含磷IN718合金高應(yīng)變速率下超塑性變形行為的試驗(yàn)研究

宋璽玉，黃林杰，孫鐵峰，宋金貴，孫文儒

（1.沈陽(yáng)黎明航空發(fā)動(dòng)機(jī)（集團(tuán)）有限責(zé)任公司，沈陽(yáng)110043；2.中國(guó)科學(xué)院金屬研究所，沈陽(yáng)110016；3.中國(guó)人民解放軍駐黎明公司軍事代表室，沈陽(yáng)110043）

超塑性是指異常高的塑性，一般認(rèn)為拉伸延伸率大于100%的材料即具有超塑性[1]。超塑性成形工藝具有小應(yīng)力、易成形、大變形、無(wú)頸縮等優(yōu)點(diǎn)，適合于難變形合金和復(fù)雜形狀零件的加工，已廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車、機(jī)械制造等領(lǐng)域[2]。但是變形速率慢（10-4～10-3s-1）是傳統(tǒng)超塑性成形的一個(gè)典型缺點(diǎn)，極大地制約了實(shí)際生產(chǎn)的工作效率[1]。因此若能在高應(yīng)變速率下實(shí)現(xiàn)超塑性將具有十分重要的工業(yè)意義。近年來(lái)的研究表明，許多合金在高應(yīng)變速率下（≥10-2s-1）也能表現(xiàn)出良好的超塑性。Yang等[3]通過(guò)攪拌摩擦變形將Mg-Zn-Y-Zr合金晶粒細(xì)化到4.5μm后，發(fā)現(xiàn)合金在450℃/10-2s-1快速變形條件下延伸率可高達(dá)1110%。Alhamidi等[4]研究Al2024超塑性時(shí)發(fā)現(xiàn)合金在400℃/10-2s-1快速變形條件下可以獲得750%的延伸率。因此，現(xiàn)在越來(lái)越多的研究人員開始將注意力放到高應(yīng)變速率超塑性成形工藝上。

IN718合金具有強(qiáng)度高、抗氧化、耐腐蝕和焊接性能好等特點(diǎn)，綜合性能優(yōu)異，是目前應(yīng)用最為廣泛的鎳基高溫合金[5-6]。將IN718合金加工成復(fù)雜形狀的零件，對(duì)于航空、航天等工業(yè)具有重要的意義。因此IN718合金的超塑性成形一直是人們關(guān)注和研究的熱點(diǎn)[7-9]。近年來(lái)的研究發(fā)現(xiàn)，適量磷可以顯著提高IN718合金的持久和蠕變性能，并可明顯提高合金的使用溫度[10-12]。近期的研究表明，含磷IN718合金在低速變形條件下可以實(shí)現(xiàn)超塑性變形[13-14]，說(shuō)明其可以通過(guò)超塑性進(jìn)行加工。顯然，如果含磷IN718合金在高變形速率下仍具有超塑性，無(wú)疑具有十分重要的應(yīng)用意義。

本文將研究含適量磷的IN718合金在高應(yīng)變速率下是否具有超塑性，揭示其變形行為和機(jī)理，以期為擴(kuò)大含磷IN718合金的應(yīng)用提供研究和工藝基礎(chǔ)。

試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用IN718合金的化學(xué)成分如表1所示，鍛態(tài)下的平均晶粒度為ASTM12級(jí)。

超塑性拉伸在Shimadzu DCS-25T型萬(wàn)能拉伸機(jī)上進(jìn)行，拉伸試樣標(biāo)距段為Φ5×10mm。變形條件為 950℃、5×10-2～4×10-1s-1。開始拉伸前，試樣在950℃保溫均熱20 min，拉伸斷裂后迅速將樣品取出淬火。

利用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡（Hitachi S-3400N）對(duì)變形組織的縱剖面和斷口特征進(jìn)行觀察分析。利用透射電子顯微鏡（JEOL 2010，200kV）觀察超塑性拉伸后的組織特征，分析其變形機(jī)制。透射樣品通過(guò)雙噴技術(shù)制備，雙噴液為10%高氯酸+90%酒精，雙噴溫度為-20℃。

表1 試驗(yàn)用IN718合金的化學(xué)成分

試驗(yàn)結(jié)果

1 變形行為和斷裂特征

圖1為試樣在950℃、不同應(yīng)變速率下拉斷后的延伸率。可以看出，在變形速率為 5×10-2～4×10-1s-1范圍內(nèi)，合金的延伸率都超過(guò)了100%，均具有超塑性。延伸率隨變形速率增加而下降，由5×10-2s-1時(shí)的175%下降到4×10-1s-1時(shí)的139%。拉伸斷口呈現(xiàn)針尖狀（圖1），與慢速超塑性的拉伸斷口類似[15]，簡(jiǎn)稱為“點(diǎn)式”斷口。點(diǎn)式斷口表明合金的頸縮十分嚴(yán)重，是合金斷裂的主要原因。

圖2為試樣在950℃、不同應(yīng)變速率下拉斷后的斷口形貌，可以看到斷口上分布著密集的韌窩，呈典型的超塑性斷裂特征，表明合金具有良好的塑性。隨變形速率提高，斷口面積增大，韌窩的平均直徑也增大。取950℃、2×10-1s-1條件下拉斷后的試樣縱向剖開，觀察斷口附近的組織。如圖3（a）所示，斷裂后的試樣呈錐形，頸縮程度很大，斷口附近存在沿拉伸方向的直線型裂紋，其放大圖像見(jiàn)圖3（b）。從圖3（b）上還可以看到，直線型裂紋上分布著較多MC型碳化物，說(shuō)明碳化物對(duì)塑性流變具有阻礙作用，是裂紋萌生和擴(kuò)展的重要原因。

