随着高性能发动机对提高推重比和降低耗油率的持续要求,发动机涡轮前燃气温度已由20 世纪40 年代的约1150 ℃发展到现在的近1700 ℃,预期未来推重比为20 的发动机涡轮前燃气温度将会超过2000 ℃[1]。这也促使涡轮盘用合金的承温能力由550 ℃提高至现在的700 ℃,预计未来将会超过800 ℃[2-3]。
为了提升合金的高温强度,必须从高温合金的强化机制着手。由于沉淀强化对镍基高温合金的强度影响最为明显,增加合金中沉淀强化相的数量是提升镍基变形高温合金最有效的方式,这就导致涡轮盘用镍基变形高温合金中沉淀强化元素Al、Ti、Nb 含量的持续上升。然而,随着镍基变形高温合金中含量的逐渐提高,其热加工性能急剧下降。为了协同提升合金的服役温度和热加工性能,近些年有学者提出通过增加Co 元素的含量来实现该目的[4-6]。因此,镍钴基高温合金被认为是未来航空发动机热端部件优异的候选材料。
然而,关于镍钴基高温合金的许多报道均集中在力学性能研究上[7-9],对这类合金的加工性能研究较少,因此,本文对一种铸态均匀化处理后的镍钴基高温合金的热变形行为展开了研究,构建了合金的流变应力本构方程和热加工图,为镍钴基高温合金的开坯提供了理论支撑。
1 研究材料与方法
本研究采用的镍钴基高温合金是通过VIM+ESR冶炼工艺生产的,化学成分为(%,质量分数):30Co、13.5Cr、Al+Ti=8、2W、0.02C、Ni 为剩余元素。将经过均匀化处理的坯料加工为直径为Φ8 mm、高度为12 mm 的圆柱形试件,然后在Gleeble-3500 热模拟试验机上进行了热压缩测试,试验的具体步骤如图1 所示。试验开始时,试件以5 ℃·s-1 升温速率加热至1120～1200 ℃,并在对应温度区间保持5 min,以确保试件内部温度的一致性。然后,根据预设的应变速率对试件进行压缩,下压量为50% (真应变约为0.7)。压缩完成后,试件通过气淬的方式迅速冷却至环境温度,以保留热压缩变形后的组织。
图1 热压缩试验方案示意图
Fig.1 Schematic diagram of hot compression test
将镍钴基高温合金变形后的试样沿压缩方向对半分割,然后使用粒度为240～2000 的SiC 金相砂纸进行研磨,在抛光布上用精抛绒布和0.5 μm 粒度的金刚石喷雾抛光剂进行机械抛光至表面无明显划痕。采用20%H2SO4+80%CH3OH 溶液对上述机械磨抛后的试样进行电解抛光,电压为25 V,时间为20 s。电解抛光完成后立即用无水乙醇进行超声清洗,再用吹风机吹干。最后对抛光试样的中心区域进行EBSD (Electron Back-Scattered Diffraction) 图像采集。
2 试验结果及分析
2.1 镍钴基高温合金的真应力-真应变曲线分析
镍钴基高温合金热压缩真应力-真应变曲线如图2 所示。在变形初期,流动应力随着应变的增加急剧上升。这一现象可以解释为: 在变形的初期阶段,由于变形程度较低,合金内部位错密度尚未达到启动动态再结晶所需的阈值,因此,在此阶段,动态回复机制主导了合金的软化行为,而动态回复造成的软化效果远低于位错增值与缠结导致的硬化效果,因此,变形初期合金中的位错密度迅速增加,宏观上表现为流动应力迅速上升。
图2 不同变形条件下的真应力-真应变曲线
(a) 1120 ℃ (b) 1140 ℃ (c) 1160 ℃ (d) 1180 ℃ (e) 1200 ℃
Fig.2 True stress-true strain curves under different deformation conditions
