粉末冶金高溫合金FGH96的熱加工圖及熱壓縮變形過程的開裂行為

楊　川，劉小濤，司家勇, 3，劉　鋒，江　亮（1.中南大學(xué) 航空航天學(xué)院，長沙 410083；.中南大學(xué) 粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083；3.中南林業(yè)科技大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，長沙 410004）

粉末冶金高溫合金FGH96的熱加工圖及熱壓縮變形過程的開裂行為

楊川1, 2，劉小濤2，司家勇2, 3，劉鋒2，江亮2
（1.中南大學(xué) 航空航天學(xué)院，長沙 410083；
2.中南大學(xué) 粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083；
3.中南林業(yè)科技大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，長沙 410004）

采用Gleeble3180D型熱模擬試驗(yàn)機(jī)對熱擠壓態(tài)FGH96合金在變形溫度1020～1140℃，應(yīng)變速率0.001～1.0 s-1進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)，分析真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，繪制熱加工圖。并針對熱擠壓態(tài)粉末冶金高溫合金FGH96在熱壓縮溫度低于1080℃時(shí)的開裂現(xiàn)象，利用熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)方法，確定在變形溫度為1050℃、應(yīng)變速率為0.001～1.0 s-1的熱壓縮變形過程中的開裂臨界應(yīng)變量，觀察變形后試樣的裂紋形貌和顯微組織，并利用有限元分析方法對熱壓縮變形過程進(jìn)行模擬。結(jié)果表明：試樣中部位置受拉應(yīng)力作用沿著變形方向產(chǎn)生鼓形變形，當(dāng)達(dá)到臨界應(yīng)變量后，產(chǎn)生呈沿晶斷裂的宏觀裂紋，并且隨著應(yīng)變速率的減小，裂紋產(chǎn)生的臨界應(yīng)變量逐漸減??；在低應(yīng)變速率條件下，在宏觀裂紋產(chǎn)生之前，試樣內(nèi)部晶粒之間出現(xiàn)了微觀開裂的現(xiàn)象，并造成應(yīng)力下降。

粉末冶金高溫合金；FGH96合金；熱加工圖；熱擠壓工藝；熱壓縮實(shí)驗(yàn)；鼓形變形；宏觀裂紋

粉末冶金高溫合金具有晶粒細(xì)小、均勻、無宏觀偏析的組織的特點(diǎn)，廣泛用于航空發(fā)動機(jī)渦輪盤件，是航空發(fā)動機(jī)熱端部件的關(guān)鍵材料[1-4]。FGH96合金作為國內(nèi)研制的第二代損傷容限型粉末冶金高溫合金，具有良好的拉伸性能和蠕變性能[5-9]，相比第一代高強(qiáng)型粉末冶金高溫合金，F(xiàn)GH96合金的裂紋生長抗力是前者的兩倍，使用溫度達(dá)到750℃[10-11]。FGH96通常采用制粉+熱等靜壓（+熱擠壓）+等溫鍛造[12]的成形工藝，并經(jīng)過機(jī)械加工和熱處理后，最終得到滿足強(qiáng)度、疲勞等性能要求的渦輪盤件。

基于動態(tài)材料模型[13-15]（Dynamic materials model, DMM）的熱加工圖廣泛用于金屬材料的熱加工性的研究。張仁鵬等[16]對熱等靜壓態(tài)FGH96合金在1000～ 1100℃、0.001～0.1 s-1條件下進(jìn)行熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)，并繪制了其熱加工圖。劉建濤等[17]繪制了熱等靜壓態(tài)FGH96合金在1070～1170℃、0.0005～0.2 s-1的熱加工圖，并且確定了該合金的熱塑性鍛造窗口。NING等[18]研究了熱等靜壓態(tài)FGH96合金的高溫變形行為，并繪制了其在1050～1140℃、0.002～1.0 s-1的熱加工圖。

