铸态GH4175合金高温变形行为及热加工图研究
2022-02-17林莺莺东赟鹏于秋颖方爽
林莺莺，东赟鹏，于秋颖，方爽
铸态GH4175合金高温变形行为及热加工图研究
林莺莺，东赟鹏，于秋颖，方爽
（中国航发北京航空材料研究院，北京 100095）
建立铸态GH4175合金的本构模型以预测材料变形过程中的流动应力，绘制其热加工图，用于优选铸态GH4175合金热变形的工艺参数。采用Gleeble-3500热模拟压缩试验机对铸态GH4175合金试样在不同的变形温度和应变速率下进行热模拟压缩试验，获得流动应力-应变曲线。GH4175合金的流动应力随变形温度的上升和应变速率的下降而下降；计算结果表明建立的本构模型第1道次的流动应力试验值与预测值的最大相对误差为13.54%，最小相对误差为0.38%，平均相对误差为5.1%；第2道次的最大相对误差为25.6%，最小相对误差为0.09%，平均相对误差为6.8%。热加工图中对应的可加工区域：变形温度为1160～1170 ℃，应变速率为0.01～0.1 s–1。建立了GH4175合金预测精度较高的本构模型，在热加工图中高能量耗散率区域所对应的工艺参数下变形后获得了γ+γ′双相细晶组织。
GH4175合金；本构模型；热加工图；流动应力
随着航空工业的发展，航空发动机的推重比不断提高，这使得航空发动机涡轮盘的服役温度不断提高[1-2]。为满足航空发动机涡轮盘的要求，我国研发了可以在800 ℃以上长期服役的新型涡轮盘用变形高温合金，其中以GH4151，GH4175，GH4975合金为主要代表[3]。为满足服役要求，此类变形高温合金的合金化程度高，且γ′相的含量较高，这使得其在变形过程中存在变形抗力大、易开裂等问题，此外，该种合金的微观组织变化对变形工艺参数很敏感。因此，为了优化热加工工艺参数，获得更优异的服役性能与加工性能，国内外学者对变形高温合金的变形行为以及变形过程中的微观组织演化做了大量的研究。Godasu等[4]研究了铸态625合金在高温变形过程中的微观组织演化行为，结果表明Σ3型孪晶界的演化行为对γ基体的再结晶行为有着重要影响。Charpagne等[5]研究了Rene 65 TM合金在高温变形过程中的微观组织演化，结果表明γ′相在变形过程中会引发γ相的异质外延再结晶（Heteroepitaxial recrystallization）。吕少敏[6-8]研究了GH4151合金的高温变形行为，建立了GH4151合金的本构模型及热加工图。张北江等[1]利用多重热机械处理，在GH4065和GH4175合金中获得了γ+γ′双相细晶组织（Duplex microstructure），拉伸试验结果表明，此种微观组织大大提高了变形高温合金的塑性。
虽然国内外对变形高温合金的变形行为进行了广泛的研究，但是国内对铸态GH4175合金的高温变形行为研究尚无报道，为了研究GH4175合金的高温变形行为，从而便于后续加工工艺参数的制定，文中采用热模拟压缩试验获得了铸态GH4175合金的流动应力-应变曲线，在此基础上建立了其本构模型，绘制了GH4175的热加工图，并利用热加工图选择了铸态GH4175合金合理的热加工工艺参数。
1 试验
材料为铸态GH4175合金，其名义成分如表1所示，其微观组织如图1所示。由图1可知，铸态GH4175合金中的γ′相呈花瓣状分布在γ基体上。将其加工成10 mm×15 mm的标准热模拟压缩试样，在Gleeble-3500热模拟试验机上进行热模拟压缩试验，变形温度为1120，1140，1160，1180 ℃，应变速率为0.001，0.01，0.1 s–1。由于铸态试样容易在变形过程中开裂，文中采用双道次压缩的方法：第1道次的变形程度为30%，对应的真应变为0.35，间隔20 s后（变形温度不变）变形；第2道次的变形程度为20%，对应的真应变为0.22，累计真应变为0.57。用焊在试样中部的热电偶监测试验过程中的变形温度，采用钽片垫在试样与压头之间以降低变形过程中的摩擦。
表1 GH4175合金名义成分（质量分数）
图1 GH4175合金铸态组织
将热模拟压缩的试样沿其轴向切开，利用水磨砂纸将其剖面逐级打磨后机械抛光，直至试样的表面无明显划痕后进行腐蚀。采用的腐蚀剂配比为5 g CuCl2+10 mL HCl+10 mL CH3OH，采用Leica DMI 3000M金相显微镜对变形后试样的大变形区域进行微观组织的观察。
2 结果与讨论
2.1 铸态试样流动应力-应变曲线