随着变形的继续进行,合金内位错密度逐渐达到启动动态再结晶所需的阈值,合金开始经历动态软化,其效应逐步增强。在这个阶段,随着应变的累积,动态软化效应逐渐超过了加工硬化的影响,导致流变应力的降低。随着变形程度的增加,动态软化与加工硬化之间的竞争达到平衡状态,合金流动应力趋于稳定。值得注意的是: 在高应变速率下小应变阶段出现了明显的流动应力下降现象而导致出现一个波峰,是低层错能合金热变形初期常出现的一种特殊现象,该波峰主要是由于变形前期位错被溶质原子钉扎之后,需要更高的应力来使这些位错摆脱钉扎而导致的。随着变形的继续进行,当合金达到真正的峰值应力后,并未表现出应力的明显下降,意味着高应变速率下并未出现动态软化机制作用大于动态硬化的阶段。这主要与合金微观组织密切相关。由于均匀化后合金晶粒尺寸粗大,大多数为毫米级晶粒,晶界比例小,这也就导致动态再结晶的形核位置少,不利于再结晶的发生,表现出明显的加工硬化和动态回复现象[10]。
在变形温度一定时,流变应力随着应变速率的提升而上升。这种现象的原因在于: 在较高的应变速率下,晶粒内部的畸变能迅速累积,同时位错快速增殖并发生缠结,而动态软化过程未能充分进行以缓解这种影响,从而导致流变应力增大。而当应变速率保持一定时,随着变形温度的升高,材料的热激活能增强,受热激活控制的合金动态再结晶形核率提升,高温环境下位错的增殖和扩散速度加快,有效促进晶界迁移过程,有利于再结晶晶粒的生长[11-13]。由于高温下动态再结晶的形核和长大速率较快,引起的动态软化效应更为显著,这导致峰值应力降低且较早出现。同时,随着变形温度的增加,材料中原子的动能显著提高,原子的振动幅度加剧,导致原子间的结合作用减弱,最终造成材料的临界剪切应力下降。晶格内可动的滑移系数量增多,位错的滑移和攀移能力增强,晶界滑动变得更为容易,这些因素共同导致流动应力的下降[14-15]。
2.2 热压缩流动应力本构方程的构建
变形温度T、应变速率、应变量ε 是影响镍钴基高温合金的高温变形过程中流动应力的重要因素。因此,本文通过Arrhenius 方程描述高温变形时变形温度、应变速率与应力之间的关系[16],以揭示合金在高温下的流动行为。含参数Z 的方程则用于描述变形温度和应变速率对变形的影响[17]。
式中: Z 为Zener-Hollomon 参数; n 为应力指数;为应变速率,s-1; T 为变形温度,K; Q 为热变形激活能,(J·mol-1); R 为摩尔气体常量,(J·(mol·K)-1); σ为流动应 力,MPa; A、 A1、A2、 n1、 α、 β 均为材料常数。
分别对式(1)～式(3) 取自然对数可得:
可从图3a 和图3b 中得到-σ 和
-lnσ 之间的关系,结合式(4) 和式(5) 可以进一步确定材料常数β、 n1。通过线性回归,可分别得到β、 n1的值,并由α= β/n1得到材料常数 α=0.00947 MPa-1。同时,可从图3c中得到
-ln[sinh(ασ)] 之间的关系,不同温度条件下的应力指数n=3.672264。将上述参数带入式(6),并对其线性回归分析,如图3d 所示,得到激活能Q=556.965 kJ·mol-1。
图3 本构方程的线性拟合过程
(a) -σ (b)
-lnσ (c)
-ln[sinh(ασ)] (d) ln[sinh(ασ)]-(1000/T)
Fig.3 Line fitting processes of constitutive equation
对式(3) 两边同时取自然对数,可得:
将求得的热激活能Q 代入式(7),可得到不同变形参数下的lnZ 值。作lnZ-ln[sinh(ασ)]的散点图,如图4 所示,对其作线性拟合,得到线性回归方程的截距为lnA 值,由此可得A=5.8147×1023。
图4 lnZ-ln[sinh(ασ)] 曲线
Fig.4 lnZ-ln[sinh(ασ)] curve
得到的该镍钴基高温合金高温变形本构模型为:
