Inconel 718鎳基合金的超塑性
????隨著超塑性研究的日趨深入，許多材料的超塑性性能正被逐步發(fā)現(xiàn)和重新認(rèn)識(shí)。與鋁、鈦合金相比，鎳基高溫合金Inconel718的超塑性的研究及應(yīng)用較晚。到目前為止,國(guó)內(nèi)外有關(guān)Inconel718超塑性研究的報(bào)導(dǎo)仍較少。
????超塑性變形機(jī)制是超塑性研究的核心內(nèi)容,它不但可以揭示超塑性的本質(zhì),而且可以為制備超塑性合金提供理論依據(jù)。但由于超塑性變形的復(fù)雜性,至今尚無(wú)能夠完善解釋所有超塑性合金變形行為的理論。本文對(duì)Inconel718合金的超塑性成形規(guī)律、力學(xué)行為和顯微組織變化進(jìn)行了詳細(xì)研究,進(jìn)而探討其超塑性變形機(jī)制。
1材料與試驗(yàn)方法
????實(shí)驗(yàn)材料選用Inconel718合金熱軋棒材,化學(xué)成分w(%)為:Ni50.0,Cr17.0,Nb5.0,Mo2.8,Ti1.0,Fe余量。櫸材經(jīng)過(guò)“熱變形+δ相析出處理+再結(jié)晶處理”細(xì)化處理后，在恒定溫度,不同初始應(yīng)變速率和恒定初始應(yīng)變速率,不同變形溫度兩種條件下,進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。
????對(duì)不同試驗(yàn)條件下斷裂后的試樣進(jìn)行顯微組織觀察,用截線法測(cè)定奧氏體晶粒尺寸。用掃描電鏡觀察δ相的分布及空洞形貌。同時(shí)使用H-800型透射電鏡觀察拉伸試樣位錯(cuò)組態(tài)的變化。
2試驗(yàn)結(jié)果
2.1Inconel718合金的超塑性力學(xué)行為
????圖1a)為變形溫度T=1000℃時(shí)流動(dòng)應(yīng)力σ及延伸率δ與應(yīng)變速率ε的關(guān)系曲線。從中可見(jiàn),隨著初始應(yīng)變速率ε的降低,合金的流動(dòng)應(yīng)力降低,延伸率增加。與高塑性材料相比,應(yīng)力與應(yīng)變速率關(guān)系曲線相對(duì)平直。
????在初始應(yīng)變速率ε=2.78X10-4s-1變形溫度T=940~1020℃的條件下拉伸時(shí),流動(dòng)應(yīng)力σ隨變形溫度T的升高而單調(diào)下降(圖1b)。與此相對(duì)應(yīng),延伸率δ隨變形溫度的升高而不斷增加980~990℃時(shí)達(dá)到峰值397%。變形溫度繼續(xù)升高時(shí),延伸率δ逐漸下降。變形溫度T=1020℃時(shí),其延伸率為240%,仍顯示較好的塑性。Inconel718合金在較寬變形溫度范圍內(nèi)顯示出良好的塑性,為超塑成形溫度的控制和確定提供了有利條件。
2.2奧氏體晶粒尺寸
????圖2a)展示了變形溫度T=1000℃時(shí),晶粒尺寸與初始應(yīng)變速率的關(guān)系。由圖可見(jiàn),奧氏.體晶粒尺寸隨應(yīng)變速率的降低而逐漸增加。當(dāng)初始應(yīng)變速率ε=1.14*10-4s-1時(shí),奧氏體晶粒尺寸達(dá)到18.3μm。
????圖2b)展示了初始應(yīng)變速率ε=2.67x10-4s-1時(shí),晶粒尺寸與變形溫度的關(guān)系。變形溫度低于980℃時(shí),奧氏體晶粒略微增加。當(dāng)溫度高于980℃時(shí),奧氏體晶粒尺寸急劇增加。在T=1020℃試樣中,晶粒尺寸達(dá)到11.1μm。
2.3δ相的尺寸與數(shù)量
????圖3是不同變形溫度下初始應(yīng)變速率e=2.67x10-4s-1時(shí),試樣斷裂后顯示δ相分布的SEM照片。圖中δ相呈短櫸狀或顆粒狀,均勻分布于奧氏體中。在940~980℃溫度范圍內(nèi)，隨變形溫度的升高,δ相尺寸增加。在940~960℃溫度范圍內(nèi),δ相數(shù)量單調(diào)增加，960℃達(dá)到峰值。溫度繼續(xù)提高,δ相回溶。在1020℃變形時(shí),δ相幾乎完全溶解。
????圖4是變形溫度為1000℃時(shí),不同初始應(yīng)變速率條件下試樣斷裂后顯示δ相分布的SEM照片。由圖可知,隨初始應(yīng)變速率e的降低,δ相含量降低。
