劉昭昭,王 淼,劉延輝,2,3*

（1.陜西科技大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，西安 710021；2.西北工業(yè)大學(xué) 材料學(xué)院，西安 710072；3.浙江溫州輕工研究院，浙江溫州 325019）

GH4133B是在GH4133高溫合金基礎(chǔ)上添加一定量的Mg和Zr元素使其微合金化，并改變冶煉和模鍛工藝而產(chǎn)生的改進(jìn)性變形高溫合金，該合金具有更高的抗敏性和優(yōu)異的高溫拉伸和蠕變性能等特點(diǎn)，因此多被應(yīng)用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤等部件[1]。該合金是一種典型的難變形高溫合金，其合金化程度高，變形抗力大，可變形溫度范圍窄，熱加工成形難度大。鍛件的顯微組織對(duì)合金成分和變形工藝參數(shù)非常敏感，由于參數(shù)控制不當(dāng)而形成的異常組織，往往無法通過后續(xù)熱處理徹底消除。目前生產(chǎn)的渦輪盤鍛件很難同時(shí)滿足室溫和高溫性能，造成渦輪盤服役溫度或載荷降低，直接造成發(fā)動(dòng)機(jī)推重比、功重比上不去，大大限制飛行器的發(fā)展[2-3]。王曉輝等[4]研究合金元素對(duì)GH4133B合金熱壓縮過程中變形行為的影響規(guī)律。孟衛(wèi)華等[5]提出一種準(zhǔn)確描述 GH4133B合金力學(xué)行為的修正 J-C本構(gòu)模型，但該模型主要適用于高應(yīng)變速率下。此外，對(duì)該合金蠕變-疲勞相互作用的文獻(xiàn)報(bào)道較多，并提出了各種疲勞-蠕變壽命預(yù)測(cè)方法[1,6-7]。而關(guān)于該合金在低應(yīng)變速率下的雙曲正弦本構(gòu)模型以及組織演變與加工圖的關(guān)聯(lián)機(jī)制仍有待研究。本研究通過對(duì)GH4133B高溫合金的高溫變形行為及本構(gòu)關(guān)系研究，確定其最佳的熱加工變形參數(shù)，為后續(xù)研究該合金鍛造過程數(shù)值模擬和制定合理的熱加工工藝提供依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)所用原材料為變形鎳基高溫合金GH4133B，該合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為: Cr，20.00；Al，0.90；Ti，2.80；Nb，1.50；Mg，0.005；Zr，0.004；Ni余量。

熱模擬壓縮試樣是沿棒材的軸線方向截取的，機(jī)械加工成圓柱形試樣，尺寸為?8 mm×12 mm，在加工過程中保證端面與試樣的軸線垂直以減小后續(xù)實(shí)驗(yàn)誤差，試樣的兩端在磨床上進(jìn)行打磨，以降低試樣兩端面的粗糙度。等溫?zé)崮M壓縮實(shí)驗(yàn)在Gleeble-1500D熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。以10 ℃/s 的速度將試樣加熱至設(shè)定的溫度并保溫5 min，然后按照設(shè)定的應(yīng)變速率進(jìn)行等溫壓縮，每個(gè)試樣的壓縮量均為50%，實(shí)驗(yàn)的變形溫度分別選擇940 ℃、980 ℃、1020 ℃和1060 ℃，變形溫度控制在±2 ℃；應(yīng) 變 速 率 分 別 采 用0.001 s?1、0.01 s?1、0.1 s?1和1.0 s?1。為了觀察變形后的組織，卸載后迅速對(duì)試樣進(jìn)行噴液冷卻，以此來保留高溫變形后的微觀組織。最后，對(duì)熱處理后的試樣進(jìn)行拋光打磨，在光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行金相觀察，得到不同組合工藝參數(shù)條件下的金相組織。

2 結(jié)果與分析

2.1 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

真應(yīng)力-應(yīng)變曲線直觀地反應(yīng)流變應(yīng)力與變形條件的相互關(guān)系，是材料塑性變形抗力隨變形量變化的宏觀表現(xiàn)。GH4133B 合金在不同應(yīng)變速率和變形溫度下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線如圖1。

圖1 鎳基高溫合金不同工藝參數(shù)下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig. 1 True stress-strain curves of Ni-based superalloy hot-compressed at different temperatures and strain rates （a）ε˙=0.001 s?1；（b）ε˙=0.01 s?1；（c）ε˙=0.1 s?1；（d）ε˙=1 s?1

