任浩雨 王子兮 黃福強 高 超 高亮亮 關義正 王明家(.燕山大學亞穩(wěn)材料制備技術與科學國家重點實驗室，河北066004；.中信戴卡股份集團公司，河北0660)

690合金是一種Cr含量為30%左右的低層錯能鎳基合金，是在600合金的基礎上通過增加Cr含量發(fā)展而來，在高溫水溶液中具有更加優(yōu)良的耐晶間腐蝕和抗應力腐蝕開裂能力，同時具有優(yōu)良的加工特性[1-3]，非常適用于制造壓水堆核電站蒸汽發(fā)生器傳熱管，也是核潛艇用傳熱管的理想材料，在國內外得到廣泛應用。在合金熱變形過程中，動態(tài)再結晶的軟化作用和因塑性變形而產生的加工硬化是同時發(fā)生的，且較高的變形溫度和壓下量會增加材料的再結晶驅動力，從而促進動態(tài)再結晶的發(fā)生[4]。研究表明，在層錯能較低的鎳基合金中，動態(tài)再結晶(DRX)是熱變形過程中的主要軟化機制，動態(tài)回復(DRV)效應在動態(tài)軟化中起輔助作用[5]。鎳基合金的高溫力學性能對顯微組織十分敏感，而鎳基合金的最終組織很大程度上取決于高溫熱變形成型過程控制，所以非常需要研究合金熱變形過程中顯微組織的演變規(guī)律[6]。

目前國內外對690合金從化學成分、組織結構、力學性能和耐腐蝕性能等方面做了較多研究[7-9]，但在原始晶粒尺寸對熱變形行為的影響和動態(tài)再結晶形核機制方面的深入研究較少。本文在研究熱變形參數(應變速率和變形溫度)對熱變形行為影響的基礎上，建立了流變應力的本構方程，并深入研究690合金在熱變形過程中的再結晶機制，以及流變行為和顯微組織的關系，探討了原始晶粒尺寸對熱變形行為的作用機理。通過這些研究工作和所得到的試驗研究結果，可以為熱擠壓生產實踐中的組織控制提供理論指導和試驗依據。

1 試驗材料和試驗方案

試驗所用材料為?100 mm的N06690合金鍛造棒材，由秦皇島核誠鎳業(yè)有限公司提供，熔煉方法為真空感應爐熔煉VIM+電渣重熔ESR，其化學成分見表1。

表1 690合金的化學成分(質量分數，%)Table 1 Chemical compositions of 690 alloy (mass fraction, %)

材料經1060℃加熱保溫30 min固溶處理后，其顯微組織為等軸晶，平均晶粒尺寸為59 μm。固溶處理后晶界處析出相基本完全溶解，晶內僅存在少量未溶的顆粒狀析出物，通過EDS分析判定析出相為TiN。

試樣在Gleeble-3500熱模擬試驗機上以10℃/s的速度加熱到變形溫度，保溫3 min使樣品溫度均勻化。然后在一定應變速率下壓縮變形，壓縮完成后立即水冷，以保留高溫形變組織。變形溫度為900℃、950℃、1000℃、1050℃、1100℃、1150℃和1200℃，應變速率分別為0.1 s-1、5 s-1和10 s-1，形變量均為50%，對應的真應變?yōu)?.7。熱壓后的試樣用線切割沿平行壓縮方向、在距試樣邊緣1/4處剖開，經研磨拋光后進行電解腐蝕，電解液為10%草酸水溶液，電壓為14 V，電流為1.2 A，腐蝕時間約為15 s。

2 試驗結果及分析

2.1 真應力-真應變曲線

真應力-真應變曲線反映了變形應力與變形條件之間的內在聯系，也是材料內部組織性能變化的宏觀表現[10]。圖1所示為690合金在不同變形條件下的真應力-真應變曲線。圖1的流變應力曲線很好地反映了熱變形過程中的動態(tài)軟化行為。在變形開始階段，流變應力隨應變量的增加而迅速增大。此時動態(tài)回復的軟化作用較弱，加工硬化起主導作用。當應變量繼續(xù)增加到一定程度時，真應力-真應變曲線上會出現1個峰值應力，此后隨著應變量的增加流變應力逐漸降低或趨于平穩(wěn)。這是因為晶粒內位錯密度積累到一定程度而發(fā)生了動態(tài)再結晶，動態(tài)軟化速率大于加工硬化速率，動態(tài)軟化起主導作用，表現為流變應力隨著應變量的增加而下降。當動態(tài)再結晶軟化和加工硬化達到平衡，流變應力趨于平穩(wěn)。

