龔志華，楊 鋼，殷會芳，定 巍

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先進超超臨界汽輪機葉片用鎳基合金的熱變形行為

龔志華1, 2，楊 鋼2，殷會芳2，定 巍1

(1. 內(nèi)蒙古科技大學 材料與冶金學院，包頭 014010； 2. 鋼鐵研究總院特殊鋼所，北京 10081)

利用Gleeble?3800熱模擬試驗機，在溫度為950~1150 ℃、應變速率為0.01~10 s?1、變形量為60%條件下，研究汽輪機葉片用GY200鎳基合金的高溫塑性變形及動態(tài)再結晶行為，并繪制了合金的熱加工圖。結果表明：GY200合金的真應力–應變曲線具有動態(tài)再結晶特征，峰值應力隨變形溫度的降低或應變速率的升高而增加，發(fā)生動態(tài)再結晶的臨界應變隨溫度增加而降低。在真應力–應變曲線的基礎上，建立了材料熱變形本構方程，其熱激活能為353.792 kJ/mol，表明利用W替代合金中的Mo后，降低了合金的熱激活能。合金的最佳熱加工的溫度區(qū)間為1000~1150 ℃，應變速率0.01~0.1 s?1，效率值達到0.3以上。

葉片；GY200鎳基合金；本構方程；熱激活能；熱加工圖

先進超超臨界火電技術(蒸汽參數(shù)700℃、37.5 MPa)是未來火電機組發(fā)展的必然趨勢，不僅能提高電廠熱效率，降低CO2等污染氣體的排放量，降低煤耗，而且還具有很高的經(jīng)濟性[1?3]。蒸汽溫度達到700℃，傳統(tǒng)Fe基耐熱合金無法滿足電站材料持久強度的要求，需要應用Ni基合金或Fe-Ni基合金來替代[4?5]。葉片做為蒸汽輪機的主要部件，歐、美、日本都有針對性的選材及研究計劃，但Waspaloy、Nimonic105、USC141等變形高溫合金是目前各國的首要備選材料[6?7]。Waspaloy有作為煙氣輪機在650 ℃溫度下使用15年以上的經(jīng)驗[8]，Waspaloy合金是否滿足700 ℃下長期服役的要求，需要進一步研究。楊鋼等[9?10]在Waspaloy合金中加入了W元素，開發(fā)了一種新型葉片用鎳基合金GY200，研究發(fā)現(xiàn)W能提高合金的高溫持久強度。但W的原子半徑比Mo的大，W的加入將提高合金固溶強化效果，從而影響合金的熱加工性能[11]。

本文作者依據(jù)鎳基合金鍛造過程中變形溫區(qū)窄，變形抗力大的特點，利用Gleeble-3800型熱模擬試驗機對試驗用GY200鎳基合金進行了高溫單道次壓縮實驗。獲得了該材料不同條件下的真應力-應變數(shù)據(jù)，求得了合金的高溫本構方程，并分析合金的軟化行為，研究了W替代Mo后合金的熱加工區(qū)間，為工業(yè)生產(chǎn)提供實驗數(shù)據(jù)支持。

1 實驗

本次試驗用鎳基合金采用25 kg真空感應爐熔煉而成，合金錠為25 kg，鍛造成16 mm圓棒。鍛造溫度1150 ℃，終鍛溫度不小于950 ℃，利用化學相分析的方法對合金各元素含量進行定量分析，結果如表1所示。

熱模擬試樣尺寸為8 mm×15 mm，利用Gleeble?3800型熱模擬試驗機對試樣進行單次軸向壓縮，實驗開始前在試樣兩端均勻涂敷潤滑劑(70%石墨+25%機油+5%硝酸三甲苯脂(摩爾分數(shù)))，以減小摩擦。試樣以20 ℃/s升溫到1250 ℃，保溫200 s，以10 ℃/s冷卻到預設溫度保溫10 min后開始壓縮。變形溫度分別為950、1000、1050、1100、1150 ℃，應變速率分別為0.01、0.1、1、10 s?1，壓縮量為60%，變形后立即水冷。

表1 試驗合金成分的質量百分數(shù)