對于FGH96合金等溫鍛造工藝，較高的鍛造溫度對鍛造設(shè)備和模具材料提出了嚴(yán)苛的要求，相對低的等溫鍛造溫度能夠一定程度地降低鍛造成本。然而，F(xiàn)GH96合金化程度高，熱加工性能差，在較低溫度鍛造后容易產(chǎn)生宏觀開裂[19-20]。因此，對FGH96合金在相對較低溫度下熱變形開裂的研究十分必要。通常，變形溫度過低時(shí)，晶間強(qiáng)度高于晶內(nèi)強(qiáng)度，便出現(xiàn)穿晶斷裂，由剪應(yīng)力引起，使裂紋方向與最大主應(yīng)力呈45°；而當(dāng)變形溫度過高時(shí)，由于晶間結(jié)合力大大減弱，常出現(xiàn)晶間斷裂，且斷裂方向與周向拉應(yīng)力垂直[21]。朱艷春等[22-23]研究了Ti40合金在熱壓縮過程中的開裂行為，通過高速攝影技術(shù)確定變形過程中的開裂臨界應(yīng)變量，研究發(fā)現(xiàn)隨著變形溫度的升高，開裂方式由45°剪切開裂過渡到V型開口開裂及縱向開裂。ZHANG等[24]基于有限元分析和Oyane準(zhǔn)則建立了預(yù)測Ti40合金開裂的新判據(jù)。KAILAS等[25]研究了Ti-6Al-4V在溫度低于400℃時(shí)熱壓縮變形剪切開裂現(xiàn)象，并建立了剪切裂紋產(chǎn)生的模型。王超淵等[20]研究發(fā)現(xiàn)熱擠壓態(tài)鎳基高溫合金在溫度為950～1000℃時(shí)，熱壓縮試樣出現(xiàn)了開裂現(xiàn)象，且變形溫度越低，開裂越嚴(yán)重。但并沒有對其進(jìn)行深入研究。FANG 等[12]針對FGH96合金熱壓縮過程試樣開裂的現(xiàn)象，通過兩次熱變形的方法進(jìn)行避免開裂現(xiàn)象的產(chǎn)生。目前，有關(guān)FGH96合金在熱壓縮變形過程中開裂行為的研究報(bào)道較少。

本文作者通過熱擠壓態(tài)粉末冶金高溫合金FGH96在一定溫度，不同應(yīng)變速率和不同應(yīng)變量條件的熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)，確定其在較低溫度下開裂的臨界應(yīng)變量，分析了應(yīng)變速率對宏觀開裂的影響規(guī)律，建立了試樣開裂的有限元分析模型，并觀察了宏觀裂紋和微觀組織特征。

1　實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)采用熱擠壓態(tài)粉末冶金高溫合金FGH96，合金粉末由中南大學(xué)粉末冶金研究院制備，其成分如表1所列。該合金首先通過氬氣霧化制粉得到平均粉末粒度約為150μm的合金粉末，然后將制備的合金粉末在1100℃、150 MPa條件下進(jìn)行包套熱等靜壓，采用名義擠壓比為12：1對熱等靜壓坯錠進(jìn)行包覆熱擠壓而成擠壓棒材。粉末冶金高溫合金FGH96在熱等靜壓態(tài)存在著明顯的粉末原始顆粒邊界（Prior particle boundary, PPB），經(jīng)過熱擠壓形成了大量的動態(tài)再結(jié)晶細(xì)小晶粒，PPB經(jīng)過擠壓呈現(xiàn)長條狀，并得到一定程度的消除，圖1所示分別為FGH96合金在熱等靜壓態(tài)和熱擠壓（沿?cái)D壓方向）的顯微組織。

表1　FGH96合金的名義成分Table 1　Nominal composition of FGH96 alloy （mass fraction, ％）

采用線切割從擠壓棒材半徑1/2處切取熱壓縮試樣，尺寸為d 8mm×12mm。利用Gleeble 3180D型熱模擬試驗(yàn)機(jī)在變形溫度1020～1140℃，應(yīng)變速率0.001～1.0 s-1條件下分別進(jìn)行真應(yīng)變?yōu)?.7的熱壓縮實(shí)驗(yàn)。特別地，對該合金在溫度1050℃，應(yīng)變速率0.001、0.01、0.1和1.0 s-1條件下分別進(jìn)行不同應(yīng)變量下的熱壓縮實(shí)驗(yàn)，觀察熱壓縮后試樣表面的開裂情況。實(shí)驗(yàn)前，在試樣兩端均勻涂上潤滑油并且粘上厚度為0.05mm的石墨片，以減小在變形過程中試樣與壓頭之間的摩擦。實(shí)驗(yàn)在高真空的環(huán)境下進(jìn)行，每個(gè)試樣以10℃/s的加熱速率升溫至變形溫度，保溫2 min保證試樣的溫度均勻，然后進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)。變形后的試樣通過快速水冷的方式保持其在高溫條件下的組織。將變形后的試樣沿著軸線切開，經(jīng)過粗磨、精磨、拋光后，采用Kallings溶液 （5 g CuCl2+100 mL HCl+100 mL C2H5OH）腐蝕90 s，利用Leica光學(xué)顯微鏡觀察變形試樣中心部位的顯微組織，利用FEI Quanta 650 掃描電鏡觀察熱壓縮后產(chǎn)生的宏觀裂紋特征。

