不同成分GH4133B高溫合金的熱壓縮變形行為
GH4133B是一種典型的難變形高溫合金，主要用作火箭和航空發(fā)動機渦輪盤材料，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。鍛件的顯微組織對合金成分和變形工藝參數敏感，由于參數控制不當而形成的異常組織，往往無法通過后續(xù)熱處理徹底消除。而顯微組織對材料的塑性、沖擊韌性、疲勞性能及物理性能具有顯著的影響，這使得熱加工工藝成為材料組織性能控制的重要環(huán)節(jié)。
GH4133B是在GH4133合金基礎上通過合金元素調整而發(fā)展起來的。合金的熱壓縮變性行為影響其熱加工工藝的制訂，但有關該合金此方面的報道并不多見。
為此，作者研究了變形溫度和變形量對不同碳、鋁鈦鈮含量GH4133B合金的熱壓縮變形行為的影響，為預測合金顯微和熱加工工藝條件的制訂提供參考依據。
1試樣制備與試驗方法
試驗設計并自行冶煉了四種不同碳、鋁、鈦、鈮含量的GH4133B合金，合金的化學成分如表1所示。合金經真空感應爐冶煉后澆鑄成5kg的鑄錠，然后軋制成φ18mm的圓棒。四種合金的化學成分如表1所示。此后加工成φ8×15mm的圓柱試樣，在Gleeble3500熱模擬試驗機上進行變形性能的熱模擬壓縮試驗，試驗溫度為1100，1150，1180℃，壓縮前保溫30s，變形量分別為15％、30％、50％，應變速率為1s-1。熱變形后試樣迅速水淬，以保持變形后的組織。
利用Thermo-Calc熱力學計算軟件以及相應的鎳基數據庫對合金中的平衡析出相進行了熱力學模擬計算，在不同溫度下，合金中的平衡穩(wěn)定相及其組成根據系統(tǒng)Gibbs自由能最小的原理來確定。計算結果表明，碳含量在0.04%-0.1%之間時，碳化物的平衡析出溫度為1300-1315℃，遠遠高于本熱壓縮試驗的變形溫度上限，因此可以認為，在變形溫度1100-1180℃下的壓縮過程中，合金的變形行為受到碳化物的影響。而GH4133B合金的γ′相的析出溫度在930-950℃，若從這個角度考慮，可以認為在本試驗所設計的變形溫度下變形時，γ′相完全溶解，不存在其在變形過程中產生的強化作用。
2試驗結果與討論
2.1熱變形抗力
由圖1可以看出，在相同變形溫度下，真應力先是隨著應變量得增大而急劇增加，在最高點出現(xiàn)屈服現(xiàn)象，后趨于平穩(wěn)。這是由于隨著變形量增大，位錯不斷增殖，位錯間的交互作用又增大了位錯運動的阻力，從而呈現(xiàn)加工硬化現(xiàn)象。超過某一形變量后，變形儲存能成為再結晶的驅動力，再結晶可以消除或改變原來的變形織構，發(fā)生動態(tài)再結晶軟化，當軟化速率與硬化速率平衡時，流變應力達到最大值；隨著動態(tài)再結晶的進行，軟化速率大于硬化速率，應力逐漸下降；當發(fā)生完全再結晶后，其晶粒組織和流變應力不隨變形量變化，進入穩(wěn)態(tài)變形階段。當應變量相同時，變形溫度越高，合金的流變應力也越低，這是由于隨著溫度升高，滑移系的臨界切應力下降，合金的變形抗力降低。
圖2是合金不同變形溫度熱壓縮變形的峰值應力圖。變形量一定時，隨著變形溫度的升高，峰值應力逐漸降低。相對于含碳量為0.062%的合金，從成分的角度來看，碳含量的變化對合金峰值應力的影響也比較顯著，減少碳含量至0.04%，合金2在1100℃和1180℃時的峰值應力降低，其中1100℃變形時降低最大，1150℃時峰值應力有所增大；增加碳含量至0.1%，合金3也有相似的趨勢，只是變化幅度比較小，但1150℃時峰值應力增大比較明顯；這是因為碳偏聚于晶界，并產生細小顆粒狀二次TiC，阻止晶界滑動和裂紋形成，從而有利于持久塑性和持久時間的提高，但是碳含量太高，晶界二次TiC析出太多，甚至構成TiC薄膜，使晶界變脆，裂紋易于擴展，持久時間縮短。減少含碳量至0.052%，合金4降低鋁鈦鈮含量，由于合金化程度有所降低，因此各個變形溫度的峰值應力都比含碳量為0.062%的合金1的峰值應力降低約5MPa。
2.2動態(tài)再結晶
由圖3可見含碳量0.062%合金1在較高的變形溫度下，動態(tài)再結晶傾向性很大，在較小的塑性變形就能實現(xiàn)動態(tài)再結晶。在1180℃進行30%變形時已基本發(fā)生完全動態(tài)再結晶；而在較低溫度下，要通過很大的變形量才能使材料發(fā)生完全動態(tài)再結晶。變形溫度為1100℃時，變形量為30%時合金只發(fā)生了部分動態(tài)再結晶，混晶現(xiàn)象嚴重，變形量達到50%才能發(fā)生近似完全的動態(tài)再結晶，形成均勻細小的動態(tài)再結晶晶粒。