根據(jù)應(yīng)力-應(yīng)變曲線可知，在變形的最初階段，流變應(yīng)力隨著變形量的增加急劇升高，主要是由于塑性變形引起的加工硬化所導(dǎo)致。在應(yīng)變量為0.1左右時(shí)達(dá)到峰值，之后隨著變形量的繼續(xù)增大，流變應(yīng)力開始逐漸下降，最后趨于平緩狀態(tài)。曲線表現(xiàn)為典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶型曲線，說明GH4133B合金在選取的實(shí)驗(yàn)工藝下變形時(shí)軟化機(jī)制主要是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。同一溫度下，由于應(yīng)變速率不同，曲線有所差別，總體上表現(xiàn)為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶型曲線，但不同條件下的動(dòng)態(tài)軟化程度不同，變形溫度越低，應(yīng)變速率越高，動(dòng)態(tài)軟化越明顯。應(yīng)變?cè)黾拥揭欢ǔ潭?，圖1中表現(xiàn)為應(yīng)變大于0.6時(shí)，曲線均趨于相對(duì)平穩(wěn)的狀態(tài)，流變應(yīng)力達(dá)到一個(gè)相對(duì)穩(wěn)定的恒定值。這時(shí)加工硬化和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶引起的軟化共同作用相互抵消就會(huì)達(dá)到平衡狀態(tài)。

金屬材料的熱變形過程是硬化和軟化機(jī)制相互作用的過程[8]。變形初期，位錯(cuò)開動(dòng)、增殖，由于新位錯(cuò)的產(chǎn)生，位錯(cuò)密度增加較快，在材料內(nèi)部發(fā)生纏結(jié)，產(chǎn)生加工硬化，使材料的應(yīng)力迅速提高。當(dāng)變形達(dá)到臨界值時(shí)，位錯(cuò)密度達(dá)到動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所需要的臨界密度，形成再結(jié)晶晶核，再結(jié)晶晶核隨之長大，再結(jié)晶晶界長大的同時(shí)消耗位錯(cuò)，其掃過的區(qū)域位錯(cuò)密度顯著降低，達(dá)到動(dòng)態(tài)軟化的效果。變形的后期，當(dāng)位錯(cuò)密度的增殖和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶引起的位錯(cuò)密度的減小達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡時(shí)，出現(xiàn)圖1（a）中所示的穩(wěn)態(tài)流變現(xiàn)象。

合金的流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增加和變形溫度的降低而顯著升高。隨應(yīng)變速率的增加，變形時(shí)間相應(yīng)減少，要在短時(shí)間內(nèi)驅(qū)使數(shù)目更多的位錯(cuò)同時(shí)運(yùn)動(dòng)，又使位錯(cuò)滑移的速度增大，會(huì)導(dǎo)致金屬晶體的臨界剪應(yīng)力升高，促使變形阻力增加[9]。同時(shí)，變形時(shí)間縮短導(dǎo)致材料在高溫下停留的時(shí)間較短，材料不能充分地進(jìn)行動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，進(jìn)而導(dǎo)致流變應(yīng)力的增大。變形溫度的降低促使材料變形的臨界剪應(yīng)力隨之增大，導(dǎo)致開動(dòng)滑移系的數(shù)量減少；變形溫度的降低不僅減小了晶核長大的驅(qū)動(dòng)力，還降低了新晶粒與變形晶粒間的自由能差值，降低了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核率；變形溫度的降低使材料的熱塑性作用減弱，使變形抗力增大。

2.2 合金熱模擬壓縮本構(gòu)方程

采用有限元分析法對(duì)金屬熱態(tài)加工過程進(jìn)行數(shù)值模擬時(shí)，需要確定材料對(duì)熱力參數(shù)的動(dòng)態(tài)響應(yīng)特征，即材料的流動(dòng)應(yīng)力與應(yīng)變速率、變形溫度和變形程度等熱力參數(shù)之間的本構(gòu)關(guān)系。通過以上對(duì) GH4133B 合金高溫塑性變形行為的分析可發(fā)現(xiàn)，鎳基高溫合金GH4133B流變應(yīng)力大小明顯受到應(yīng)變量、應(yīng)變速率、變形溫度的影響。其高溫塑性變形過程主要受熱激活過程控制，因此，可以用Arrhenius雙曲正弦形式的本構(gòu)方程來描述這種熱變形行為[10-12]。