圖1 690合金熱壓縮變形的真應力-真應變曲線Figure 1 True stress-true strain curves of thermal compression deformation for alloy 690

同一應變速率下，在熱變形過程中隨著變形溫度的升高，原子的熱振動振幅增大，原子間的結合力降低，各個滑移系被激活且位錯滑動臨界切應力下降，進而可使滑移系開動的數量增加[11]，導致其變形抗力降低。而在相同的溫度下，應變速率大，發(fā)生塑性變形的時間短，動態(tài)回復和動態(tài)再結晶過程進行不充分而導致軟化作用較弱，表現為流變應力隨應變速率的增大而增大。例如，應變速率為0.1 s-1時的流變應力為271.1 MPa，而5 s-1時的流變應力為406.3 MPa，相差約1.5倍，如圖1(b)。同時從圖1(c)可以看出，減小原始晶粒尺寸可降低690合金在熱變形過程中的變形抗力。在相同變形溫度和應變速率的條件下，原始晶粒尺寸為117 μm和59 μm的穩(wěn)態(tài)流變應力相比要高出約10 MPa。

2.2 690合金的組織演變和動態(tài)再結晶機制

2.2.1 690合金的顯微組織演變

690合金具有較低的層錯能，擴展位錯較寬，不易產生動態(tài)回復，因而在熱變形過程中會積累足夠高的位錯密度，導致動態(tài)再結晶的發(fā)生[12]。圖2和圖3為不同溫度下的熱變形組織及定量分析結果。

圖2 不同溫度的熱變形組織(變形50%，應變速率10 s-1)Figure 2 Microstructures of thermal deformation under different temperatures (deformation is 50%, stain rate is 10 s-1)

從圖2和圖3可以看出，變形溫度對動態(tài)再結晶顯微組織影響顯著。隨著變形溫度的升高，動態(tài)再結晶體積分數和動態(tài)再結晶晶粒尺寸均呈持續(xù)增加的趨勢。

當變形溫度較低為900℃時，動態(tài)再結晶處于初始階段，再結晶組織是由被嚴重拉長的奧氏體晶粒和在其原始晶界處呈“鏈狀”分布的細小動態(tài)再結晶晶粒組成，如圖2(a)，此時動態(tài)再結晶體積分數和動態(tài)再結晶晶粒尺寸分別約為16%和5 μm。當溫度升高到1100℃時，原子擴散和晶界遷移能力增強，動態(tài)再結晶形核率和晶粒長大速率均增加，再結晶晶?；靖采w變形的奧氏體晶粒，動態(tài)再結晶的體積分數和動態(tài)再結晶晶粒尺寸分別達到79%和10 μm。在變形溫度為1200℃時，動態(tài)再結晶已完全發(fā)生，再結晶晶粒尺寸達到26 μm。

由于690合金基體是穩(wěn)定的面心立方奧氏體，從室溫到高溫基體結構不會發(fā)生改變，熱變形后的組織狀態(tài)難以通過后續(xù)熱處理進行調整。因此為使鍛件獲得良好的冶金質量，熱變形后動態(tài)再結晶晶粒尺寸均勻分布至關重要，直接決定了最終性能。圖4為應變速率為0.1 s-1，熱變形溫度分別為950℃、1100℃和1200℃時的晶粒尺寸分布圖。從圖4可以看出，變形溫度的升高使動態(tài)再結晶晶粒尺寸逐漸增大且趨于均勻化。變形溫度較低為950℃時，動態(tài)再結晶處于初始階段，動態(tài)再結晶晶粒尺寸小于6 μm的高達97%；變形溫度升高到1100℃時，由于變形溫度較高，動態(tài)再結晶晶粒有明顯長大的跡象，此時細小晶粒(﹤6 μm)比重降低到56%；當變形溫度升高到1200℃時，動態(tài)再結晶過程已經完成，再結晶晶粒進一步長大。

圖4 不同溫度熱變形后的晶粒尺寸分布(變形50%，應變速率0.1 s-1)Figure 4 Grain size distribution after thermal deformation under different temperatures (deformation is 50%, stain rate is 0.1 s-1)

