2個橫向方向(X0和Y0方向)與擴展區原來的取向也有較大偏離，而且偏離<001>方向仍然較大。與擴展區對比，圖中的采集點更加分散，說明該區域不但存在小角度晶界，而且，小角度晶界的角度將明顯增加。但是，對比X0、Y0和Z0 3個方向的極圖和反極圖發現，X0、Y0方向的分散程度明顯大于Z0方向，說明枝晶沿X0和Y0方向的轉動明顯大于沿Z0方向，即一次枝晶方向的轉動小，而二次枝晶方向的轉動大，與圖4結果一致。

單晶葉片從擴展區向葉身生長的過程中，X0方向枝晶主要向[001]-[101]方向偏離和轉動，Y0方向枝晶則主要向取向三角形中間偏離和轉動，Z0方向偏離不大。從極圖來看，擴展區和葉身區域之間的取向相差不大，葉身區域枝晶取向圍繞在擴展區附近，說明葉身區域取向是由擴展區取向演化而來。

沿擴展區橫向，靠近擴展區截面中間部位和表面模殼位置的小角度晶界分布如圖6所示。圖6a表明，在擴展區截面中間部位大約9 mm寬度的范圍內，產生的取向差主要在2°左右，只有1~2處位置大于2°。圖6b表明，在擴展區表面靠近模殼處大約2 mm寬度的范圍內，除了大量2°以下取向差產生之外，還產生了接近10°的取向差，該處應該為小角度晶界產生。

葉身小角度晶界分布如圖7所示。在葉身大約9 mm寬度的范圍內，除了大量2°以下取向差產生之外，還產生了大量的2°~10°之間的取向差，即該處產生了大量的小角度晶界，這與圖4b的枝晶形貌和圖5的取向變化結果一致。除產生了大量的小角度晶界外，葉身還產生了大角度晶界。

擴展區和葉身小角度晶界角度分布頻率如圖8所示(基于測試樣品進行的統計)。圖8表明，在擴展區和葉身，取向差角度小于2°的位置數量較多，且擴展區和葉身的數量基本持平。而對于取向差角度大于2°的位置數量而言，擴展區只有7處，而葉身卻達到35處，數量顯著增加。如果把這些取向差位置認為是小角度晶界(2°以內和大于10°的的位置不計算在內)，則葉身小角度晶界主要分布在2°~6°范圍內。

為了獲得小角晶界的形成機制，采用XCT對葉片表面小角晶界起始位置的三維組織形貌進行了觀察，其縱截面組織如圖9所示。樣品為方形樣品，其中一個面為葉片表面。圖9a表明，小角晶界起始位置存在一個較大尺寸的不規則形狀的孔洞。在孔洞附近，靠近樣品表面(即模殼位置)，可以看到一個近似十字形的枝晶(圖9b圓圈內箭頭所示，詳見左下角示意圖)。該枝晶是由左側一次枝晶延伸的二次枝晶發展而來。由該枝晶發展的三次枝晶(黑色箭頭所示)與原一次枝晶存在一定的偏轉，但角度較小，如圖9b中θ角所示。

樣品橫截面顯微組織如圖10所示。在小角晶界起始位置，可以看到不規則形狀的孔洞，枝晶排列較為整齊，如圖10a黑色十字標記所示。沿著枝晶生長方向，在距離起始位置約50 μm的截面(圖10b)可以看到，孔洞的存在，將會擾亂枝晶的生長，靠近模壁的枝晶發生了一定角度的旋轉，如圖10b的白色十字標記所示。繼續往上生長，當到達距離起始位置約120 μm的截面(圖10c)時，可以看到，由于孔洞的擾動，靠近模壁的枝晶不是典型的十字花形態的枝晶，其取向發生了一定的變化。當枝晶生長到距離起始位置約1370 μm的截面(圖10d)時，可以看到，此時已經發展出完整的十字花形態的枝晶，且該枝晶與單晶的原始枝晶之間存在顯著的取向差異(圖中白色十字標記與黑色十字標記之間存在顯著的夾角)。

