宋璽玉，黃林杰，孫鐵峰，宋金貴，孫文儒

（1.沈陽黎明航空發(fā)動機（集團）有限責任公司，沈陽110043；2.中國科學院金屬研究所，沈陽110016；3.中國人民解放軍駐黎明公司軍事代表室，沈陽110043）

超塑性是指異常高的塑性，一般認為拉伸延伸率大于100%的材料即具有超塑性[1]。超塑性成形工藝具有小應力、易成形、大變形、無頸縮等優(yōu)點，適合于難變形合金和復雜形狀零件的加工，已廣泛應用于航空航天、汽車、機械制造等領域[2]。但是變形速率慢（10-4～10-3s-1）是傳統(tǒng)超塑性成形的一個典型缺點，極大地制約了實際生產的工作效率[1]。因此若能在高應變速率下實現(xiàn)超塑性將具有十分重要的工業(yè)意義。近年來的研究表明，許多合金在高應變速率下（≥10-2s-1）也能表現(xiàn)出良好的超塑性。Yang等[3]通過攪拌摩擦變形將Mg-Zn-Y-Zr合金晶粒細化到4.5μm后，發(fā)現(xiàn)合金在450℃/10-2s-1快速變形條件下延伸率可高達1110%。Alhamidi等[4]研究Al2024超塑性時發(fā)現(xiàn)合金在400℃/10-2s-1快速變形條件下可以獲得750%的延伸率。因此，現(xiàn)在越來越多的研究人員開始將注意力放到高應變速率超塑性成形工藝上。

IN718合金具有強度高、抗氧化、耐腐蝕和焊接性能好等特點，綜合性能優(yōu)異，是目前應用最為廣泛的鎳基高溫合金[5-6]。將IN718合金加工成復雜形狀的零件，對于航空、航天等工業(yè)具有重要的意義。因此IN718合金的超塑性成形一直是人們關注和研究的熱點[7-9]。近年來的研究發(fā)現(xiàn)，適量磷可以顯著提高IN718合金的持久和蠕變性能，并可明顯提高合金的使用溫度[10-12]。近期的研究表明，含磷IN718合金在低速變形條件下可以實現(xiàn)超塑性變形[13-14]，說明其可以通過超塑性進行加工。顯然，如果含磷IN718合金在高變形速率下仍具有超塑性，無疑具有十分重要的應用意義。

本文將研究含適量磷的IN718合金在高應變速率下是否具有超塑性，揭示其變形行為和機理，以期為擴大含磷IN718合金的應用提供研究和工藝基礎。

試驗材料及方法

試驗用IN718合金的化學成分如表1所示，鍛態(tài)下的平均晶粒度為ASTM12級。

超塑性拉伸在Shimadzu DCS-25T型萬能拉伸機上進行，拉伸試樣標距段為Φ5×10mm。變形條件為 950℃、5×10-2～4×10-1s-1。開始拉伸前，試樣在950℃保溫均熱20 min，拉伸斷裂后迅速將樣品取出淬火。

利用光學顯微鏡和掃描電鏡（Hitachi S-3400N）對變形組織的縱剖面和斷口特征進行觀察分析。利用透射電子顯微鏡（JEOL 2010，200kV）觀察超塑性拉伸后的組織特征，分析其變形機制。透射樣品通過雙噴技術制備，雙噴液為10%高氯酸+90%酒精，雙噴溫度為-20℃。

表1 試驗用IN718合金的化學成分

試驗結果

1 變形行為和斷裂特征

圖1為試樣在950℃、不同應變速率下拉斷后的延伸率?？梢钥闯?，在變形速率為 5×10-2～4×10-1s-1范圍內，合金的延伸率都超過了100%，均具有超塑性。延伸率隨變形速率增加而下降，由5×10-2s-1時的175%下降到4×10-1s-1時的139%。拉伸斷口呈現(xiàn)針尖狀（圖1），與慢速超塑性的拉伸斷口類似[15]，簡稱為“點式”斷口。點式斷口表明合金的頸縮十分嚴重，是合金斷裂的主要原因。

圖2為試樣在950℃、不同應變速率下拉斷后的斷口形貌，可以看到斷口上分布著密集的韌窩，呈典型的超塑性斷裂特征，表明合金具有良好的塑性。隨變形速率提高，斷口面積增大，韌窩的平均直徑也增大。取950℃、2×10-1s-1條件下拉斷后的試樣縱向剖開，觀察斷口附近的組織。如圖3（a）所示，斷裂后的試樣呈錐形，頸縮程度很大，斷口附近存在沿拉伸方向的直線型裂紋，其放大圖像見圖3（b）。從圖3（b）上還可以看到，直線型裂紋上分布著較多MC型碳化物，說明碳化物對塑性流變具有阻礙作用，是裂紋萌生和擴展的重要原因。