图2为不同变形温度下GH4175合金的流动应力-应变曲线。由图2可以看出，第1道次和第2道次的流动行为略有不同。在第1道次的变形过程中，如图2a所示，变形温度为1120 ℃时，在试验条件的应变速率下，其流动应力值都先迅速上升，然后缓慢上升至最大值，随后有所下降，这除了与GH4175合金的动态回复以及动态再结晶相关以外，还与γ′相的溶解行为有关[9-11]。在变形的初期，由于大量的位错增殖与塞积，使合金发生加工硬化，流动应力升高，随着变形程度的升高，动态回复以及动态再结晶的发生使材料内部位错密度下降，流动应力下降；除此以外，γ'相的溶解使其对位错的钉扎效应降低，也起到一定的软化效果[12]。如图2b所示，在1140 ℃、0.1 s–1时，合金在第1道次的变形行为与1120 ℃下的相似，而在应变速率为0.01 s–1和0.001 s–1时，其流动应力达到最大值后基本不发生变化。相比于1120 ℃，随着变形温度的升高，动态再结晶更容易发生，因而在0.01 s–1和0.001 s–1时，加工硬化行为和动态软化行为已经达到平衡[4,13]，其流动应力值基本不变。如图2c和d所示，在1160 ℃和1180 ℃变形时，当应变速率为0.1 s−1时，第1道次的变形过程中流动应力值一直上升，而应变速率为0.01 s–1和0.001 s–1时，除1160 ℃，0.01 s–1条件下稍有下降之外，其余条件下的流动应力值均基本保持不变。这表明当应变小于0.35时，即使是在1160 ℃和1180 ℃的高温下，在应变速率为0.1 s–1时，材料的加工硬化和动态软化仍然未达到平衡；而较低的应变速率有利于动态再结晶的发生，故在应变速率为0.001 s–1和0.01 s–1时，流动应力更容易达到稳定。
如图2所示，在第2道次的加载过程中，在试验的各变形温度下，应变速率为0.001 s–1时的应力值相比于第1道次的应力值有所上升，而其余应变速率下第2道次的流动应力值低于第1道次在相同应变速率下的流动应力。出现此现象最主要的原因是：在道次间的保温过程中，合金发生了亚动态再结晶，使合金内部组织发生了变化。在第1道次变形过程中已经形核的动态再结晶晶粒会在保温过程继续消耗位错，在实现再结晶晶粒长大的同时大大降低位错密度，从而减小了位错塞积对位错滑移的阻碍作用，使GH4175合金发生软化。而应变速率为0.001 s–1时，由于应变速率较小，位错的增殖速率小，因此位错的塞积量也很少，从流动应力-应变曲线来看，在应变速率为0.001 s–1时，第1道次变形过程中发生的动态软化与应变硬化已经达到平衡，说明在第1道次的变形完成后，合金基本完全再结晶，合金中的位错密度已经在相对较低的水平，在保温的过程中，仅仅发生晶粒的静态长大，此过程位错密度未发生大幅度降低，故在第2道次的压缩过程中需要重新开动位错的滑移和增殖，导致其流动应力值有所上升。若在保温的过程中，合金组织未发生明显的变化，则其流动应力-应变曲线显示出不同道次间连续变化的特征，如文中的1140 ℃，0.001 s–1以及1140 ℃，0.01 s–1的曲线所示。第2道次的变形过程中，在1120 ℃时，随着应变的增加，各个应变速率下的流动应力值均有所下降，说明在1120 ℃下，第1道次变形过程中没有发生完全动态再结晶；而1180 ℃、0.01 s–1下，随着应变的增加，第2道次变形过程的流动应力值略有上升，说明在此条件下，第1道次变形过程中，合金已经基本完全再结晶，第2道次的变形过程中，合金略有硬化；其余变形条件下，第2道次变形过程的流动应力值基本保持不变。
通常采用补偿法[14-15]来计算亚动态软化分数，从而量化亚动态再结晶的软化程度，其计算方法如图3a以及式（1）所示。
式中：m为第1道次压缩完毕后的流动应力值；1和2分别为第1道次和第2道次的屈服应力，通常取塑性应变为0.2%的所对应的点，做一斜率与弹性变形阶段相同的直线，此直线与应力-应变曲线的交点所对应的应力值。
图3 对GH4175亚动态再结晶软化分数的影响
2.2 GH4175合金的本构模型
Fields-Backofen模型[16-17]将流动应力与变形温度、应变速率以及应变之间的关系表示为如下形式：
式中：和分别为应变硬化指数与应变速率敏感性指数；为塑性模量。这3个参数均被表示为温度的函数。
试验表明[18]，应变和应变速率也会对和值产生影响，考虑到应变和应变速率对和的影响，文中将一定温度下的和分别表示为如下形式：
式中：，，，，，为与，有关的积分常数；为流动应力（MPa）；为真应变。当温度发生变化时，，，，，，也随之变化。
采用多元非线性拟合，利用文中的流动应力-应变数据求得不同温度下的积分常数如表2所示。
缺齿蓑藓(Macromitrium gymnostomum Sull. & Lesq.)为木灵藓科(Orthotrichaceae)蓑藓属(Macromitrium)植物。该物种主茎匍匐、侧枝短，枝叶中上部细胞近方形、密被多疣，细胞间界线模糊；下部和基部细胞光滑无疣，细胞壁直；孢蒴蒴口下皱缩，蒴口下有纵棱，蒴齿退化；蒴帽兜形，光滑无毛。主要分布于我国华东、华南和西南地区，在亚洲的日本、朝鲜半岛、中南半岛也有分布[1]。
根据表2中的数据，在第1道次和第2道次下分别作出积分常数随温度变化的散点图，并用二次函数按照式（5）的形式进行拟合，得到积分常数随温度变化的函数关系式，拟合的结果如图4所示，其中不同条件下的拟合系数的值如表3所示。