由圖4可以看出，對于含碳量為0.04%的合金2，在1100℃進行30%變形時發(fā)生部分動態(tài)再結晶；在1100℃進行50%變形時，再結晶過程已相當充分，合金內基本布滿了細小的等軸晶，但垂直于被壓縮方向出現(xiàn)貫穿試樣的變形帶；在1180℃進行30%變形時合金2發(fā)生了較為充分動態(tài)再結晶，平均晶粒尺寸大于1100℃下進行30%變形時，而且也發(fā)現(xiàn)垂直于被壓縮方向貫穿試樣的變形帶。
由圖5可知，對于含碳量為0.1%的試樣在1100℃下進行30%變形時，再結晶達到了較為充分的程度，再結晶晶粒占據了大部分表面；在1100℃進行50%變形時，再結晶過程已相當充分，合金內基本布滿了細小的等軸晶；在1080℃進行30%變形時，發(fā)生了完全的動態(tài)再結晶，視野內基本上是尺寸較大的再結晶晶粒。此合金由于含碳量較高，晶界和晶間分布著的大量顆粒狀碳化物也較其它合金多。
由圖6可見，對于含碳量0.052%的試樣，鋁、鈦、鈮含量的降低使合金的動態(tài)再結晶溫度下降，相同變形條件下的再結晶晶粒均大于碳含量為0.062%的試樣的再結晶晶粒，同時，再結晶晶粒的偏大還應與此試樣碳含量稍低于0.062%及碳化物含量減少有關。變形過程中實現(xiàn)完全的動態(tài)再結晶有利于在熱處理后獲得均勻的等軸晶組織。而不完全再結晶可能導致熱處理后形成項鏈狀組織、混晶組織和條帶組織等各種形式的雙重組織。
并且隨著變形溫度的升高，再結晶晶粒尺寸也隨之長大。因此應嚴格控制變形溫度，避免超大晶粒的出現(xiàn)。綜合以上研究可以得出結論，含碳量在0.04%到0.1%之間時，合金在1100℃下變形50%可以獲得較為均為的等軸晶組織。在1100℃下變形50%時，降低碳含量至0.04%，合金再結晶晶粒較大；增加碳含量至0.1%，卻使合金再結晶溫度升高，出現(xiàn)混晶；碳含量為0.062%時，合金獲得的再結晶晶粒較為細小和均勻。
2.3熱壓縮變形性能
壓縮試驗后，含碳為0.062%的試樣在試驗所設的變形溫度和變形量之下均未開裂，表面出現(xiàn)粗糙不平的帶，表現(xiàn)出良好的熱變形性能。含碳量為0.04%的合金分別在1100℃、50%，1150℃、50%，1180℃、30%，1180℃、50%變形后，表面較光滑并且發(fā)生不同程度的開裂；含碳量0.1%的合金也在1180℃時發(fā)生了輕微開裂。蘇玉芹等均認為，壓縮試樣產生的側面縱裂是由于鼓形表面附近受有環(huán)向拉應力所致。在變形溫度過高時，由于晶粒間的強度大大削弱而常常產生由晶粒邊界拉裂，其裂紋和環(huán)向拉應力方向近于垂直。當變形溫度過低時，常出現(xiàn)穿晶斷裂，其裂紋和環(huán)向拉應力方向接近45°角。由圖7可見，低碳含量試樣在1100℃下變形50%后恰好出現(xiàn)與環(huán)向拉應力呈45°角的裂紋，變形溫度高達1180℃時，試樣表面出現(xiàn)和環(huán)向拉應力方向近于垂直的裂紋。
由圖8可以看出，含碳量為0.04%合金的試樣內部出現(xiàn)了垂直于壓應力方向的變形帶，這些變形帶并非只沿著晶界，而是貫穿晶間的。這是由于此處晶界碳化物較少，晶界強化效果不明顯，從而易發(fā)生再結晶，產生變形不均勻的組織，這會使得合金在服役過程中產生不均勻應力場，為裂紋的萌生和長大乃至構件斷裂提供了條件。含碳量為0.1%的試樣中分布著許多大塊狀的一次碳化物。在較高溫度下，基體塑性很大，而大量的晶界碳化物和塊狀一次碳化物存在會產生變形的不協(xié)調，容易導致裂紋的萌生。由以上分析可知，對于GH4133B合金而言，含碳量為0.062%時的熱變形性能比較好，減少或增多碳含量都對合金的壓縮變形性能產生不利影響。
含碳量為0.052%、低鋁鈦鈮含量合金的試樣在熱壓縮變形后也無開裂現(xiàn)象的出現(xiàn)。這是由于合金化程度相對較低，導致變形抗力亦有所下降，但要考慮到鋁、鈦和鈮是強化相γ′相的主要形成元素，它們的減少將影響標準熱處理后合金的強度，因此，利用降低鋁鈦鈮含量雖能降低變形抗力，但不能保證合金綜合性能。
3結論
（1）不同成分GH4133B合金的熱變形抗力隨著變形溫度的升高而迅速降低
（2）提高變形溫度和增大變形量能夠促進動態(tài)再結晶過程的進行。含碳量0.062%時合金的熱變形性能最較好，減少或增多碳含量都對合金的壓縮塑性產生不利影響；降低鋁鈦鈮含量，由于變形抗力下降，塑性亦保持良好。
