高鋁Ni3Al基合金的熱變形行為

張喜娥， 付珊珊， 駱合力， 韓少麗， 李尚平

(1. 鋼鐵研究總院 高溫材料研究所，北京100081;2. 貴州黎陽航空動力有限公司，貴陽561114)

金屬間化合物Ni3Al 具有較低的密度、高的熔點(diǎn)、較好的結(jié)構(gòu)熱穩(wěn)定性、良好的高溫抗氧化及抗蝕性能等優(yōu)點(diǎn)，在高溫結(jié)構(gòu)材料的應(yīng)用前景十分廣闊［1，2］。近年來較多的Ni3Al 基合金均以鑄件的形式應(yīng)用在發(fā)動機(jī)的高溫部件，部分已成功取代鎳基高溫合金，但隨著飛行技術(shù)的發(fā)展，較多的結(jié)構(gòu)件要求應(yīng)用其變形的細(xì)晶組織，對于高可靠性、高性能的航空發(fā)動機(jī)部件更是如此，所以對Ni3Al 基合金變形工藝的研究對推動此類高技術(shù)材料的應(yīng)用具有實(shí)用化的意義［3］。

但Ni3Al 基合金的熱加工塑性較差，主要表現(xiàn)在:合金的導(dǎo)熱性極差;其次γ'相含量高達(dá)85%以上，固溶溫度較高，熱變形過程只能在γ +γ'兩相區(qū)進(jìn)行;鑄態(tài)組織為粗大的枝晶組織，且在枝晶間存在尺寸較大的共晶γ'相，熱變形過程中極易產(chǎn)生γ'脆性晶界，惡化變形后合金的性能，因而在Ni3Al 基合金變形方面取得的發(fā)展較少。近些年來由美國橡樹嶺國家實(shí)驗(yàn)室研制的IC50，IC218LZr 及IC396LZr等合金，均進(jìn)行了較成功的變形嘗試，其中對IC50合金主要采取冷軋進(jìn)行變形;而在變形溫度為1200℃，應(yīng)變速率為0. 167s－1條件下可實(shí)現(xiàn)鑄態(tài)IC218LZr 合金的熱變形，獲得變形量達(dá)50%的無裂紋鍛后合金錠，且變形后合金的性能較鑄態(tài)相比在塑性上有較大程度上的提高;此外利用放熱熔煉澆注的IC396LZr 圓棒在1225℃條件下進(jìn)行9∶1 熱擠壓后，在棒材的縱、橫截面上均形成了完全的等軸再結(jié)晶組織［4～8］。其次在日本由Masahiko Demura 等人對定向凝固的單相Ni3Al 合金采取冷軋進(jìn)行變形，獲得的多晶完全再結(jié)晶薄帶即使不含B 元素，變形后合金也可具有3% ～14.6%的室溫塑性延伸率［9］。而我國尚處于對單相Ni3Al 合金的冷軋變形研究階段［10］，且主要集中于變形過程中的理論突破，還沒有涉及到工程上應(yīng)用的研究。本研究以一種密度為7.56 g/cm3的低密度高鋁Ni3Al 基合金為研究對象，采用Gleeble－3800 型熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行壓縮變形，通過峰值應(yīng)力與變形溫度及應(yīng)變速率的關(guān)系，建立合金的本構(gòu)方程，并進(jìn)一步根據(jù)熱加工圖確定合金的安全加工范圍，最后結(jié)合熱變形組織，對合金的熱加工圖給予詮釋，為進(jìn)一步開展Ni3Al 基合金的變形行為研究提供參考。