圖1　FGH96合金的顯微組織Fig.1　Microstructures of FGH96 alloy：（a）Hot isostatically pressed FGH96 alloy；（b）Hot extruded FGH96 alloy

2　結(jié)果與討論

2.1真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

圖2所示為熱擠壓態(tài)FGH96在變形溫度為1020～ 1140℃，應(yīng)變速率為0.001～1.0 s-1的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。隨著變形溫度的升高和應(yīng)變速率的減小，流變應(yīng)力明顯減小。在變形溫度低于1080℃，該合金的流變應(yīng)力在峰值之后發(fā)生了劇烈下降；而在變形溫度高于1080℃時(shí)，該合金的流變應(yīng)力在峰值之后存在明顯的穩(wěn)定階段。

圖3所示為FGH96合金的熱加工圖。由圖3（a）～（g）所示的陰影部分可以看出，隨著真應(yīng)變的增大，該合金的失穩(wěn)區(qū)逐漸的擴(kuò)大。在變形過程中，材料的失穩(wěn)區(qū)最先產(chǎn)生于低溫、中應(yīng)變速率條件下（見圖3（a）），真應(yīng)變?yōu)?.1時(shí)，該合金在變形溫度1020～1040℃區(qū)間，應(yīng)變速率0.023～0.1 s-1范圍內(nèi)存在失穩(wěn)。隨著真應(yīng)變的增大，該合金的失穩(wěn)區(qū)逐漸向較高應(yīng)變速率范圍移動，并且先后在中溫、高應(yīng)變速率和高溫、高應(yīng)變速率范圍出現(xiàn)失穩(wěn)（見圖3（c）～（e））。當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.7時(shí)，該合金的失穩(wěn)區(qū)擴(kuò)大到整個(gè)高應(yīng)變速率范圍內(nèi)，失穩(wěn)區(qū)為應(yīng)變速率高于0.312 s-1的區(qū)域（見圖3（g））。

圖4所示為熱擠壓FGH96合金變形后試樣的宏觀形貌。由圖4可以看出，經(jīng)較低溫度變形的試樣出現(xiàn)了嚴(yán)重開裂。根據(jù)試樣的變形情況，熱加工區(qū)域主要可分為3個(gè)區(qū)域：均勻變形區(qū)、微開裂區(qū)和嚴(yán)重開裂區(qū)。

在1020℃、1050℃以及1080℃、0.01～0.001 s-1時(shí)，變形后的試樣發(fā)生了嚴(yán)重開裂的現(xiàn)象，并且變形溫度越低，應(yīng)變速率越小，試樣開裂越嚴(yán)重。結(jié)合變形后的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線可以看出，嚴(yán)重開裂區(qū)的曲線由于裂紋的產(chǎn)生出現(xiàn)了真應(yīng)力劇烈下降的現(xiàn)象；在1080℃、0.1～1.0 s-1和1110℃、0.01～1.0 s-1區(qū)域，試樣出現(xiàn)了輕微開裂；在1110℃、0.001 s-1和1140℃區(qū)域，壓縮后試樣變形均勻，試樣表面沒有產(chǎn)生裂紋。

2.2合金的開裂行為

2.2.1應(yīng)變速率與開裂臨界應(yīng)變量的關(guān)系

熱擠壓態(tài)FGH96合金在進(jìn)行熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)時(shí)，發(fā)現(xiàn)在變形溫度低于1080℃時(shí)，熱壓縮后的試樣表面嚴(yán)重開裂的現(xiàn)象。針對此現(xiàn)象，對變形溫度為1050℃時(shí)產(chǎn)生裂紋的臨界應(yīng)變量的進(jìn)行研究。圖5所示為變形溫度1050℃、應(yīng)變速率0.001～1.0 s-1條件下熱壓縮實(shí)驗(yàn)的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。由圖5可以看出，在相同條件下，不同應(yīng)變量時(shí)進(jìn)行熱壓縮的流變應(yīng)力曲線重合度較高。流變應(yīng)力在變形的初始階段由于加工硬化的作用迅速增加，在峰值應(yīng)力之后由于動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶等軟化機(jī)制的作用而逐漸下降。同時(shí)，熱壓縮試樣開裂對流變應(yīng)力的下降也有一定的影響。其中在1050℃、0.001 s-1時(shí)，在宏觀裂紋產(chǎn)生前流變應(yīng)力已經(jīng)劇烈下降。