圖11為EBSD測試的從小角晶界起始位置沿生長方向往上約5 mm位置處的取向分布。圖11表明，該樣品的小角度晶界主要為二次枝晶的轉動導致取向差異，一次枝晶縱向的轉動或偏離較小，與XCT觀察的枝晶形貌和轉動變化結果一致。

除了上述的小角度晶界形成機制，起晶段晶粒的競爭生長也會導致小角度晶界形成，如圖12所示。圖12a所示為晶粒I和晶粒II中間夾雜有雜晶的形貌。圖12b白色的曲線表明晶粒I與雜晶以及晶粒II與雜晶的界面。在生長過程中，取向有利的晶粒I和晶粒II抑制了雜晶的生長，使雜晶最終消失，晶粒I和晶粒II碰撞到一起，形成一個新的晶界，如白色箭頭所示。

對晶粒I、晶粒II及雜晶III的取向進行EBSD測試，結果如圖13所示。該圖表明，晶粒I與晶粒II的Z1取向靠近<001>，說明它們的生長取向有利，而雜晶的取向則遠離<001>取向。而且，從極圖和反極圖上看，晶粒I和晶粒II的取向差在10°左右，即表明圖12中白色箭頭所示為小角度晶界，而它們與雜晶之間的取向差則較大。在大尺寸單晶葉片的生長過程中，由于單晶葉片尺寸大，該小角度晶界可能不消失，而一直保留在葉片中。因此，通過2個或者數個取向有利的晶粒(這2個晶粒本身并不相鄰)抑制夾雜其中的雜晶生長，最終這些取向有利的晶粒相互接觸，可能形成小角度晶界。起晶段的這種小角度晶界形成機制還可能出現在容易產生雜晶的葉片緣板位置。

大尺寸葉片起始擴展區和榫頭區域枝晶排列漸漸變得不規則，導致EBSD測試的枝晶取向變得分散。這種枝晶錯排可能是γ'相在固溶溫度附近析出產生的熱應力，使枝晶產生細微塑性變形所引起的。這是合金的凝固性質所決定的，很難找到合理的避免方法。另一個可能的原因是，隨著凝固過程的進行，冷卻介質溫度升高以及水冷底盤導熱效率下降，導致固/液界面溫度梯度下降。由于抽拉速率保持不變，凝固界面曲率增大，凝固過程變得更加不穩定，從而引起枝晶的錯排。可以嘗試采用變抽拉速率的凝固方式來避免錯排枝晶的產生，即隨著凝固過程的進行，適當減小抽拉速率以達到與固/液界面溫度梯度的良好匹配。

當枝晶尖端過冷度不變時，枝晶表現為持續穩態生長，此時枝晶生長過程中產生的取向差較小(平均約2°)，且取向變化無規律；當枝晶尖端過冷度逐漸增加時，枝晶表現為非穩態生長，枝晶的取向呈現積累性變化，取向差可達6°[15]。穩態生長時枝晶取向變化的原因是γ'相在固相中析出引發的熱應力導致枝晶塑性變形[17]。非穩態條件下，糊狀區枝晶的塑性變形可能是引發枝晶取向產生積累性變化的原因[18]。對比擴展區和葉身的小角度晶界的數量和取向差角度大小可以發現，擴展區的小角度晶界數量顯著低于葉身，取向差角度也要小得多。這可能是由于擴展區處于單晶生長的初期，大部分枝晶表現為穩態生長[15]，枝晶主要沿<001>方向豎直生長。但是，擴展區和葉身部位取向差角度小于2°的位置數量相當，說明它們產生小取向差的能力相當。在單晶生長過程中，這些小取向差位置的數量基本保持穩定。這可能說明擴展區和葉身部位處于穩態生長的枝晶數量相當。