1 試驗(yàn)方法

合金材料的制備采用二次冶煉工藝，即采用真空冶煉和二次電渣重熔工藝澆注成等軸電渣錠，電渣錠的合金成分如表1 所示，先將電渣錠在1170℃下保溫1h 后，然后隨爐升溫至1240℃保溫24h 的均勻化熱處理，隨后沿鑄錠邊緣距中心等距離處利用電火花線切割沿軸向切取試樣，將試驗(yàn)材料加工成φ8mm ×12mm 的熱模擬試樣，采用Gleeble－3800型熱模擬試驗(yàn)機(jī)對試驗(yàn)鋼進(jìn)行雙道次等溫壓縮實(shí)驗(yàn):1)以10℃/s 的加熱速率升溫到1240℃保溫120s，進(jìn)行變形速率分別為0.01s－1，0.1s－1，1s－1，變形量為20% +20%的高溫壓縮;2)以10℃/s 的加熱速率升溫到1240℃保溫60s，然后以10℃/s 的冷卻速率分別冷卻至1220℃和1200℃，保溫60s 后進(jìn)行同(1)變形速率及變形量相同的高溫壓縮。變形結(jié)束后立即水冷以保留變形態(tài)組織。

將變形并水冷的試樣沿對稱軸剖分，對試樣進(jìn)行拋光后采用電解液腐蝕，腐蝕劑為9mlH3PO4+30mLHNO3+36mLH2SO4，腐蝕電壓為5V，腐蝕時間為8s，以萃取出合金中的γ'相。采用JSM－6480LV掃描電鏡分析不同變形條件下合金微觀組織的演變過程。

表1 高鋁Ni3Al 基合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 The composition of the Ni3Al－based alloy with high Al content (mass fraction/%)

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 變形前合金組織

合金的鑄態(tài)組織如圖1a 所示:由枝晶干的γ/γ'兩相區(qū)、枝晶間的β－NiAl 相和共晶γ'相、及分布于共晶γ'相周圍的白色骨架狀及塊狀的MCⅠ型碳化物(富Hf)和處于γ/γ'兩相區(qū)中的灰色塊狀碳化物為MCⅡ(富Mo 和Ti)組成。均勻化后的組織如圖1b 所示:β－NiAl 相周圍的γ'相所占的體積分?jǐn)?shù)從鑄態(tài)下的7.4%增加到均勻化后的52.4%，在共晶γ'相擴(kuò)展后的界面前沿有呈串的顆粒狀析出相產(chǎn)生，顆粒狀析出相經(jīng)能譜分析:除少部分為γ 相外，其余為富Mo 和Cr 的M23C6碳化物，在高溫變形過程中這些碳化物可以阻止晶界的滑移和遷移，起到穩(wěn)定組織結(jié)構(gòu)的作用［11］。

2.2 應(yīng)力-應(yīng)變行為

圖2 為不同變形溫度及應(yīng)變速率下高鋁Ni3Al基合金的真應(yīng)力－應(yīng)變曲線，由圖可知:與其他合金的應(yīng)力應(yīng)變曲線相比，存在一些共性，即:合金的流變應(yīng)力隨變形溫度的升高或應(yīng)變速率的降低而減少。此外也存在一些不同點(diǎn)，如:合金的臨界應(yīng)變(εc)較小，對應(yīng)Ni3Al 變形過程中較高的加工硬化率，εc隨變形溫度的升高和應(yīng)變速率的下降而減小，說明高的變形溫度或低的應(yīng)變速率有利于變形過程中合金動態(tài)回復(fù)的產(chǎn)生，因而應(yīng)采取較低的應(yīng)變速率;峰值應(yīng)變(εp)基本上體現(xiàn)了材料本身的應(yīng)變硬化能力，εp值越大表明硬化占主導(dǎo)地位的變形量越大，由于應(yīng)變硬化有利于提高材料變形的均勻性，因此εp值越大則表明材料變形的均勻性越好，由圖(2)可知εp隨變形溫度的升高或應(yīng)變速率的下降而降低，且下降程度受應(yīng)變速率的影響比較明顯，說明對于高鋁Ni3Al 基合金，從提高變形過程中的均勻性考慮，應(yīng)變速率不宜過低。