圖1 應變速率對IN718合金在950℃下拉伸斷裂延伸率的影響Fig.1 Effect of strain rate on the tensile fracture elongation of IN718 alloy at 950℃

圖2 不同應變速率對IN718合金在950℃下拉伸斷口形貌的影響Fig.2 Effect of different strain rates on fractographs of IN718 alloy at 950℃

圖3 IN718合金在950℃、2×10-1s-1條件下拉斷后的縱剖面組織Fig.3 Microstructure of the section parallel to loading direction of the abruption specimen at 950℃，2×10-1s-1

2 組織演變

圖4為IN718合金變形前晶粒組織，晶粒平均直徑約10μm，晶界和晶內析出點狀δ-Ni3Nb相。如圖5所示，拉伸變形后晶粒組織發(fā)生了細化，平均晶粒直徑約5μm。由圖5還可以看出，變形速率越快，變形時間越短，變形后組織中的δ相數量越少。值得注意的是當變形速率增加 到 2×10-1s-1和 4×10-1s-1時（圖5（c）、（d）），組織中開始出現(xiàn)大量的孿晶。孿晶是3種基本塑性變形方式之一，常見于快速塑性變形中[16]。IN718合金的慢速超塑性中，未見有孿晶作用的報道。

采用透射電鏡觀察拉伸速率為10-1s-1試樣斷口附近的組織，可見大量位錯聚集的組織，局部可觀察到亞晶的存在（圖 6（a）），這是動態(tài)再結晶的典型特征。比較圖4和圖5可知，超塑性拉伸顯著細化了晶粒組織。顯然，在本文的超塑性拉伸試驗過程中，動態(tài)再結晶導致晶粒細化，是超塑性變形的主要機制。對拉伸速率為2×10-1s-1試樣斷口附近的組織進行觀察可見，除了位錯和再結晶新晶粒之外，還出現(xiàn)了孿晶（圖6（b））。由圖5（c）和（d）可見，孿晶在拉伸速率為2×10-1s-1和4×10-1s-1的試樣中大量存在。由此可以斷定，當變形速率達到2×10-1s-1后，盡管動態(tài)再結晶仍是超塑性變形的主要機制，但已不能單獨完成變形，此時孿晶開始發(fā)揮重要作用。

圖4 IN718合金拉伸變形前的原始組織Fig.4 Microstructure of IN718 alloy before tension deformation

圖5 應變速率對IN718合金變形組織的影響Fig.5 Effect of strain rate on the microstructure of IN718 alloy

圖6 變形速率對IN718合金變形機制的影響Fig.6 Effect of strain rate on the deformation mechanism of IN718 alloy

討論

前期對含磷IN718合金慢速超塑性的研究確定，拉伸過程中發(fā)生了位錯運動、位錯墻形成、亞晶形成、再結晶形核長大等周期性動態(tài)再結晶過程，最終實現(xiàn)了超塑性[13]。在本文研究中，當拉伸速率不超過10-1s-1時，其變形機制與慢速超塑性相同，也為動態(tài)再結晶。但當拉伸速率達到2×10-1s-1后，變形組織中出現(xiàn)了大量的孿晶。隨著拉伸速率的升高，位錯滑移和塞積的速率增大，有利于動態(tài)再結晶的發(fā)生。但是拉伸速率提高不利于位錯通過空位擴散進行攀移，這樣變形組織中的內應力將升高。這種內應力不足以引發(fā)動態(tài)再結晶，此時孿晶將形成以釋放內應力。在某些鋁合金、鎂合金的超塑性變形過程中也有孿晶出現(xiàn)，但是對總的變形塑性貢獻較小，而是起協(xié)調作用[17]。孿晶作為基本變形方式之一，對延伸率的貢獻有限。因此，盡管當拉伸速率提高至2×10-1s-1后形成了大量的孿晶，其主要作用仍是協(xié)調變形。但是，孿晶可以分割和細化晶粒組織[18]，并通過阻礙位錯運動提高硬化率，因此可以阻止頸縮的產生和發(fā)展。如圖2所示，斷口面積隨拉伸速率提高而提高，即頸縮隨拉伸速率的提高而降低。從這個意義上講，孿晶是有利于IN718合金超塑性變形的。總之，對于IN718合金的快速變形超塑性，孿晶是一種重要的變形機制。

結論

（1）IN718合金在950℃、5×10-2～4×10-1s-1的高應變速率條件下，具有超塑性變形能力。隨變形速率升高，延伸率由175%降低至139%。

（2）拉伸斷裂試樣呈針尖狀“點式”斷口，斷口附近晶粒組織明顯細化，存在沿拉伸方向的直線型裂紋。碳化物為裂紋源。

（3）動態(tài)再結晶是IN718合金超塑性的主要變形機制。變形速率提高到2×10-1s-1后，孿晶大量形成，對超塑性變形起重要的協(xié)調作用。

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