2 結果與分析

2.1 應力?應變曲線

圖1所示為不同應變溫度和應變速率條件下的真應力?應變曲線。從圖1中可以看出，變形開始階段，應力呈直線急劇增加，主要因為壓縮試樣經(jīng)過一段時間的高溫保溫后，發(fā)生了充分的再結晶，晶內(nèi)位錯密度低，壓縮變形后位錯急劇增殖，發(fā)生了加工硬化；但隨著變形加劇，晶粒內(nèi)部的位錯通過交互作用而發(fā)生重組，發(fā)生回復，壓縮試樣的加工硬化率降低；應變進一步增加，位錯密度進一步增加，積累到一定數(shù)量后，激發(fā)動態(tài)再結晶，這時應力達到峰值，應力隨應變的進一步增加而呈現(xiàn)降低趨勢。在隨后的變形過程中，動態(tài)再結晶產(chǎn)生的軟化效果與應變增加產(chǎn)生的加工硬化效果相抵消，變形進入穩(wěn)態(tài)階段[12]。

從圖1中還可看出，在應變速率較低時(0.01~ 0.1 s?1)，1000 ℃和1050 ℃變形溫度下的峰值應力相差較多，主要是在較低變形溫度下，位錯發(fā)生滑移和攀移困難，回復程度較低，體現(xiàn)出了較高的變形抗力。隨著應變速率增加，應力增加，主要因為應變速率增加，位錯積累程度加劇，雖然位錯仍然通過重組來發(fā)生回復，但由于加載速度快，回復所帶來的軟化程度遠小于加工硬化程度，因而體現(xiàn)較大的變形阻力。

2.2 熱加工過程中的軟化及對再結晶的影響

圖2所示為GY200鎳基合金在不同變形溫度和應變速率下的峰值應力。在相同的應變速率下，應力的峰值隨變形溫度的逐漸增加降低，主要因為變形溫度增加，降低了位錯和晶界的運動阻力，降低合金的變形抗力。變形溫度一定時，應變速率越低，峰值應力越低，主要是因為在應變速率較低時，變形時間增加，更多的位錯通過滑移和攀移來進行重組，降低了變形帶來的位錯增殖效果，加工硬化作用減弱，軟化作用增強。

圖1 不同變形條件下GY200合金熱壓縮應力–應變曲線

圖2 不同變形溫度和應變速率下GY200鎳合金的峰值 應力

圖3所示為GY200鎳基合金在不同應變速率和變形溫度下，動態(tài)再結晶發(fā)生的臨界應變值，臨界應變約等于0.8倍的峰值應變，并對不同應變速率進行線性擬合。從圖3可以看出，隨應變速率降低，發(fā)生動態(tài)再結晶的臨界應變具有下降的趨勢，在較高溫度下，臨界應變較低，表明在較高溫度下，能夠在較低應變的時候激發(fā)動態(tài)再結晶。主要是由于在較高的溫度下，原子振動加劇，原子間結合能力降低，可動位錯和晶界運動的阻力下降。在應變速率為1 s?1時，發(fā)生動態(tài)再結晶的臨界應變基本在0.3左右，在應變速率為 10 s?1時，發(fā)生動態(tài)再結晶的臨界應變隨著溫度的升高明顯降低，主要因為高的應變速率和高的變形溫度，提供的再結晶激活能增加，發(fā)生再結晶的所需臨界應變小。

圖3 不同變形條件下GY200鎳合金DRX發(fā)生的臨界應變

2.3 GY200合金的熱變形本構方程

金屬的高溫塑性變形均存在熱激活的過程，熱激活過程與變形溫度、應變速率與流變應力的關系可以用經(jīng)典的雙曲正弦函數(shù)來描述[12]：

TEGART等[14]提出并實驗驗證了熱變形過程，通常可以用溫度補償因子Zener-Hollomon參數(shù)來表示：

對式(4)兩邊取對數(shù)，可得

由式(1)對1/求偏導得

由方程(6)可看出，熱激活能Q是關于–和–1/T的求解過程，為峰值應力。繪制出相應的–和–1/T圖，如圖5(a)和(b)所示。直線–1/T斜率的平均值設為K，直線–斜率的平均值設為n，采用最小二乘法線性回歸可求得K=1.0015、n=4.249。

從峰值應力的參數(shù)的擬合曲線可以看出，擬合精度為0.965，數(shù)據(jù)擬合度較高，能夠比較真實反映合金的變形過程。

已有研究表明[15]，當合金具有高的熱激活能時，合金的硬化水平及軟化水平都較高。鎳基合金中的熱激活能與添加元素之間的關系滿足以下方程：

式中：=8783.23e0.165129wW?8783.23；= 25638.8e0.1286wMo?25638.8；Q0為純Ni的熱激活能；是加入元素后熱激活能的增量。