一種包含變形激活能Q和溫度T的雙曲正弦形式的修正 Arrhenius 關(guān)系來描述熱激活穩(wěn)態(tài)變形行為：

引入 Zener-Hollomon參數(shù)Z綜合表示式（1）：

式中：σ為流變應(yīng)力，MPa；為應(yīng)變速率，s?1；T為絕對(duì)溫度，K；R為摩爾氣體常數(shù)；Z為溫度補(bǔ)償?shù)淖冃嗡俾室蜃樱籕為變形激活能 ，kJ/mol，變形激活能Q反映材料熱激活的難易程度，也是材料在熱變形過程中重要特性參數(shù)， 其值通常與激活焓?H相等。

對(duì)式(1)進(jìn)行泰勒級(jí)數(shù)展開可得：

當(dāng)流變應(yīng)力較低時(shí)（ασ＜0.8），式(1)可簡化為冪函數(shù)關(guān)系式，兩邊取對(duì)數(shù)得：

當(dāng)流變應(yīng)力較高時(shí)（ασ＞1.2），式(1)簡化為指數(shù)函數(shù)關(guān)系式，兩邊取對(duì)數(shù)得：

式中：A，A1，A2，n，n1，α，β為與溫度無關(guān)的常數(shù)；n為應(yīng)力指數(shù)；α和β為應(yīng)力調(diào)整因子，且常數(shù)α，β，n1之間滿足關(guān)系式:

在溫度不變的條件下，A1,Q,R,T均是常數(shù)，因此對(duì)式 (3) 求偏導(dǎo)得：

在溫度不變的條件下，A2,Q,R,T均是常數(shù)，因此對(duì)式（4）求偏導(dǎo)得：

當(dāng)應(yīng)變?yōu)?0.4時(shí)，做出不同溫度下的 ln ε˙-lnσ曲線，如圖2 所示。

圖2 不同溫度l n-lnσ曲線Fig. 2 Relationships between lnε˙-lnσ strain rate and flow stress at different temperatures

將不同溫度的數(shù)據(jù)點(diǎn)擬合成直線，其斜率即為該溫度下n1的近似值。求不同溫度直線斜率的平均值，即為所求n1值，n1=4.83805。

圖3 不同溫度下的 ln-σ 曲線Fig. 3 Relationships between lnε˙ and flow stress at differ ent temperatures

對(duì)式(1)取對(duì)數(shù)得：

在溫度不變的條件下，A、Q、R、T均是常數(shù)，因此對(duì)式（8）求偏導(dǎo)得：

在應(yīng)變速率不變的條件下，A、Q、R均是常數(shù)，對(duì)式(8)求偏導(dǎo)得：

作不同應(yīng)變速率條件下，應(yīng)變?yōu)?0.4時(shí)的ln[sinh（ασ）]-1000/T曲線，如圖5 所示。由圖5可知，ln[sinh(ασ)]和 1000/T較好地符合線性關(guān)系，證實(shí)合金件高溫變形時(shí)應(yīng)力和變形溫度之間的關(guān)系屬于 Arrhenius 關(guān)系，即可用包含Arrhenius項(xiàng)的Z參數(shù)描述該合金在高溫壓縮變形時(shí)的流變應(yīng)力行為。這種關(guān)系同時(shí)說明，此合金熱變形是受熱激活控制的。分別求各應(yīng)變速率直線斜率的平均值，即Q/Rn值，代入n值，得Q值。線性擬合可求得Q/Rn=15.198005（其中R為常數(shù)，且R=8.3145）故Q=448.111 kJ/Mol。

圖5 不同應(yīng)變速率ln[sinh(ασ)]-1000/T 曲線Fig. 5 Relationships between ln[sinh(ασ)] and temperature at different strain rates

對(duì)式（2）兩端求對(duì)數(shù)得：

依據(jù)求得的Q值，求出不同應(yīng)變速率和不同溫度下的Z值，作lnZ-ln[sinh(ασ)]之間的函數(shù)關(guān)系圖（圖6），對(duì)函數(shù)關(guān)系圖進(jìn)行線性回歸，求出回歸直線的截距，即可得lnA的值，lnA=38.23351。

圖6 ln Z-ln[sinh( ασ)]曲線Fig. 6 Relationship between ln Z and ln[sinh( ασ)]

根據(jù)Arrhenius雙曲正弦形式建立的鎳基高溫合金4133B的高溫變形本構(gòu)方程，得到高溫流變應(yīng)力σ（真應(yīng)變?yōu)?.4）與變形溫度T、應(yīng)變速率之間滿足關(guān)系：