當(dāng)熱壓縮溫度較高時(shí)，晶間結(jié)合力大大減弱，熱壓縮試樣容易出現(xiàn)晶間斷裂[15]。低應(yīng)變速率時(shí)，試樣的變形時(shí)間較長，在相同變形量條件下，作用在鼓形區(qū)域的拉應(yīng)力的時(shí)間越長，發(fā)生晶間斷裂的可能性也就越大，因此，產(chǎn)生宏觀裂紋的臨界應(yīng)變量較低應(yīng)變速率時(shí)更小，熱壓縮試樣開裂對真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線產(chǎn)生的影響在較低應(yīng)變速率的條件下也就明顯。在較低應(yīng)變速率（0.001和0.01 s-1），真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線下降劇烈，而在較高應(yīng)變速率（0.1和1.0 s-1）條件下，宏觀裂紋的產(chǎn)生對真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線的影響明顯減弱。

圖2　FGH96合金在1020～1140℃、0.001～1.0 s-1的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.2　True stress-true strain curves of FGH96 alloy：（a）1020℃；（b）1050℃；（c）1080℃；（d）1110℃；（e）1140℃

圖3　FGH96合金的熱加工圖（數(shù)值（％）表示能量耗散率，陰影區(qū)表示失穩(wěn)區(qū)域）Fig.3　Processing maps of FGH96 alloy （Data on line represent power dissipated efficiency（％）, shaded regions correspond to instability region）：（a）ε=0.1；（b）ε=0.2；（c）ε=0.3；（d）ε=0.4；?。╡）ε=0.5；（f）ε=0.6；（g）ε=0.7

圖4　FGH96合金熱壓縮變形后的宏觀形貌Fig.4　Macrophologies of deformed specimens of FGH96 alloy

圖5　FGH96合金在變形溫度為1050℃、不同應(yīng)變速率條件下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.5　True stress-true strain curves of FGH96 alloy at deformation temperature of 1050℃ and different strain rates：（a）0.001 s-1；（b）0.01 s-1；（c）0.1 s-1；（d）1.0 s-1

圖6所示為熱擠壓態(tài)FGH96合金實(shí)際熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)試樣變形情況。該合金在應(yīng)變速率為0.001～1.0 s-1的開裂臨界應(yīng)變量分別約為0.25、0.25、0.4和0.45。由圖6可以看出，在變形溫度為1050℃時(shí)，熱擠壓態(tài)FGH96合金在熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)過程中，產(chǎn)生裂紋的臨界應(yīng)變量隨著應(yīng)變速率的增加而增大，產(chǎn)生裂紋的臨界應(yīng)變量與應(yīng)變速率的對數(shù)近似成線性關(guān)系（見圖6虛線所示），應(yīng)變速率越低，試樣在熱壓縮變形過程中越容易開裂。圖7所示為變形溫度為1050℃、應(yīng)變速率為0.001～1.0 s-1條件下開始產(chǎn)生宏觀裂紋的熱壓縮試樣。在熱壓縮變形過程中試樣與壓頭接觸的兩端變形量小，中間部位變形發(fā)生了鼓形變形，并且在鼓形表面形成了沿著熱壓縮變形方向的宏觀裂紋。

圖6　變形溫度為1050℃時(shí)不同熱壓縮條件下試樣表面產(chǎn)生裂紋情況統(tǒng)計(jì)Fig.6　Statistics of surface cracks of specimens under different hot compression conditions and deformation temperature of 1050℃

2.2.2熱壓縮開裂過程有限元分析

圖7　不同條件下熱壓縮后開裂試樣的宏觀圖片F(xiàn)ig.7 Macrophotos of hot compressed specimens with cracks under different conditions：（a）1050℃, 0.001 s-1, ε=0.25；（b）1050℃, 0.01 s-1, ε=0.25；（c）1050℃, 0.1 s-1, ε=0.4；（d）1050℃, 1.0 s-1, ε=0.45