圖1 高鋁Ni3Al 基合金的鑄態(tài)組織 (a)鑄態(tài)組織(b)均勻化后組織Fig.1 Microstructure of the alloy with high Al content (a)as－cast;(b)homogenized

2.3 熱加工本構(gòu)方程

金屬材料的高溫變形是一個熱激活過程，影響熱變形過程的因素主要有變形溫度、應(yīng)變速率和變形量，其中變形溫度及變形速率對變形行為有顯著的影響。研究表明:在高溫塑性變形條件下，流變應(yīng)力、應(yīng)變速率和溫度之間的關(guān)系可用Jonas 雙曲正弦函數(shù)模型［12］表示:

圖2 高鋁Ni3Al 基合金的真實(shí)應(yīng)力－應(yīng)變曲線Fig.2 True stress－strain curves of the Ni3Al－based alloy with high Al content(a)1s －1 (b)0.1s －1 (c)0.01s －1

式(1)中˙ε 為應(yīng)變速率，s－1;A 為結(jié)構(gòu)因子，s－1;α為應(yīng)力水平參數(shù)，MPa－1;σ 表示峰值應(yīng)力或穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力，或相應(yīng)于某指定應(yīng)變量時對應(yīng)的流變應(yīng)力，這里表示峰值應(yīng)力MPa;n 為應(yīng)力指數(shù);Q為變形激活能J，是表征材料熱變形的重要參數(shù);R 為氣體常數(shù)(通常取8. 314J/mol·K);T 為熱力學(xué)溫度K。

為求得方程中的各系數(shù)，首先需將方程進(jìn)行簡化，由sinh(x)，0.5 exp(x)，x 之間的關(guān)系及解方程可知式(1)可以簡化成下列兩式［13］:

對(1)，(2)，(3)式兩邊取對數(shù)，用不同變形溫度下σp(峰值應(yīng)力)繪制lnσp－ln ˙ε，σp－ln ˙ε 關(guān)系圖，如圖3a，b 所示，然后進(jìn)行一元線性回歸處理，其斜率的倒數(shù)分別為n，β，取各溫度點(diǎn)下n 和β 的平均值計(jì)算可得n =7.545，β =0.035。根據(jù)式(4)計(jì)算得出α 值為4.65 ×10－3MPa－1。文獻(xiàn)［14］表明，α 值范圍在3.7 ～6.3 ×10－3MPa－1之間，說明采取式(3)的簡化是合理的，因此高鋁Ni3Al 基合金可利用式(3)來構(gòu)建本構(gòu)方程。用峰值應(yīng)力繪制lnσp－1/T 關(guān)系圖，如圖3c 所示，同樣進(jìn)行一元線性回歸，計(jì)算所得的變形激活能Q 在應(yīng)變速率為0.01s－1時為672.97 kj/mol(這與prasad 對IC396LZr 合金激活能計(jì)算結(jié)果750kj/mol 接近［7］)，但當(dāng)應(yīng)變速率為0.1s－1和1s－1時，對應(yīng)合金的激活能分別為1243.5kj/mol 和1309.5kj/mol，較高的變形激活能說明合金在變形過程中的動態(tài)再結(jié)晶較難進(jìn)行，因而要實(shí)現(xiàn)高鋁Ni3Al 基合金熱變形，采取的應(yīng)變速率應(yīng)盡可能低。

表2 高鋁Ni3Al 基合金的峰值應(yīng)力σp/ MPa 隨變形參數(shù)的變化Table 2 The peak stress σp/ MPa with varies deformation parameter for the Ni3Al－based alloy with high Al content

圖3 峰值應(yīng)力與變形速率及變形溫度的關(guān)系Fig.3 the relationship of the peak strain with the deformation strain rate and temperature(a)lnσp－ln ˙ε (b)σp－ln ˙ε (c)lnσp－1/T

