GH4049合金的熱變形行為及組織演變

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據分析該合金的流變行為特征，建立一定熱變形參數范圍內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、應力和應變數據。變形結束后水冷，然后將試樣沿縱向切開，經研磨、拋光，再經 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（質量分數／%）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。可知，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

數值模擬技術已經廣泛應用于優(yōu)化合金熱加工工藝，進而實現對微觀組織的控制［5－7］。數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值模擬的前提條件，可作為變形熱力參數選擇及設備噸位確定的依據，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據，建立了GH4049合金的唯象型本構方程。

大多數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據獲得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（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，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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