結(jié)合對熱模擬壓縮試樣的變形情況分析，熱擠壓態(tài)FGH96合金在熱壓縮過程中宏觀裂紋產(chǎn)生模型如圖8所示。圖8（a）所示為熱壓縮試樣在不同應(yīng)變量條件下的形狀及開裂情況。在變形初始階段，試樣的中間部位首先發(fā)生變形，隨著應(yīng)變量的增加，在變形試樣的中部產(chǎn)生了凸起的鼓形，而試樣兩端沒有發(fā)生明顯的變形（見圖8（a）中ε＜εc所示），ε和εc分別為應(yīng)變量和產(chǎn)生裂紋的臨界應(yīng)變量。當(dāng)ε≈εc時(shí)，鼓形表面開始有少量細(xì)小的宏觀裂紋萌生，這些小裂紋與軸向方向基本一致。隨著熱壓縮變形量的增大，鼓形表面的宏觀裂紋開始擴(kuò)展，裂紋數(shù)量增多，開裂程度增大。到最終應(yīng)變量時(shí)，熱壓縮試樣的鼓形面嚴(yán)重開裂。在熱壓縮變形過程中，根據(jù)變形程度的不同可以將試樣分成3個(gè)變形區(qū)：難變形區(qū)A、小變形區(qū)B、易變形區(qū)C，如圖8（b）所示。由于難變形區(qū)A與易變形區(qū)B的變形量存在較大的差異，使得在熱壓縮過程中在試樣小變形區(qū)B處產(chǎn)生了鼓形變形，并且在鼓形區(qū)域受拉應(yīng)力作用。在變形過程中易變形區(qū)C逐漸向外部擴(kuò)展，鼓形區(qū)域增加，鼓形區(qū)域的局部拉應(yīng)力逐漸增大，而鼓形變形區(qū)變形量小不能及時(shí)消除內(nèi)部對鼓形區(qū)域的應(yīng)力作用，最終造成熱壓縮試樣表面嚴(yán)重開裂。

圖9所示為基于DEFORM-3D有限元軟件對變形溫度1050℃、應(yīng)變速率0.001～1.0 s-1的熱壓縮進(jìn)行有限元模擬的情況。圖9（a）～（d）所示分別為0.001～1.0 s-1開裂臨界應(yīng)變量的等效應(yīng)變分布情況。可以看出，試樣可根據(jù)變形情況的不同分為明顯的3個(gè)區(qū)域：試樣的中心位置為容易變形區(qū)，試樣的鼓形變形區(qū)域?yàn)樾∽冃螀^(qū)，試樣的上下端面區(qū)域?yàn)殡y變形區(qū)。試樣的中部的變形量較大，而試樣兩端的變形量較小。

圖9（e）～（h）所示為對應(yīng)的最大主應(yīng)力分布情況?？梢钥闯?，在試樣的鼓形區(qū)域均受到較大的拉應(yīng)力作用，在較大的拉應(yīng)力作用下，最終在鼓形區(qū)域形成了沿?zé)釅嚎s方向的宏觀開裂紋。應(yīng)變速率為0.001、0.01、0.1、1.0 s-1的最大拉應(yīng)力值分別為122、173、292和349 MPa，應(yīng)變速率越大，開裂臨界應(yīng)變量時(shí)試樣所受的最大拉應(yīng)力值也越大。在低應(yīng)變速率條件下，拉應(yīng)力作用的時(shí)間越長，所需要的開裂臨界拉應(yīng)力也就越小，說明裂紋產(chǎn)生的臨界拉應(yīng)力與應(yīng)變速率有關(guān)。特別地，當(dāng)應(yīng)變速率為0.001和0.01 s-1時(shí)，在試樣的中心位置上下區(qū)域附近受較大的拉應(yīng)力作用，并且在低應(yīng)變速率條件下拉應(yīng)力作用的時(shí)間長，這可能導(dǎo)致在熱壓縮變形過程中試樣內(nèi)部出現(xiàn)晶間開裂。

2.2.3裂紋形貌與微觀組織分析

圖10所示為熱擠壓態(tài)FGH96合金在變形溫度1050℃、0.001～1.0 s-1條件下熱壓縮變形后試樣表面宏觀裂紋的SEM像，在該溫度條件下熱壓縮試樣的開裂形式均為沿晶斷裂。在應(yīng)變速率為0.001 s-1時(shí)，試樣斷后表面發(fā)生了一定程度的氧化；在應(yīng)變速率分別為0.01和0.1 s-1時(shí)，斷口處的晶粒形狀規(guī)則，棱角分明；而在應(yīng)變速率為1.0 s-1，斷口處的晶粒形狀更加尖銳。