從方程(7)可以看出，在Waspaloy合金中利用相同質量的W替代Mo，將降低合金總的熱激活能。本文通過實驗數(shù)據(jù)線性擬合計算的GY200合金熱激活能為353.792 kJ/mol，低于傳統(tǒng)的Waspaloy合金熱激活能的398 kJ/mol[15]，表明W替代Mo后，降低了GY200鎳基合金的熱激活能，合金再結晶所需要積累的能量降低，在較低的應變速率和溫度下能夠發(fā)生再結晶，如圖6所示。圖6所示為應變速率為1 s?1時不同溫度壓縮后GY200合金的組織形貌圖。從圖6(a)可以看出，經(jīng)950 ℃壓縮時，中心區(qū)域有極少量的再結晶晶粒，晶粒在壓縮過程中被拉長，變形帶明顯；圖6(b)和(c)分別為1000和1050 ℃下的變形后的組織，在1 s?1應變速率下，再結晶都沒有完全，壓縮變形中主要是動態(tài)再結晶和動態(tài)回復的過程；圖6(d)所示為1100 ℃變形，再結晶完全，再結晶晶粒非常細小，在1150 ℃壓縮后晶粒發(fā)生長大。圖7所示為1100 ℃不同應變速率的組織，在較低應變速率下，能夠獲得完全的再結晶組織，當應變速率為10 s?1時，組織中有動態(tài)回復區(qū)，主要是由于應變速率高，變形時間短，再結晶不夠充分。

2.4 熱加工圖的建立

PRASAD等[16]通過大塑性連續(xù)流變介質力學、不可逆熱力學理論和物理系統(tǒng)模擬建立了動態(tài)材料模型(Dynamic material model, DMM)。基于DMM模型建立的熱加工圖，能夠準確的描述特定形變區(qū)域間微觀組織的形變機制，同時還能給出加工過程中應該避免的不穩(wěn)定流變區(qū)域，獲得優(yōu)化的加工溫度和應變速率。

圖6 應變速率為1 s?1時不同溫度壓縮后GY200合金的顯微組織

圖7 1100 ℃時不同應變速率下GY200合金的顯微組織

圖8 GY200合金的熱加工圖

3 結論

1) GY200合金在950~1150 ℃變形溫度范圍內(nèi)都發(fā)生動態(tài)再結晶，1100 ℃以下溫度變形，組織由動態(tài)回復和動態(tài)再結晶構成，增加變形溫度，將得到完全的再結晶組織，1150 ℃變形，晶粒明顯長大。在應變速率為10 s?1時，發(fā)生動態(tài)再結晶的臨界應變隨著溫度的升高明顯降低。

2) 利用等質量的W替代合金中的Mo元素，會降低合金的熱激活能。GY200的熱激活能為=353.792 kJ/mol，本構方程為

3) GY200合金失穩(wěn)區(qū)位于950~1100 ℃，應變速率為1~10 s?1區(qū)間，應變速率越高，效率越低，在該區(qū)域變形得到動態(tài)回復和動態(tài)再結晶混合組織。合金最佳熱加工的溫度區(qū)間為1000~1150 ℃，應變速率0.01~1 s?1。

[1] MA Long-teng, WANG Li-min, LIU Zheng-dong. Hot deformation behavior of F6NM stainless steel[J]. Journal of Iron and Steel Research, International, 2014(11): 1035?1041.

[2] 遲成宇, 于鴻垚, 謝錫善. 世界700 ℃等級先進超超臨界電站關鍵高溫材料[J]. 世界鋼鐵, 2013, 13(2): 42?59. CHI Cheng-yu, YU Hong-yao, XIE Xi-shan. Critical high temperature materials for 700 ℃ A-USC power plants[J]. World Iron & Steel, 2013, 13(2): 42?59.

[3] ABE F, KUTSUMI H, HARUYAMA H, OKUBO H. Improvement of oxidation resistance of 9 mass% chromium steel for advanced-ultra supercritical power plant boilers by pre-oxidation treatment original research article[J]. Corrosion Science, 2017, 114: 1?9 .

[4] KERMANPUR A. Improvement of grain structure and mechanical properties of a land based gas turbine blade directionally solidified with liquid metal cooling process[J]. Materials Science & Technology, 2008, 24(1): 100?106 .

[5] ABE F, KERN T U, VISWANATHAN R. Creep-resistant steels[M]. North America: CRC Press, 2008: 12.

[6] MASUYAMA F. History of power plants and progress in heat resistant steels[J]. ISIJ International, 2001, 42(6): 612?625.

[7] LASALMONIE A. Why is it so difficult to introduce them in gas turbine engines?[J]. Intermetallics, 2006, 14: 1123?1129.