圖5 不同溫度熱變形后的晶粒取向成像圖(變形50%，應變速率0.1 s-1)Figure 5 Grain orientation imaging after thermal deformation under different temperatures (deformation is 50%, stain rate is 0.1 s-1)

圖6 不同溫度熱變形后的取向差分布直方圖(變形50%，應變速率0.1 s-1)Figure 6 Grain orientation distribution histogram after thermal deformation under different temperatures (deformation is 50%, stain rate is 0.1 s-1)

2.2.2 690合金動態(tài)再結晶機制

為深入研究690合金熱變形過程中的動態(tài)再結晶機制，根據EBSD測試結果得出690合金在不同溫度下的取向成像圖和取向差分布直方圖，分別如圖5和圖6所示。

從圖5可以看出，動態(tài)再結晶晶粒優(yōu)先以奧氏體原始晶界特別是三叉晶界處產生的亞晶為基礎形核，且部分原奧氏體晶界呈鋸齒狀凸起，即690合金動態(tài)再結晶機制主要為晶界弓出形核機制。同時在熱變形過程中晶內位錯形成胞狀結構，胞壁平直化形成亞晶。亞晶界發(fā)生遷移并逐漸變?yōu)榇蠼嵌染Ы?，即形成再結晶核心，故晶粒內部位錯聚集處出現少量再結晶晶粒，圖5(c)箭頭所指即為亞晶粗化后的晶粒，亞晶形核機制在690合金動態(tài)再結晶中起輔助作用。

從晶界取向差分布直方圖中可明顯看出動態(tài)再結晶過程中的晶界取向差分布變化。結合圖5分析可知，溫度較低為950℃時，原奧氏體晶界有大量小角度晶界分布，晶內也存在部分小角度晶界。隨著變形溫度的升高，分布在原奧氏體晶界和晶內的小角度晶界明顯減少，溫度達到1200℃時晶界基本為大角度晶界。這是由于動態(tài)再結晶晶粒的形核與長大是通過原子擴散和晶界遷移完成，在此過程中小角度晶界逐漸遷移而轉化為大角度晶界，表現為隨溫度升高小角度晶界數量明顯降低。

圖7 不同應變速率的熱變形組織(變形50%，變形溫度1050℃)Figure 7 Microstructures of thermal deformation under different strain rates (deformation is 50%, temperature is 1050℃)

圖8 不同原始晶粒尺寸的熱變形組織(變形50%，變形溫度1000℃，應變速率0.1 s-1)Figure 8 Microstructures of thermal deformation under different initial grain sizes(deformation is 50%, temperature is 1000℃, stain rate is 0.1 s-1)

變形溫度升高到1100℃和1200℃時，晶內出現大量孿晶。低層錯能金屬熱加工過程中，動態(tài)再結晶晶粒通過晶界移動而生長，在此過程中易在{111}晶面上產生孿晶，孿晶與母體晶粒的取向差關系為<111>/60°，這是圖6(b)和圖6(c)晶粒取向差角約為60°所占比例最大的原因[13-15]。

2.2.3 應變速率的影響

應變速率對熱變形行為的影響較為復雜。圖7所示為690合金在1050℃時以不同應變速率變形50%后的顯微組織。從圖7可以看出，隨應變速率提高，動態(tài)再結晶體積分數和動態(tài)再結晶晶粒尺寸都減小。在變形溫度為1050℃、應變速率為5 s-1時，動態(tài)再結晶體積分數為74%，再結晶晶粒尺寸約為23 μm；而應變速率為10 s-1時的動態(tài)再結晶體積分數為59%，再結晶晶粒尺寸約為7 μm。這是因為提高應變速率，單位時間內變形量大，因塑性變形而產生的大量位錯和結構缺陷為再結晶提供更多的形核位置，形核率升高。但因在高應變速率下，變形時間短，原子擴散和晶界遷移受到抑制，再結晶過程來不及發(fā)展，表現為再結晶體積分數較低，晶粒尺寸較小。

