李 卿，郭鴻鎮(zhèn)，王彥偉，趙張龍，姚澤坤

（1西北工業(yè)大學 材料學院，西安710072；2中航工業(yè) 中航特材工業(yè)（西安）有限公司，西安710080）

GH4049合金是一種難變形的沉淀強化鎳基高溫合金，與前蘇聯(lián)的ЭИ929合金成分相近［1］，其合金元素的固溶強化和γ′相的沉淀強化水平很高。在高溫下具有良好的抗氧化、抗熱腐蝕性能和良好的屈服強度、抗張強度、蠕變強度。它主要應用在具有高溫、復雜應力和腐蝕介質(zhì)環(huán)境中［2］，例如制作航空發(fā)動機渦輪工作葉片。由于該合金熱加工參數(shù)范圍比較窄，在用作渦輪工作葉片熱鍛成形時，鍛件容易出現(xiàn)組織不穩(wěn)定和裂紋等缺陷，導致廢品率較高。因此，研究該合金在不同熱變形條件下的熱變形行為，對于獲得合格的優(yōu)質(zhì)鍛件具有重要意義。

本工作通過GH4049合金的高溫壓縮實驗所得數(shù)據(jù)分析該合金的流變行為特征，建立一定熱變形參數(shù)范圍內(nèi)GH4049合金的本構方程，并研究變形溫度和應變速率對合金微觀組織的影響。

1 實驗

實驗所用原材料為GH4049合金熱軋棒材，其化學成分如表1所示。原始組織主要由晶粒尺寸為10～30μm的等軸晶粒組成，如圖1所示。棒材加工成φ8mm×12mm的圓柱體試樣，試樣兩端加工有貯存高溫潤滑劑的淺槽，在Gleeble－1500試驗機上進行等溫壓縮實驗。變形溫度為1090，1120，1150，1180℃，應變速率為0.1，1，10，50s－1，最大變形程度約為60%。實驗過程中，試驗機自動采集和計算行程、載荷、應力和應變數(shù)據(jù)。變形結束后水冷，然后將試樣沿縱向切開，經(jīng)研磨、拋光，再經(jīng) CuSO4（20g）＋ H2SO4（5mL）＋ HCL（50mL）＋ H2O（100mL）溶液腐蝕后，在金相顯微鏡下觀察合金微觀組織。

表1 實驗用GH4049合金的化學成分（質(zhì)量分數(shù)／%）Table1 Chemical composition of GH4049alloy used in experiments（mass fraction／%）

圖1 GH4049合金熱軋棒材的顯微組織Fig.1 Microstructure of GH4049alloy hot rolled bar

2 結果與分析

2.1 高溫流變曲線

所測GH4049合金在不同實驗溫度下變形時的流動應力曲線總體變化趨勢相類似，故此處僅討論合金在1120℃變形溫度下不同應變速率的應力－應變曲線，如圖2所示?？芍?，應變速率越小，流動應力達到峰值所需應變越小，而且峰值應力也越小。合金在各應變速率條件下均發(fā)生了流動軟化現(xiàn)象，且隨著應變速率的增大，軟化趨勢更加明顯。一般而言，流變軟化的原因是合金熱變形過程中發(fā)生了動態(tài)回復、動態(tài)再結晶或開裂行為［3］。

圖2 GH4049合金在不同應變速率下的應力－應變曲線Fig.2 True stress－strain curves of GH4049alloy with different strain rates

在高應變速率下（如10s－1和50s－1），隨著應變增加，流動應力很快達到峰值，然后波動并持續(xù)緩慢下降。在起始階段合金的加工硬化嚴重，隨著應變繼續(xù)增加，合金的流動軟化作用明顯大于硬化作用，流變曲線未能達到動態(tài)平衡或者達到穩(wěn)態(tài)時較晚。還可以看到，圖2中曲線在峰值應力附近呈現(xiàn)出明顯的波浪特征，這是由于合金發(fā)生動態(tài)再結晶軟化后，必須有進一步的加工硬化，才能再一次積累位錯并發(fā)生再結晶，此時動態(tài)再結晶與加工硬化交替進行［4］。

與高應變速率曲線不同，低應變速率條件下的曲線在較小應變時便開始呈現(xiàn)穩(wěn)態(tài)流變特征，即流動應力隨應變增加變化很小。

2.2 本構方程

數(shù)值模擬技術已經(jīng)廣泛應用于優(yōu)化合金熱加工工藝，進而實現(xiàn)對微觀組織的控制［5－7］。數(shù)值模擬的有效性有賴于合金本構方程的精確建立。

本構方程是描述材料變形特征的數(shù)學模型，它真實反映了流變應力與應變速率和變形溫度之間的依賴關系［8］。本構關系是利用剛塑性有限元方法對金屬加工過程進行數(shù)值模擬的前提條件，可作為變形熱力參數(shù)選擇及設備噸位確定的依據(jù)，也可用作耗散結構理論的動力學方程來確定變形穩(wěn)定區(qū)。最常用的描述金屬熱變形行為的本構方程有兩種［9］：唯象型本構方程和機理型本構方程。唯象型本構方程與機理型本構方程不同，它是利用可測宏觀參量來描述動力學行為，不涉及微觀組織，直觀性強，便于工程應用。因此，本工作利用熱模擬壓縮實驗數(shù)據(jù)，建立了GH4049合金的唯象型本構方程。