結(jié)合DEFORM數(shù)值模擬情況，對變形溫度1050℃、應(yīng)變速率0.001 s-1實(shí)際熱壓縮的試樣的不同位置的微觀組織進(jìn)行研究。圖11所示為變形溫度為1050℃、應(yīng)變速率為0.001 s-1在真應(yīng)變0.25時(shí)不同位置的顯微組織。分別觀察了試樣上端、中心、鼓形區(qū)域以及內(nèi)部最大拉應(yīng)力處。與數(shù)值模擬結(jié)果較吻合，在數(shù)值模擬的大拉應(yīng)力處，出現(xiàn)了嚴(yán)重的晶間開裂，形成了大量孔洞；在試樣變形量最大的中心位置同樣形成了大量孔洞，而在試樣上端的難變形區(qū)域的微觀組織則未發(fā)生明顯的變化。圖12（a）～（c）所示為1050℃、0.001 s-1條件下不同應(yīng)變量的試樣中心的顯微組織，可以看出，試樣內(nèi)部均發(fā)生了晶粒間開裂而形成了微觀孔洞，并且隨著變形量的增加晶間開裂越嚴(yán)重。其中，在ε=0.15條件下的試樣并未產(chǎn)生宏觀開裂，其中心的顯微組織已經(jīng)出現(xiàn)了明顯的微觀孔洞（見圖12（a））。這說明，當(dāng)應(yīng)變速率為0.001 s-1時(shí)，在宏觀裂紋產(chǎn)生之前，試樣內(nèi)部晶粒之間已經(jīng)產(chǎn)生了開裂的現(xiàn)象，這導(dǎo)致流變應(yīng)力曲線在宏觀裂紋產(chǎn)生之前已經(jīng)出現(xiàn)了劇烈的下降。

圖12（d）～（f）所示為0.01～1.0 s-1開裂臨界應(yīng)變量變形試樣的顯微組織，隨著應(yīng)變速率的增加，試樣中心位置晶間開裂的現(xiàn)象逐漸消失。在應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)，仍然可以觀察到晶間開裂的現(xiàn)象，相比0.001 s-1時(shí)明顯減少；而應(yīng)變速率為0.1和1.0 s-1的試樣中心在晶界處形成了一些動態(tài)再結(jié)晶小晶粒，無晶間開裂現(xiàn)象。因此，隨著應(yīng)變速率的增加，宏觀裂紋產(chǎn)生之前由于試樣內(nèi)部組織微觀開裂對真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線下降的影響逐漸減弱。在較低應(yīng)變速率條件下（0.01和0.001 s-1），變形后的微觀組織的內(nèi)部晶粒之間產(chǎn)生了明顯的開裂現(xiàn)象，形成了大量的孔洞，這造成流變應(yīng)力的明顯下降；而在應(yīng)變速率較高（0.1和1.0 s-1）時(shí)，變形后的微觀組織沒有觀察到明顯的孔洞，僅在鼓形區(qū)域出現(xiàn)了明顯的晶間斷裂，流變應(yīng)力受試樣開裂的影響較小，流變應(yīng)力軟化還受到動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶等軟化機(jī)制的影響。

圖9　熱擠壓態(tài)FGH96合金在不同應(yīng)變速率條件下變形的等效應(yīng)變和主應(yīng)力分布圖Fig.9　Effective strain and max principle stress contours for hot extruded FGH96 alloy deformed under different deformation conditions：（a）, （e）ε=0.25, 1050℃, 0.001 s-1；（b）, （f）ε=0.25, 1050℃, 0.01 s-1；（c）, （g）ε=0.40, 1050℃, 0.1 s-1；（d）, （h）ε=0.45, 1050℃, 1.0 s-1

圖10　變形溫度1050℃、應(yīng)變速率0.001～1.0 s-1變形后裂紋的SEM像Fig.10　SEM images of fractures formed at deformation temperature of 1050℃ and strain rates of 0.001-1.0 s-1：（a）0.001 s-1；（b）0.01 s-1；（c）0.1 s-1；（d）1.0 s-1