[8] 郭建亭. 高溫合金材料學(上冊): 應用基礎理論[M]. 北京: 科學出版社, 2008: 332. GUO Jian-ting. Materials Science and Engineering for Superalloys[M]. Beijing: Science Press, 2008: 332.

[9] WANG Li, YANG Gang, LEI Ting, YIN Shu-biao, WANG Lu. Hot deformation behavior of Waspaloy for A-USC turbine blades[J]. Journal of Iron & Steel Research, International, 2015, 22(11): 1043?1048.

[10] 龔志華, 楊 鋼, 馬龍騰, 定 巍. 不同Mo、W含量葉片用GY200鎳基合金中碳化物的析出行為[J]. 材料熱處理學報, 2017, 38(9): 83?88. GONG Zhi-hua, YANG Gang, MA Long-teng, DING Wei. Precipitation behavior of carbides in GY200 Ni-based alloy for blade with different W and Mo contents[J]. Transaction of Materials and Heat Treatment, 2017, 38(9): 83?88.

[11] MIRZADEH H, CABRERA J M, NAJAFIZADEH A. Constitutive relationships for hot deformation of austenite[J]. Acta Mater, 2011, 59: 6441?6448.

[12] 陳 潮, 嚴紅革, 陳吉華, 夏偉軍, 蘇 斌, 曹夢馨, 宋 旼. 熱壓縮過程中的組織演變和流變行為[J]. 中國有色金屬學報, 2016, 26(8): 1597?1606. CHEN Chao, YAN Hong-ge, CHEN Ji-hua, XIA Wei-jun, SU Bin, CAO Meng-xin, SONG Min. Microstructure evolution and flow behaviour of Mg-5Zn-1Mn alloy during high strain rate hot compression[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2016, 26(8): 1597?1606.

[13] ZENER C, HOLLOMON H. Effect of strain rate upon plastic flow of steel[J]. Journal of Applied Physics, 1944, 15(1): 22?32.

[14] JONAS J, SELLARS C M, TEGART J M. Strength and structure under hot-working conditions[J]. Metallurgical Reviews, 1969, 14: 1?24.

[15] WANG Jue, DONG Jian-xin, ZHANG Mai-cang, XIE Xi-shan. Hot working characteristics of nickel-base super alloy 740H during compression[J]. Materials Science and Engineering A, 2013, 566: 61–70.

[16] PRASAD Y V R K, SESHACHARYULU T. Modelling of hot deformation for microstructural control[J]. Metall Rev, 1998, 43: 243?258.

Hot deformation behavior of Ni-based alloy used for advanced ultra-supercritical steam turbine blades

GONG Zhi-hua1, 2, YANG Gang2, YIN Hui-fang2, DING Wei1

(1. Inner Mongolia University of Science and Technology, Baotou 014010, China; 2.Special Steel Institute of Central Iron and Steel Research Institute, Beijing 100081, China)

The hot deformation characteristics of the GY200 Ni-based alloy at the temperature range of 950?1150 ℃ and strain rate range of 0.01?10 s–1under deformation of 60% were investigated by means of hot compression tests with Gleeble?3800. The results show that the softening mechanism of the dynamic recrystallization is a feature of high-temperature flow stress-strain curves of the GY200 Ni-based alloy, the peak stress increases with the decrease of deformation temperature or the increase of strain rate, and the critical strain reduces with the decrease of deformation temperature. The constitutive equation for GY200 alloy was established on basis of the true stress–strain curves. The activation energy() of the alloy is obtained as about 353.792 kJ/mol. Using W to replace Mo, the thermal activation energy of GY200 alloy is reduced. The processing map is developed based on the peak stress at different strain rate and showing variations of the efficiency of power dissipation related to temperature and strain rate. The instability zone on the processing map is located at the temperature range of 1030?1170 ℃ and stain rates of 1?10 s?1. The optimum hot working temperature and strain rate interval are 1000?1150 ℃ and 0.01?0.1 s?1, respectively.

blades; GY200 Ni-based alloy; constitutive equation; thermal activation energy; processing map

Project(2016YFB0300203) supported by the National Basic Research Development Program of China

2018-03-28;

2018-07-25

YANG Gang; Tel: +86-10-62183615; E-mail: yanggang@ nercast. com

國家重點研發(fā)計劃項目(2016YFB0300203)

2018-03-28；

2018-07-25

楊 鋼，教授，博士；電話：010-62183615；E-mail: yanggang@ nercast. com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.10.12

1004-0609(2018)-10-2050-08

TG142.7

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(編輯 李艷紅)