2.3 熱加工圖及組織演變

熱加工圖是近年來發(fā)展起來的一種用于研究金屬熱變形行為的方法，將加工圖與顯微組織結(jié)合起來分析能較好地描述金屬在高溫變形時(shí)組織演變同塑性變形參數(shù)之間的關(guān)系。利用加工圖可獲得優(yōu)化的熱加工參數(shù)，獲得良好的加工性，而功率耗散圖屬于加工圖的一種?；趧?dòng)態(tài)材料模型繪制該高溫合金在不同工藝下的功率耗散圖[11]，如圖7 所示。圖7中的數(shù)字代表不同變形溫度和應(yīng)變速率下的功率耗散值。溫度為940 ℃，應(yīng)變速率為1 s?1的工藝參數(shù)下變形所得的功率耗散值約為0.2，所得的微觀組織如圖8(a) 所示。原始組織在變形過程中沿著形變方向被拉長，晶界上開始出現(xiàn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒。此時(shí)，發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核的晶粒數(shù)相對(duì)較少，消耗的能量有限，因此功率耗散值較小。功率耗散的峰值為0.4，所對(duì)應(yīng)的變形溫度為1020 ℃，應(yīng)變速率是1 s?1，所得的微觀組織如圖8(b) 所示。微觀組織中殘留了大量壓扁拉長的纖維狀晶粒，變形方向性明顯，在原始晶粒邊界上，出現(xiàn)大量的再結(jié)晶晶粒。在該工藝參數(shù)下由于出現(xiàn)大量的再結(jié)晶晶粒形核，消耗大量的能量，進(jìn)而導(dǎo)致功率耗散值較高。溫度為1060 ℃，應(yīng)變速率為1 s?1的工藝參數(shù)下變形所得的功率耗散值約為0.3，所得的微觀組織如圖8(c) 所示。原始的形變晶粒幾乎全部被再結(jié)晶所取代，僅殘余了少量被拉長的形變晶粒。此時(shí)，再結(jié)晶形核過程已基本完成，再結(jié)晶晶粒在長大過程中需要消耗一定的能量，因此功率耗散值在0.3附近。溫度為1060 ℃，應(yīng)變速率為0.001 s?1時(shí)變形所得的功率耗散值小于0.1，所得的微觀組織如圖8(d) 所示。原始晶粒已經(jīng)全部被再結(jié)晶晶粒所取代，晶粒長大也已基本完成，組織演變所消耗的能量很小，大部分能量轉(zhuǎn)化為熱能，因此功率耗散值最小。

圖7 不同工藝參數(shù)下4133B高溫合金的功率耗散圖Fig. 7 Power dissipation maps for GH4133B superalloy at different strain rates and temperatures

圖8 不同變形溫度及應(yīng)變速率下的顯微組織Fig. 8 Typical microstructures of GH4133B superalloy processed after hot compression under different strain rates and temperatures (a)940 ℃，1 s?1；(b)1020 ℃，1 s?1；(c)1060 ℃，1 s?1；(d)1060 ℃，0.001 s?1

基于上述所得的加工圖和變形后微觀組織的研究結(jié)果，對(duì)不同工藝參數(shù)下微觀組織中動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒數(shù)量、尺寸與其相對(duì)應(yīng)的功率耗散值進(jìn)行對(duì)比分析，驗(yàn)證加工圖的準(zhǔn)確性。確定GH4133B鎳基高溫合金最佳的熱加工變形溫度為 1020～1060 ℃和應(yīng)變速率為0.01～0.1 s?1，該工藝參數(shù)下可以獲得均勻細(xì)小的等軸晶粒。

3 結(jié)論

（1）基于熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)繪制出了真應(yīng)力-應(yīng)變曲線，發(fā)現(xiàn)曲線呈典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶曲線，說明材料的主要軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，流動(dòng)應(yīng)力受熱變形參數(shù)的影響，流變應(yīng)力隨著變形溫度的降低和應(yīng)變速率的增加而升高。

（2）根據(jù)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)建立GH1433B合金的本構(gòu)方程，為GH4133B合金鍛造過程數(shù)值模擬制定合理的熱加工工藝提供依據(jù)。具體方程如下：

（3）基于高溫變形過程中鎳基高溫合金GH4133B合金的高溫變形行為、微觀組織及熱加工圖，確定GH4133B鎳基高溫合金最佳的熱加工變形溫度為1020～1060 ℃和應(yīng)變速率為0.01～0.1 s?1。