式中：为温度（℃）；0—2，0—2，0—2，0—2，0—2，0—2为拟合系数。
综上所述，将表2—3中的参数代入式（5）以及式（6）中计算，可以得到各个变形条件下的流动应力值，其试验值与预测值的对比如图5所示。通过计算，第1道次的流动应力试验值与预测值的最大相对误差为13.54%，最小相对误差为0.38%，平均相对误差为5.1%；第2道次的最大相对误差为25.6%，最小相对误差为0.09%，平均相对误差为6.8%，以上计算结果表明，文中建立的本构模型具有较好的预测精度。
表2 不同温度下积分常数的值
图4 不同道次下温度系数的拟合结果
图5 GH4175合金流动应力试验值与预测值的对比
2.3 GH4175合金的热加工图
Prasad等[19-20]构建的动态材料模型（Dynamic material modeling，DMM）将产生塑性变形的材料看作一个非线性耗散能量单元。DMM模型将材料发生塑性变形时，外力对材料输入的能量分为2大部分：
表3 不同道次下的温度系数
塑性变形消耗的能量以及微观组织演变耗散的能量。与的分配关系体现了用于塑性变形以及组织演变的能量之比，可以用下式表示：
将非线性能量耗散单元的值经过线性能量耗散单元max值归一化处理后可以得到能量耗散率值，其表达式如式（8），值的大小反映了在一定变形条件下的各种微观组织变化机制[21-22]。
式中：为应变速率敏感性指数。
由式（8）可以看出，材料的值越大，则材料在热变形过程中的能量耗散率值越大，即在变形过程中用于微观组织演变的能量越多，在变形过程中可能发生动态再结晶或超塑性流动[23-24]，材料的热加工性能越好。一般而言，选取热变形工艺参数时应当选取值较大的工艺参数。
Zielger[25]利用不可逆热力学极值原理，建立了塑性流动失稳准则，其表达式如式（9）所示：
一般而言，在失稳区域所对应的工艺条件下变形会导致材料发生流动失稳、楔形裂纹以及绝热剪切带[25—27]等。为保证材料在变形过程中不发生失稳，应当避免在失稳区域变形。
基于以上理论，由热模拟压缩试验所得的数据，可以分别计算得到某一应变下的能量耗散分布图以及塑性流动失稳图，将这2种图叠加，可以得到热加工图。根据文中所得的流动应力-应变曲线，得到如图6所示的热加工图。
图6 不同应变下GH4175合金高温变形时的热加工图
如图6所示的热加工图中，红色区域代表失稳区，绿色区域代表能量耗散率高的区域。从图6可以看出，在高温高应变速率的条件下，出现了高能量耗散区域，其最大能量耗散率约为0.57，随着应变的增大，热加工图中高能量耗散区域减小；在1120 ℃和1140～1180 ℃分别出现了2个失稳区，随着应变的升高，失稳区域由2个区域合并为一个区域。
热加工图中不同区域所对应的变形后的组织如图7和图8所示。图7是在热加工图的低温失稳区域变形后试样的宏观形貌。从图7可以看出，在低温失稳区变形时，发生了宏观开裂，其中在1100 ℃，0.001 s–1变形后试样出现了与压缩方向约呈45°的宏观裂纹，且该裂纹贯穿整个试样，在1120 ℃，0.001 s–1的变形工艺参数下，变形后的试样仅在鼓肚处出现了与压缩方向呈45°的裂纹；如图8a是高温失稳区变形后的微观组织，在高温失稳区域变形后的γ基体晶粒尺寸不均匀：整体以大尺寸的γ晶粒为主，其平均直径大于20 μm，在大晶粒的周围有尺寸较小的晶粒，其平均直径约为10 μm。这种组织的形成与再结晶晶粒的异常长大行为有关[28-29]：动态再结晶完成后，为了降低界面能，晶粒会自发的长大，由于变形温度很高且没有γ′对晶界的钉扎作用，某些晶粒会急剧长大，随后吞并周围较细小的晶粒。这种混晶组织不利于合金后续的加工以及服役。在实际工艺中应当避免在这些失稳的工艺参数下变形，以保证其变形后组织的均匀性。当应变为0.55时，从图8b可以看出，在热加工图中高能量耗散率的区域，由于动态再结晶完成，γ基体的晶粒尺寸很小（<10 μm），在晶界上存在细小的残余γ'相，可以对晶界起到有效的钉扎作用，阻止了γ晶粒的异常长大行为，因此变形后的组织细小均匀，呈现γ+γ′双相细晶组织。张北江等[2]的研究表明，此种组织易于获得超塑性，便于后续的加工。
图7 低温失稳区域变形试样的宏观形貌
图8 应变为0.55时不同变形工艺参数对应的组织
按照热加工图理论，合理的热加工工艺参数应该满足能量耗散率较高而且不会发生失稳，从图6中可以优选出GH4175合金的热加工工艺参数：变形温度为1160～1170 ℃，应变速率为0.01～0.1 s–1。
3 结论
在双道次的压缩过程中，铸态GH4175合金的流动应力随变形温度的上升而下降，且在高温低应变速率下容易达到稳定流动。在道次间的保温过程中，当应变速率为0.1 s–1和0.01 s–1时，亚动态再结晶造成的软化效应较为明显，且温度越低，应变速率越高，软化效应越大；而应变速率为0.001 s–1时未产生明显软化。