對式(3)擬合后得出本實(shí)驗(yàn)條件下此合金的熱 加工本構(gòu)方程如式(5)和式(6)所示。

圖4a 給出了根據(jù)上述本構(gòu)方程計(jì)算所得不同變形溫度和應(yīng)變速率下的峰值應(yīng)力等高線圖，圖4(b)是實(shí)驗(yàn)結(jié)果中的等高線圖，可見計(jì)算結(jié)果與實(shí)驗(yàn)結(jié)果吻合較好。

圖4 峰值應(yīng)力與變形溫度及應(yīng)變速率關(guān)系的等高線圖 (a)計(jì)算值(b)實(shí)驗(yàn)值Fig.4 The relation of the calculated peak stress with deformation temperature and strain rate(a)the count result (b)the experiment result

2.4 合金的熱加工圖

熱加工圖的建立主要基于動態(tài)材料模型，能夠反映在各種變形溫度和應(yīng)變速率下材料變形時內(nèi)部微觀組織的變化機(jī)制，并且可對材料的加工性進(jìn)行評估。承受變形的零件是一個非線性能量耗散單元，外力對零件輸入的能量主要貢獻(xiàn)在兩個方面，熱變形過程中單位體積材料的瞬時吸收功率P 可表示為式(7)所示［15］:G 和J 分別稱為功率耗散量和功率耗散協(xié)量，G 表示由塑性變形引起的能量耗散，大部分轉(zhuǎn)化為熱量，小部分以晶體缺陷能的形式存儲;而J 代表由微觀組織演變所消耗的能量。

Murty 等［16］認(rèn)為，對于大多數(shù)工程合金，應(yīng)變速率因子m 值應(yīng)該隨應(yīng)變速率ε·和變形溫度T 變化而變化，J 和G 的計(jì)算如式(9)和(10)所示:

式中˙εmin取一般試驗(yàn)中的最小應(yīng)變速率值計(jì)算所得的耗散效率如式(11)所示:

η 為無量綱參數(shù)，反映了材料由于顯微組織的變化而消耗的能量與熱變形過程中總能量的關(guān)系，能量消耗效率η 取決于熱變形溫度T 及應(yīng)變速率˙ε，η－T－˙ε 的變化規(guī)律即為能量耗散圖。

同時應(yīng)用式(12)計(jì)算塑性失穩(wěn)函數(shù)

在滿足(12)式的情況下將發(fā)生不穩(wěn)定的流動過程，即構(gòu)成非穩(wěn)定圖，將能量耗散圖與非穩(wěn)定圖疊加，即可構(gòu)成熱加工圖［17］。由于計(jì)算過程多處涉及積分，因而本文參考文獻(xiàn)［18］的程序利用Matlab 對熱加工圖在建立過程中涉及的公式進(jìn)行計(jì)算，所得的高鋁Ni3Al 基合金在變形量分別為20%和30%條件下的熱加工圖如圖5 和圖6 所示:高鋁Ni3Al 基合金功率耗散圖中存在兩個峰區(qū)，第一個峰值區(qū)間為:變形溫度為1200 ～1215℃，應(yīng)變速率為0.01s－1，對應(yīng)的功率耗散效率隨變形量的增大而增大，是合金的安全加工區(qū);此外在變形溫度為1240℃，應(yīng)變速率為0. 01s－1附近，在變形量為20%時也存在一峰值區(qū)域，但當(dāng)變形量增大至30%時，此峰值區(qū)域的能量耗散效率下降為負(fù)值，對應(yīng)壓縮試樣發(fā)生嚴(yán)重開裂，分析認(rèn)為，這種為負(fù)值的耗散效率是由于應(yīng)變速率因子m ＜0 引起，Gegel 判據(jù)認(rèn)為:m ＜0 時會出現(xiàn)兩種失穩(wěn)現(xiàn)象，即動態(tài)應(yīng)變時效和以前存在的或新產(chǎn)生的微裂紋擴(kuò)展［19］。由圖(6)可知:當(dāng)變形溫度為1200 ～1220℃，應(yīng)變速率為1s－1時，在不同的變形量下的失穩(wěn)值均小于零，對應(yīng)合金的不安全加工區(qū)。