圖1 應(yīng)變速率對(duì)IN718合金在950℃下拉伸斷裂延伸率的影響Fig.1 Effect of strain rate on the tensile fracture elongation of IN718 alloy at 950℃

圖2 不同應(yīng)變速率對(duì)IN718合金在950℃下拉伸斷口形貌的影響Fig.2 Effect of different strain rates on fractographs of IN718 alloy at 950℃

圖3 IN718合金在950℃、2×10-1s-1條件下拉斷后的縱剖面組織Fig.3 Microstructure of the section parallel to loading direction of the abruption specimen at 950℃，2×10-1s-1

2 組織演變

圖4為IN718合金變形前晶粒組織，晶粒平均直徑約10μm，晶界和晶內(nèi)析出點(diǎn)狀δ-Ni3Nb相。如圖5所示，拉伸變形后晶粒組織發(fā)生了細(xì)化，平均晶粒直徑約5μm。由圖5還可以看出，變形速率越快，變形時(shí)間越短，變形后組織中的δ相數(shù)量越少。值得注意的是當(dāng)變形速率增加 到 2×10-1s-1和 4×10-1s-1時(shí)（圖5（c）、（d）），組織中開始出現(xiàn)大量的孿晶。孿晶是3種基本塑性變形方式之一，常見(jiàn)于快速塑性變形中[16]。IN718合金的慢速超塑性中，未見(jiàn)有孿晶作用的報(bào)道。

采用透射電鏡觀察拉伸速率為10-1s-1試樣斷口附近的組織，可見(jiàn)大量位錯(cuò)聚集的組織，局部可觀察到亞晶的存在（圖 6（a）），這是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的典型特征。比較圖4和圖5可知，超塑性拉伸顯著細(xì)化了晶粒組織。顯然，在本文的超塑性拉伸試驗(yàn)過(guò)程中，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶導(dǎo)致晶粒細(xì)化，是超塑性變形的主要機(jī)制。對(duì)拉伸速率為2×10-1s-1試樣斷口附近的組織進(jìn)行觀察可見(jiàn)，除了位錯(cuò)和再結(jié)晶新晶粒之外，還出現(xiàn)了孿晶（圖6（b））。由圖5（c）和（d）可見(jiàn)，孿晶在拉伸速率為2×10-1s-1和4×10-1s-1的試樣中大量存在。由此可以斷定，當(dāng)變形速率達(dá)到2×10-1s-1后，盡管動(dòng)態(tài)再結(jié)晶仍是超塑性變形的主要機(jī)制，但已不能單獨(dú)完成變形，此時(shí)孿晶開始發(fā)揮重要作用。

圖4 IN718合金拉伸變形前的原始組織Fig.4 Microstructure of IN718 alloy before tension deformation

圖5 應(yīng)變速率對(duì)IN718合金變形組織的影響Fig.5 Effect of strain rate on the microstructure of IN718 alloy

圖6 變形速率對(duì)IN718合金變形機(jī)制的影響Fig.6 Effect of strain rate on the deformation mechanism of IN718 alloy

討論

前期對(duì)含磷IN718合金慢速超塑性的研究確定，拉伸過(guò)程中發(fā)生了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)、位錯(cuò)墻形成、亞晶形成、再結(jié)晶形核長(zhǎng)大等周期性動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程，最終實(shí)現(xiàn)了超塑性[13]。在本文研究中，當(dāng)拉伸速率不超過(guò)10-1s-1時(shí)，其變形機(jī)制與慢速超塑性相同，也為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。但當(dāng)拉伸速率達(dá)到2×10-1s-1后，變形組織中出現(xiàn)了大量的孿晶。隨著拉伸速率的升高，位錯(cuò)滑移和塞積的速率增大，有利于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生。但是拉伸速率提高不利于位錯(cuò)通過(guò)空位擴(kuò)散進(jìn)行攀移，這樣變形組織中的內(nèi)應(yīng)力將升高。這種內(nèi)應(yīng)力不足以引發(fā)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，此時(shí)孿晶將形成以釋放內(nèi)應(yīng)力。在某些鋁合金、鎂合金的超塑性變形過(guò)程中也有孿晶出現(xiàn)，但是對(duì)總的變形塑性貢獻(xiàn)較小，而是起協(xié)調(diào)作用[17]。孿晶作為基本變形方式之一，對(duì)延伸率的貢獻(xiàn)有限。因此，盡管當(dāng)拉伸速率提高至2×10-1s-1后形成了大量的孿晶，其主要作用仍是協(xié)調(diào)變形。但是，孿晶可以分割和細(xì)化晶粒組織[18]，并通過(guò)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)提高硬化率，因此可以阻止頸縮的產(chǎn)生和發(fā)展。如圖2所示，斷口面積隨拉伸速率提高而提高，即頸縮隨拉伸速率的提高而降低。從這個(gè)意義上講，孿晶是有利于IN718合金超塑性變形的?？傊瑢?duì)于IN718合金的快速變形超塑性，孿晶是一種重要的變形機(jī)制。

結(jié)論

（1）IN718合金在950℃、5×10-2～4×10-1s-1的高應(yīng)變速率條件下，具有超塑性變形能力。隨變形速率升高，延伸率由175%降低至139%。

（2）拉伸斷裂試樣呈針尖狀“點(diǎn)式”斷口，斷口附近晶粒組織明顯細(xì)化，存在沿拉伸方向的直線型裂紋。碳化物為裂紋源。

（3）動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是IN718合金超塑性的主要變形機(jī)制。變形速率提高到2×10-1s-1后，孿晶大量形成，對(duì)超塑性變形起重要的協(xié)調(diào)作用。

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