大多數(shù)金屬材料熱變形過程中，高溫流變應力與應變速率和溫度之間的關系可用Sellars和Tegart提出的Arrhenius方程［10－13］來表示。通過線性擬合實驗數(shù)據(jù)獲得GH4049合金的熱變形本構方程：

式中：ε·為應變速率（s－1）；σ為峰值應力或穩(wěn)態(tài)流變應力（MPa）；R為氣體常數(shù)（R＝8.314J／mol／K）；T為熱力學溫度（K）。

為了驗證所建立本構方程的精確度，利用式（1）計算的峰值應力與實驗所得的峰值應力進行對比分析，如圖3所示。可以看出，計算值與實驗值吻合度較好，相對誤差均在8%以下，所建立的本構方程具有較高的精確度。

2.3 變形溫度對合金組織的影響

圖3 峰值應力實驗值與計算值的比較Fig.3 Peak stress comparison of experimental and calculated values

GH4049合金在不同溫度下變形后的顯微組織如圖4所示。不同溫度下變形后的組織為典型的動態(tài)再結晶組織，晶粒為等軸晶粒，晶界呈現(xiàn)波浪形和鋸齒狀。由圖4（a）可知，1090℃下變形后的晶粒最細，其尺寸小于原始晶粒尺寸（圖1），但是其組織是不完全再結晶組織，還殘留個別被壓扁拉長的晶粒。高于1090℃變形溫度下的組織基本上為完全再結晶組織。隨著變形溫度的升高，晶粒尺寸逐漸變大，但均勻程度有所增加。由此可知，變形溫度對GH4049合金微觀組織影響顯著。

GH4049合金作為鎳基變形高溫合金，屬于低層錯能合金，這類合金容易產(chǎn)生層錯，擴展位錯中的層錯帶較寬，位錯的交滑移和攀移比較困難，不易產(chǎn)生動態(tài)回復，因而在熱加工過程中，會積累足夠高的位錯密度，導致發(fā)生動態(tài)再結晶，所以動態(tài)再結晶是其主要的變形機制，并且隨著溫度的升高，動態(tài)再結晶更加充分，晶粒均勻程度趨于提高。1090～1180℃的晶粒尺寸逐漸增大，這是由于變形溫度的升高提供了足夠的能量，使相界擴散能力增強，大晶粒吞食小晶粒，晶粒尺寸增加。同時，GH4049合金的γ′相溶解溫度在1120℃左右，高于1120℃變形時組織中γ′相減少，阻礙晶粒長大作用減弱，所以再結晶晶粒容易粗大［14］。

圖4 不同變形溫度下的GH4049合金的顯微組織（a）1090℃；（b）1120℃；（c）1150℃；（d）1180℃Fig.4 Microstructures of GH4049alloys with different deformation temperatures（a）1090℃；（b）1120℃；（c）1150℃；（d）1180℃

2.4 應變速率對合金組織的影響

GH4049合金在1120℃、不同應變速率條件下變形后的顯微組織如圖5所示。在應變速率為0.1s－1的變形組織中大部分晶粒發(fā)生了明顯的長大，大小晶粒尺寸相差較大，組織趨于不均勻（圖5（a））。應變速率大于0.1s－1的組織呈現(xiàn)為等軸的再結晶晶粒組織，晶粒大小相差不大。其中應變速率為1s－1時的晶粒組織（圖5（b））要比應變速率為10s－1和50s－1時的細小。應變速率為10s－1和50s－1條件下變形后的試樣組織差別不大。由此可知，在此應變速率范圍內(nèi)，較慢應變速率（0.1s－1）時，由于高溫停留時間較長，組織晶粒趨于長大，不均勻，隨著應變速率提高，變形晶粒趨于均勻，但晶粒尺寸相差不大，應變速率為1s－1時晶粒相對細小一些。

圖5 不同應變速率下的GH4049合金的顯微組織（a）0.1s－1；（b）1s－1；（c）10s－1；（d）50s－1Fig.5 Microstructures of GH4049alloy with different strain rates（a）0.1s－1；（b）1s－1；（c）10s－1；（d）50s－1

3 結論

（1）GH4049合金在不同條件下變形時，隨著應變增加，發(fā)生了流變軟化現(xiàn)象，流變軟化的原因是合金在熱變形過程中發(fā)生了動態(tài)再結晶。隨著應變速率減小，流動應力達到峰值時的應變及峰值應力均減小。

（3）變形溫度對GH4049合金微觀組織影響顯著。隨著溫度升高，動態(tài)再結晶更加充分，晶粒尺寸變大，晶粒組織均勻程度提高；隨著應變速率的增加，晶粒尺寸先變小后增大。當應變速率為1s－1時晶粒組織較為細小。

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