建立了GH4175合金第1道次和第2道次变形的本构模型。其中，第1道次的流动应力试验值与预测值的最大相对误差为13.54%，最小相对误差为0.38%，平均相对误差为5.1%；第2道次的最大相对误差为25.6%，最小相对误差为0.09%，平均相对误差为6.8%。
建立了GH4175合金的热加工图，在热加工图中的高能量耗散率区域变形的材料发生了动态再结晶，在此区域变形后获得了γ+γ′双相细晶组织。在较低变形温度的失稳区变形时，合金在此过程中发生了开裂；而在高温失稳区变形时，合金虽未开裂，但是变形后组织为晶粒尺寸不均匀的混晶组织。
根据热加工图以及微观组织表征得出铸态GH4175合金合适的热加工工艺参数：真应变不大于0.57的条件下，变形温度为1160～1170 ℃，应变速率为0.01～0.1 s–1。
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High Temperature Deformation Behavior and Hot Processing Map of As-Cast GH4175 Alloy
LIN Ying-ying, DONG Yun-peng, YU Qiu-ying, FANG Shuang
(AECC Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China)
The work aims to establish the constitutive model of as-cast GH4175 alloy to predict the flow stress during deformation and prepare hot processing map, so as to optimize the deformation parameters of the alloy. The isothermal compression tests were carried out to the as-cast GH4175 alloy by Gleeble-3500 simulated machine at different deformation temperature and strain rates, to obtain the flow stress-strain curve. The flow stress of GH4175 alloy decreased with increase of deformation temperature and decrease of strain rate. The calculation results showed that the maximum relative error between the flow stress test value and the predicted value by the constitutive model in the first pass was 13.54%, the minimum relative error was 0.38%, and the average relative error was 5.1%. The maximum relative error in the second pass was 25.6%, the minimum relative error was 0.09%, and the average relative error was 6.8%. In the processable area of the hot processing map, of the deformation temperature was 1160-1170 ℃ and the strain rate was 0.01-0.1 s–1. The constitutive model of GH4175 alloy with high prediction accuracy is established, and the γ+γ′ dual-phase fine grain structure is obtained after deformation under the process parameters corresponding to the high power dissipation rate region in the hot processing map.
GH4175 alloy; constitutive model; processing map; flow stress
10.3969/j.issn.1674-6457.2022.01.016
TG319
A
1674-6457(2022)01-0133-08
2021-07-06
林莺莺（1981—），女，博士，高级工程师，主要研究方向为难变形金属材料塑性成形加工。
