上海雄鋼特種合金有限公司

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)和重新認識。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,國內(nèi)外有關(guān)Inconel718超塑性研究的報導(dǎo)仍較少。

超塑性變形機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,至今尚無能夠完善解釋所有超塑性合金變形行為的理論。本文對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行了詳細研究,進而探討其超塑性變形機制。

1材料與試驗方法

實驗材料選用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“熱變形+δ相析出處理+再結(jié)晶處理”細化處理后，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,進行拉伸試驗。

對不同試驗條件下斷裂后的試樣進行顯微組織觀察,用截線法測定奧氏體晶粒尺寸。用掃描電鏡觀察δ相的分布及空洞形貌。同時使用H-800型透射電鏡觀察拉伸試樣位錯組態(tài)的變化。

2試驗結(jié)果

2.1Inconel718合金的超塑性力學(xué)行為

圖1a)為變形溫度T=1000℃時流動應(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,隨著初始應(yīng)變速率ε的降低,合金的流動應(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,流動應(yīng)力σ隨變形溫度T的升高而單調(diào)下降(圖1b)。與此相對應(yīng),延伸率δ隨變形溫度的升高而不斷增加980~990℃時達到峰值397%。變形溫度繼續(xù)升高時,延伸率δ逐漸下降。變形溫度T=1020℃時,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,晶粒尺寸與初始應(yīng)變速率的關(guān)系。由圖可見,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,奧氏體晶粒尺寸達到18.3μm。

圖2b)展示了初始應(yīng)變速率ε=2.67x10-4s-1時,晶粒尺寸與變形溫度的關(guān)系。變形溫度低于980℃時,奧氏體晶粒略微增加。當(dāng)溫度高于980℃時,奧氏體晶粒尺寸急劇增加。在T=1020℃試樣中,晶粒尺寸達到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,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℃達到峰值。溫度繼續(xù)提高,δ相回溶。在1020℃變形時,δ相幾乎完全溶解。

圖4是變形溫度為1000℃時,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,易于實現(xiàn)原子的短程擴散。在應(yīng)力應(yīng)變作用下,晶粒尺寸和等軸比略微增加，溫度的升高會導(dǎo)致晶界軟化,使晶界滑動易于進行。但過高的變形溫度將導(dǎo)致強烈的晶間擴散。同時,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相和碳化物將對位錯運動產(chǎn)生阻礙作用。強度不太高的δ相可與基體一起變形,位錯可以切過δ相。但當(dāng)位錯在運動中遇到強度較高的碳化物時,只能繞過并堆積在其周圍,從而留下位錯平面塞積群(圖5)。

當(dāng)位錯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)生空洞是因為高溫下合金中碳化物的強度較高,當(dāng)晶界滑動不會隨之協(xié)調(diào)變形。同時,在一些位錯密度很高的晶粒內(nèi)部,位錯纏結(jié)逐漸形成，致使運動位錯無法穿越晶粒,不能以激發(fā)位錯的方式消除或緩解晶界的應(yīng)力集中。此時,動態(tài)再結(jié)晶、動態(tài)回復(fù)等軟化機制已無法完全協(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。空洞是晶界滑動不協(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群,這些位錯群產(chǎn)生的應(yīng)力場將引起局部能量起伏。當(dāng)應(yīng)力場能轉(zhuǎn)化成空洞的表面能后,塞積應(yīng)力場消失。

由觀察可知,在Inconel718合金超塑性變形中,晶界附近位錯密度較高,晶內(nèi)位錯滑移協(xié)調(diào)機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)的塞積位錯的晶粒在產(chǎn)生應(yīng)力集中的晶界處激發(fā)位錯,這些位錯在晶界上通過攀移等過程互毀。這與Gifkins的“心部-表層"機理模型極為相似。

4結(jié)論

1)合金在超塑拉伸變形過程中,隨著初始應(yīng)變速率ε的降低,流動應(yīng)力σ降低,而材料延伸率δ升高。隨變形溫度的升高,流動應(yīng)力σ降低,延伸率δ在980~990℃時達到最大值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,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合金的超塑變形起重要作用,它阻礙晶粒長大，使超塑性變形順利進行。但由于對位錯運動的強烈阻礙作用,導(dǎo)致空洞的產(chǎn)生和發(fā)展。

3)合金在超塑變形中,位錯滑移起重要協(xié)調(diào)作用,使晶界滑動易于進行。