2.2.4 原始晶粒尺寸的影響

材料經1150℃加熱保溫1 h固溶處理后，平均晶粒尺寸約為117 μm。圖8為在不同晶粒度下熱變形后的顯微組織。

與原始晶粒尺寸為59 μm相比，晶粒尺寸較大為117 μm時，動態(tài)再結晶體積分數較小，兩者動態(tài)再結晶晶粒尺寸幾近相同。前已述及，690合金動態(tài)再結晶的形核主要是晶界弓出形核機制，也稱應變誘導晶界遷移，即大角度晶界兩側由于變形不均勻，存在位錯密度差，為減小自由能，晶界向能量高的一側遷移。原始晶粒尺寸較小，在單位體積內會有更多的原奧氏體晶界，熱變形后的大角度晶界數量較多，為動態(tài)再結晶晶粒提供更多的形核位置，動態(tài)再結晶體積分數相應較大。宏觀表現為原始晶粒尺寸較小時熱變形過程中動態(tài)軟化效果較好，流變應力值較低。

3 熱變形方程

圖9 峰值應力與應變速率的關系Figure 9 The relationship between peak stress and strain rate

(1)

考慮到高溫變形過程中的熱激活行為，可用熱變形溫度、應變速率和流變應力構成的函數關系來描述熱變形行為，且普遍有以下3種形式本構關系：

在所有應力水平下：

(2)

(3)

(4)

式中，A是結構因子，s-1；α為應力水平參數，MPa-1，且α=β/n1；A1、A2為與材料有關的常數；σp為峰值應力，MPa；n是表觀應力指數。

研究結果表明，式(2)能較為準確的反映熱變形過程中流變應力的變化規(guī)律，把式(2)代入式(1)可得：

Z=A[sinh(ασp)]n

(5)

將式(3)和式(4)兩邊取自然對數可得：

(6)

(7)

聯立式(1)和(5)可得：

(8)

對式(8)兩邊取自然對數，可得：

(9)

圖10 峰值應力與溫度的關系Figure 10 The relationship between peak stress and temperature

圖10可以看出，在相同應變速率下，ln[sinh(0.0047σp)]和1/T也呈一次線性關系，峰值應力隨著熱變形溫度的增加而減小。再根據圖10計算出每條曲線的斜率取平均值后則可得熱變形激活能Q=345.33 kJ/mol。熱形變激活能表征軟化過程的難易程度，相比于600合金熱變形激活能為330 kJ/mol[18]，690合金熱變形激活能稍高。通常當合金中的金屬間化合物粒子含量較高時，合金變形激活能也相應提高[19]。與600合金相比，690合金Cr含量較高，可形成更多的Cr23C6碳化物強化晶界，提高熱變形激活能。但在1060℃固溶時，合金晶界處富鉻碳化物基本完全溶解，晶內僅存在少量氮化鈦對合金強化不起主要作用[20]，導致690合金熱變形激活能與600合金相比并沒有明顯增加。

對式(5)兩邊同時取對數可得：

lnZ=lnA+nln[sinh(ασp)]

(10)

圖11為lnZ-ln[sinh(0.0047σp)]關系曲線，由直線截距可求得A=4.52×1014s-1。

圖11 峰值應力與Z參數的關系Figure 11 The relationship between peak stress and parameter Z

于是可得到690合金Z參數和峰值應力表達式分別為：

(11)

(12)

采用雙曲正弦函數形式的模型可以很好地預測在一定熱變形溫度和應變速率下熱變形時的峰值應力值，在實際生產工藝中利用該模型可快速計算出材料熱加工過程中的最大載荷，具有一定的理論指導意義。

4 結論

為提高690合金產品的高溫力學性能，利用Gleeble-3500熱模擬試驗機從熱變形行為方面對690合金熱加工特性進行了細致的研究分析，主要得到以下結論：

(1)690合金熱變形流變曲線呈典型的動態(tài)再結晶型曲線，流變應力對變形溫度和應變速率較為敏感，流變應力隨變形溫度的降低和應變速率的提高顯著增大。

(2)動態(tài)再結晶是690合金熱變形的主要軟化機制。再結晶晶粒的產生與演變，在較低溫度區(qū)間，動態(tài)再結晶晶粒優(yōu)先以原始晶界處產生的大量亞晶作為基礎，通過亞晶界遷移形成再結晶核心；在較高熱變形溫度區(qū)間，主要為晶內產生大角度晶界遷移長大成粗晶粒。

(3)原始晶粒尺寸由59 μm增大到117 μm時，690合金的穩(wěn)態(tài)流變應力僅增加約10 MPa，動態(tài)再結晶體積分數減小，兩者動態(tài)再結晶晶粒尺寸幾近相等。

(4)由試驗獲得的峰值應力數據，建立了690合金高溫熱變形的本構方程，熱變形激活能Q為345.33 kJ/mol，略高于600合金的熱變形激活能。

[1] THUVANDER M，STILLER K. Microstructure of a boron containing high purity nickel-based alloy 690 [J]. Materials Science & Engineering A，2000，281(1)：96-103.