大尺寸單晶葉片凝固時，固/液界面很難保持平面形態(拉速較大時為凹面，拉速較小時為凸面)，非平直固/液界面的溫度梯度方向，即界面前沿固相生長的最大驅動力方向和試樣的軸線方向并不重合。凝固過程中的任何波動都可能造成取向變化，從而形成小角度晶界。這些波動可能使部分枝晶在從擴展區到葉身的生長過程中處于非穩態生長[15]，導致葉身小角度晶界的角度主要集中在2°~6°的范圍內。

靠近模殼處小角度晶界(圖6b)形成的原因可能是由于枝晶受到應力的作用而產生變形或者偏轉。熔體收縮受到模殼阻礙，模殼擠壓糊狀區凝固界面，使糊狀區枝晶尤其是緊鄰模殼位置的枝晶產生收縮應力，發生細微的塑性變形而使枝晶發生偏轉。此外，糊狀區不均勻的溫度場導致枝晶的不對稱受力，γ'相在固相中析出[15,18]以及糊狀區溶質對流[14]都可能使枝晶產生變形。由XCT結果可知，此處主要是二次枝晶的轉動導致取向出現差異。二次枝晶尺寸約為60 μm，其強度遠遠小于一次枝晶(枝晶間距約320 μm)，因此，在外力作用下，二次枝晶更容易發生變形或者偏轉。而且，此處產生了較大尺寸的孔洞。表面孔洞的存在一方面擾亂了枝晶的生長，另一方面也為二次枝晶的轉動提供了空間。這些偏轉的枝晶與原來未發生偏轉的枝晶交界處即形成小角度晶界。

由于大尺寸單晶葉片的尺寸大，生長長度長，枝晶將繼續生長。隨后，組成上述小角度晶界的枝晶在糊狀區的形成和生長過程中，由于受溶質對流、凝固收縮、重力等外界因素的干擾，枝晶繼續發生轉動和偏離(圖4和5)，增大了取向差，導致更大取向差的小角度晶界，甚至大角度晶界的產生(圖7)。

由于枝晶各自的生長路徑不同，其所積累的取向變化也會有所差異。因此，同一主枝晶干擴展生長的枝晶經過一定的生長過程之后，取向會產生差異[15]。下凹的固/液界面(尤其是在緣板位置部分)會在界面處形成橫向的溫度梯度，當橫向溫度梯度與縱向溫度梯度的比值大于一定數值時，將導致二次枝晶的橫向生長[25]，橫向生長的枝晶與原來沿著[001]方向生長的枝晶匯聚生長，很容易形成小角度晶界[13,26]。因此，匯聚生長的枝晶雖源自同一晶粒，但各自的生長路徑不同，這導致它們的取向存在差異，這些沿不同路徑生長的枝晶在交匯位置將形成小角度晶界。由于緣板位置的不利影響，導致葉身位置的小角度晶界遠遠高于擴展區(圖8)。適當降低緣板位置抽拉速率以避免下凹固/液界面的形成對于控制此類小角度晶界的產生有重要作用。

(1) 沿大尺寸單晶葉片生長方向，枝晶排列越來越不規則，三次枝晶越來越發達。隨著枝晶的生長，枝晶取向分布越來越分散。但是，葉身取向仍然圍繞擴展區的取向附近，即葉身枝晶以擴展區枝晶為基礎而發展。

(2) 隨著單晶葉片的生長，從擴展區到葉身，枝晶之間的取向差變得越來越大，小角度晶界出現的頻率也越來越高。靠近模殼位置的表面比內部更容易產生較大角度的小角度晶界。

(3) 二次枝晶較低的強度使其在外力作用下更容易發生偏轉，從而與原始枝晶產生取向差，形成小角度晶界。較大尺寸孔洞的存在有利于小角晶界的產生。

(4) 取向相近且靠近[001]取向的枝晶淘汰它們之間的雜晶后，相互接觸將可能形成小角度晶界。