圖11　熱擠壓FGH96合金在變形溫度1050℃、應(yīng)變速率0.001 s-1、真應(yīng)變0.25時(shí)試樣各部位的顯微組織Fig.11　Microstructures in different positions of specimen of hot extruded FGH96 alloy at deformation temperature of 1050℃, strain rate of 0.001 s-1and strain of 0.25

圖12　熱擠壓態(tài)FGH96合金變形之后中心位置的顯微組織Fig.12　Microstructures in center of hot extruded FGH96 alloy of deformed specimens：（a）1050℃, 0.001 s-1, ε=0.15；（b）1050℃, 0.001 s-1, ε=0.25；（c）1050℃, 0.001 s-1, ε=0.30；（d）1050℃, 0.01 s-1, ε=0.25；（e）1050℃, 0.10 s-1, ε=0.40；（f）1050℃, 1.0 s-1, ε=0.45

3　結(jié)論

1）當(dāng)變形溫度低于1080℃時(shí)，熱擠壓FGH96合金的流變應(yīng)力在峰值之后發(fā)生了劇烈下降；而當(dāng)變形溫度高于1080℃時(shí)，其流變應(yīng)力在峰值之后存在明顯的穩(wěn)定階段。

2）當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.7時(shí)，在變形溫度1050～1090℃、應(yīng)變速率0.0018～ 0.0566 s-1的條件下為能量耗散峰值區(qū)域，即合金穩(wěn)定變形區(qū)域；在1073℃、0.0093 s-1的條件下，合金能量耗散達(dá)到峰值61％，即合金最佳變形條件；在應(yīng)變速率大于0.312 s-1的條件下，為合金變形失穩(wěn)區(qū)。

3）熱擠壓態(tài)FGH96合金在1050℃時(shí)，試樣在熱壓縮變形過程中發(fā)生鼓形變形，產(chǎn)生沿著變形方向呈沿晶斷裂的宏觀裂紋，裂紋產(chǎn)生的臨界應(yīng)變量隨著應(yīng)變速率的增加而增大，熱壓縮試樣在低應(yīng)變速率條件下開裂越嚴(yán)重。

4）當(dāng)應(yīng)變速率為0.001和0.01 s-1時(shí)，在開裂臨界應(yīng)變量前試樣內(nèi)部發(fā)生晶間開裂而形成大量微觀孔洞，并且導(dǎo)致流變應(yīng)力曲線在宏觀開裂之前嚴(yán)重下降；當(dāng)應(yīng)變速率為0.1和1.0 s-1時(shí)，試樣中心位置無明顯晶間開裂，流變應(yīng)力曲線下降主要受動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶等軟化機(jī)制影響。

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（編輯龍懷中）

Processing map and cracking behavior of powder metallurgy superalloy FGH96 during hot compression

YANG Chuan1, 2, LIU Xiao-tao2, SI Jia-yong2, 3, LIU Feng2, JIANG Liang2
（1.School of Aeronautics and Astronautics, Central South University, Changsha 410083, China；2.State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China；3.College of Mechanical and Electrical Engineering, Central South University of Forestry and Technology, Changsha 410004, China）

The hot compression tests were carried out for hot extruded FGH96 alloy in the temperature range of 1020-1140℃ and strain rate range of 0.001-1.0 s-1by using Gleeble 3180D thermal simulation system.The true stress-true strain curves were analyzed, and the processing maps were developed.And for the phenomenon that the hot extruded powder metallurgy superalloy FGH96 cracked severely at the hot compression temperatures below 1080℃, the critical strains of cracking were determined during hot compression at deformation temperature of 1050℃ and strain rates of 0.001-1.0 s-1.The fractures and microstructures of deformed specimens were observed, and the hot compression was simulated by using finite elemental method.The results show that the specimens occur barrel deformation that is affected by tensile stresses in the middle of specimens, beyond the critical strains of cracking, fractures form with intergranular cracks, and the critical strains increase with increasing the strain rate.At low strain rate, the micro-cracks form between inner grains before formation of macro-fractures, and the flow stress decreases.

powder metallurgy superalloy；FGH96 alloy；processing map；hot extrusion；hot compression；barrel deformation；macro-fracture

V256

A

1004-0609（2015）10-2707-13

國家高技術(shù)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目（2012AA03A514）；國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目（51401242，61271356，51205031，51301209）

2015-02-25；

2015-08-20

劉鋒，助理研究員，博士；電話：0731-88830937；E-mail：liufengehe@126.com