圖5 高鋁Ni3AI基合金的功率耗散圖Fig.5 Power dissipation map obtain on the Ni3AI-based alloy woth high AI content（a）20% （b）30%

圖6 高鋁Ni3AI基合金的失穩(wěn)圖Fig.6 Instability map developed for the Ni3AI-based alloy woth high AI content （a）20% （b）30%

2.5 熱變形組織演變分析

根據(jù)前面對加工圖的分析得出:合金的最佳變形區(qū)間為變形溫度1200 ～1215℃，應(yīng)變速率為0.01s－1，相應(yīng)條件下的變形組織如圖7a 所示:與變形前相比，合金中的γ'相發(fā)生回溶減少，借此造成γ 相體積分?jǐn)?shù)變大，枝晶間在變形前的大塊γ'被擴(kuò)大的γ 相分散為尺寸較小的塊狀，但γ'相中未發(fā)現(xiàn)有動態(tài)再結(jié)晶產(chǎn)生。分析認(rèn)為:一方面由于Ni3Al 是L12長程有序金屬間化合物，在高溫變形時其超位錯的可動性較差，亞晶界和位錯很難通過熱激活來移動，因而其再結(jié)晶溫度較高［20］;此外變形過程中γ/γ'界面對運(yùn)動位錯有單向閥門作用，即只允許運(yùn)動位錯從γ'相進(jìn)入γ相，而阻礙其反方向運(yùn)動［21］，因而促進(jìn)γ'相發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的運(yùn)動位錯較少，此外由于進(jìn)入γ 相中的位錯又易通過交滑移使塞積的位錯得以釋放，因而不會造成γ'相中位錯的塞積。而當(dāng)在此溫度下提高應(yīng)變速率至1s－1時，合金中γ'相發(fā)生回溶較少，如圖7b 所示:合金中仍存在大塊的單相γ'區(qū)，隨著應(yīng)變速率的提高，γ'相中容易因較大的位錯塞積而被硬化，而單相γ'區(qū)中的β－NiAl 相本身作為一種脆性相，加上γ'/β 相界面存在較大的位相差，在高應(yīng)變速率下，位錯運(yùn)動的可傳遞性較差［22］，因而更易產(chǎn)生裂紋，變形裂紋多存在于單相γ'區(qū)，較多的裂紋存在于β－NiAl 相的附近，如圖8 所示。

圖7 變形溫度為1200℃，不同應(yīng)變速率下的變形組織Fig.7 The microstructure deformed in 1200℃with different strain rate (a)0.01s －1(b)1s －1

圖8 變形溫度為1200℃，應(yīng)變速率為1s－1條件下產(chǎn)生的裂紋Fig.8 The crack formed in 1200℃with the strain rate is 1s－1

3 結(jié)論

(1)高鋁Ni3Al 基合金在熱變形過程中激活能受應(yīng)變速率的影響較大，當(dāng)應(yīng)變速率為0.01s－1時，變形激活能為672.97kj/mol，而在0.1s－1和1s－1時為1243.5kj/mol 和1309.5kj/mol，合金在不同應(yīng)變速率下遵循不同的本構(gòu)方程。高的變形激活能使變形過程中的動態(tài)再結(jié)晶較難進(jìn)行，因而為實(shí)現(xiàn)合金的安全變形，需采取較地的應(yīng)變速率，而從變形的均勻程度方面考慮，應(yīng)變速率不宜過低。

(2)高鋁Ni3Al 基合金的變形后組織中，γ'相發(fā)生回溶減少，但由于合金的激活能較高，未發(fā)現(xiàn)有明顯的動態(tài)再結(jié)晶產(chǎn)生。安全加工區(qū)為變形溫度1200℃～1215℃，應(yīng)變速率為0.01s－1，而在此變形溫度范圍內(nèi)提高應(yīng)變速率至1s－1，為合金的失穩(wěn)區(qū)。

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