3討論
????超塑性變形初期,由于晶粒尺寸較小,變形溫度較高,易于實(shí)現(xiàn)原子的短程擴(kuò)散。在應(yīng)力應(yīng)變作用下,晶粒尺寸和等軸比略微增加，溫度的升高會(huì)導(dǎo)致晶界軟化,使晶界滑動(dòng)易于進(jìn)行。但過(guò)高的變形溫度將導(dǎo)致強(qiáng)烈的晶間擴(kuò)散。同時(shí),由于δ相大量回溶導(dǎo)致晶界遷移的阻力大為降低,因此,晶粒將快速長(zhǎng)大,從而使延伸率減小(如圖1b、圖2b所示)。
????隨著超塑性變形的進(jìn)行,變形的不協(xié)調(diào)性逐漸加劇。位于滑移面上的δ相和碳化物將對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生阻礙作用。強(qiáng)度不太高的δ相可與基體一起變形,位錯(cuò)可以切過(guò)δ相。但當(dāng)位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)中遇到強(qiáng)度較高的碳化物時(shí),只能繞過(guò)并堆積在其周?chē)?從而留下位錯(cuò)平面塞積群(圖5)。
????當(dāng)位錯(cuò)密度升高到一定程度后,在δ相、碳化物、晶界、三角晶界附近,將產(chǎn)生應(yīng)力集中。在晶界上析出相處產(chǎn)生空洞是因?yàn)楦邷叵潞辖鹬刑蓟锏膹?qiáng)度較高,當(dāng)晶界滑動(dòng)不會(huì)隨之協(xié)調(diào)變形。同時(shí),在一些位錯(cuò)密度很高的晶粒內(nèi)部,位錯(cuò)纏結(jié)逐漸形成，致使運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)無(wú)法穿越晶粒,不能以激發(fā)位錯(cuò)的方式消除或緩解晶界的應(yīng)力集中。此時(shí),動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、動(dòng)態(tài)回復(fù)等軟化機(jī)制已無(wú)法完全協(xié)調(diào)。于是在應(yīng)力高度集中的晶界、三角晶界及碳化物附近產(chǎn)生空洞?？斩词蔷Ы缁瑒?dòng)不協(xié)調(diào)的產(chǎn)物,影響超塑性的發(fā)生和發(fā)展。由于變形的不均勻性,在晶界處形成大量的位錯(cuò)群,這些位錯(cuò)群產(chǎn)生的應(yīng)力場(chǎng)將引起局部能量起伏。當(dāng)應(yīng)力場(chǎng)能轉(zhuǎn)化成空洞的表面能后,塞積應(yīng)力場(chǎng)消失。
????由觀察可知,在Inconel718合金超塑性變形中,晶界附近位錯(cuò)密度較高,晶內(nèi)位錯(cuò)滑移協(xié)調(diào)機(jī)制在合金的超塑性變形后期起主導(dǎo)作用。含有貫通晶內(nèi)的塞積位錯(cuò)的晶粒在產(chǎn)生應(yīng)力集中的晶界處激發(fā)位錯(cuò),這些位錯(cuò)在晶界上通過(guò)攀移等過(guò)程互毀。這與Gifkins的“心部-表層"機(jī)理模型極為相似。
4結(jié)論
????1)合金在超塑拉伸變形過(guò)程中,隨著初始應(yīng)變速率ε的降低,流動(dòng)應(yīng)力σ降低,而材料延伸率δ升高。隨變形溫度的升高,流動(dòng)應(yīng)力σ降低,延伸率δ在980~990℃時(shí)達(dá)到最大值467%。
????2)奧氏體晶粒尺寸隨初始應(yīng)變速率的降低和溫度的升高而增加。同時(shí),變形速率和變形溫度影響δ相的分布。碳化物的存在和分布對(duì)合金的超塑變形起重要作用,它阻礙晶粒長(zhǎng)大，使超塑性變形順利進(jìn)行。但由于對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的強(qiáng)烈阻礙作用,導(dǎo)致空洞的產(chǎn)生和發(fā)展。
????3)合金在超塑變形中,位錯(cuò)滑移起重要協(xié)調(diào)作用,使晶界滑動(dòng)易于進(jìn)行。