[2] B.A. Young，GAO X，SRIVATSAN T S，et al. The response of alloy 690 tubing in a pressurized water reactor environment [J]. Materials & Design，2007，28(2)： 373-379.

[3] KUANG W，WAS G S. The effects of grain boundary carbide density and strain rate on the stress corrosion cracking behavior of cold rolled Alloy 690 [J]. Corrosion Science，2015，97：107-114.

[4] 宿展寧，黨淑娥，何艷，等. 鑄態(tài)30Cr2Ni4MoV鋼動態(tài)再結晶行為研究 [J]. 大型鑄鍛件，2015(1)：12-14.

[5] MCQUEEN H J，RYAN N D. Constitutive analysis in hot working [J]. Materials Science & Engineering A，2002，322(1)：43-63.

[6] JENG S L，LEE H T，REHBACH W P，et al. Effects of Nb on the microstructure and corrosive property in the Alloy 690-SUS 304L weldment [J]. Materials Science & Engineering A，2005，397(1-2)：229-238.

[7] 李強，周邦新. 690合金的顯微組織研究 [J]. 金屬學報，2001(1)：8-12.

[8] 李碩，陳波，馬穎澈，等. N含量對690合金顯微組織和室溫力學性能的影響 [J]. 金屬學報，2011，47(7)：816-822.

[9] 喬培鵬，張樂福，徐雪蓮，等. 熱處理對690合金腐蝕性能影響 [J]. 核科學與工程， 2010，30(3)：199-203.

[10] LEE W S，LIU C Y，SUN T N. Dynamic impact response and microstructural evolution of inconel 690 superalloy at elevated temperatures [J]. International Journal of Impact Engineering,，2005，32(1)：210-223.

[11] 尹向前，米緒軍，高寶東，等. TiNiNb合金熱變形流變行為的研究 [J]. 稀有金屬，2009，33(6)：921-924.

[12] 楊亮，董建新，張麥倉. 690合金高溫變形行為與動態(tài)再結晶模型 [J]. 稀有金屬材料與工程，2012，41(4)：727-732.

[13] 王忠堂，張曉宇，鄧永剛，等. 擠壓IN690管材的孿晶組織及織構 [J]. 稀有金屬材料與工程，2014，43(9)：2252-2256.

[14] 吳潔瓊，陳科，陳杏芳，等. EBSD在Nimonic80A動態(tài)再結晶機制研究中的應用 [J]. 電子顯微學報，2011， 30(4)：356-359.

[15] DUDOVA N，BELYAKOV A，SAKAI T，et al. Dynamic recrystallization mechanisms operating in a Ni-20%Cr alloy under hot-to-warm working [J]. Acta Materialia， 2010，58(10)：3624-3632.

[16] ZENER C，HOLLOMON J H. Effect of Strain Rate Upon Plastic Flow of Steel [J]. Journal of Applied Physics，1944，15(1)：22-32.

[17] 王明家，王艷，熊良銀，等. 一種含Ti奧氏體不銹鋼的熱變形行為[J]. 有色金屬工程，2005，57(2)：25-28.

[18] WU H Y，ZHU F J，WANG S C，et al. Hot deformation characteristics and strain-dependent constitutive analysis of Inconel 600 superalloy [J]. Journal of Materials Science，2012，47(9)：3971-3981.

[19] PRASADA Y V R K，RAOA K P，HORT N. Optimum parameters and rate-controlling mechanisms for hot working of extruded Mg-3Sn-1Ca alloy [J]. Materials Science & Engineering A，2009，502(1)：25-31.

[20] 豐涵，宋志剛，鄭文杰，等. 固溶處理對Inconel 690合金組織和力學性能的影響[J] . 鋼鐵研究學報，2009，21(3)：46-50.