图4 展示了试验数据点与本构模型预测值之间的关系,其中试验数据点代表了实际测量值,而直线则是根据本构模型所得出的预测结果。两者之间的线性相关系数为0.97895,这表明所构建的本构模型能够以较高的准确性预测镍钴基高温合金在不同变形条件(如变形温度和应变速率)下的峰值应力。
2.3 热加工图的绘制
本文基于Prasad 动态材料模型[18]构建了镍钴基高温合金的热加工图。该理论认为外界环境输入体系的能量P 等于功率耗散量G 和耗散协量J 之和。其中, G 代表塑性变形过程中的能量消耗,其中大部分以变形热的形式消耗,小部分转化为形变储能。J为合金的内部组织结构前后转变过程中消耗的能量。具体表达式为[19]:
其中,应变速率敏感因子m 满足以下关系:
在一定变形温度下,耗散协量最大值Jmax 可以表述为:
当m=1 时,热变形材料达到最佳线性耗散状态,此时耗散协量最大值Jmax 可以表述为:
实际情况下,常通过功率耗散率η 值来描述变形过程中的耗散情况,具体表述为:
在合金的高温变形过程中,楔形开裂和流变失稳以及基于晶界孔洞的沿晶裂纹等会影响合金最佳热加工工艺参数的确定。其中,应用较为广泛的是Prasad Y V R K 等[18]提出的流动失稳准则,可表述为:
式中: ξ 为失稳因子。
首先,基于上述流动失稳准则,构建了镍钴基高温合金的热加工失稳图,如图5a 所示,可以发现,失稳因子在研究的变形温度及应变速率区间内均大于0,意味着镍钴基高温合金在所研究的变形条件下均未发生失稳现象。这也间接证明了镍钴基高温合金热加工塑性较为优异。
图5 镍钴基高温合金热加工图
(a) 失稳图 (b) 功率耗散率图
Fig.5 Hot processing map of Ni-Co-based superalloy
(a) Instability map (b) Power dissipation rate diagram
除此之外,基于上述理论构建了镍钴基高温合金的热加工功率耗散率图,如图5b 所示。从图5b中可以明显看出,在所研究的变形条件下,功率耗散率均随着应变速率的增加而逐渐减小,在低应变速率下表现为优异的热加工性能。而且同一应变速率下,合金的功率耗散率并非随变形温度的升高单调变化,而是随着变形温度的升高,功率耗散率先降低后升高。这是由于在相对较低的变形温度下,合金中仍存在一定含量的强化相,而这些强化相会辅助合金再结晶[20],因此,在相对较低的变形温度下,其功率耗散率保持相对较高值。随着变形温度的升高,强化相逐渐全部溶解,其对再结晶的辅助效果也逐渐消失,再加上合金的原始组织中晶粒较为粗大,晶界比例较低,导致热激活能随着变形温度的升高对再结晶的增益效果低于强化相消失对再结晶性能的削弱效果,进而造成合金在1150～1170 ℃之间出现功率耗散率降低的现象。
为了验证所建立的热加工效率的正确性,对图5b 中的A 区、B 区和C 区的微观组织进行EBSD 表征,如图6 所示。结合图5 和图6 可以看出,在具有高功率耗散率的A 区、B 区,其再结晶分数要明显优于低功率耗散率的C 区,这也论证了所构建的热加工图的正确性。除此之外,还可以发现在A 区,合金的再结晶晶粒尺寸较小,约为4 μm,而B 区和C 区分别约为35 和25 μm,随着变形温度的升高,其晶粒尺寸发生了显著的增大。主要原因为: 强化相的存在阻碍了晶界迁移,而在更高温度下,强化相数量减少,相应地,对晶粒长大的阻碍作用减弱,使得再结晶的晶粒脱离束缚迅速长大。
图6 热压缩后的微观组织
(a) A 区 (b) B 区 (c) C 区
Fig.6 Microstructures after hot compression
(a) Area A (b) Area B (c) Area C
3 结论
(1) 所研究的镍钴基高温合金变形激活能为556.965 kJ·mol-1,本构方程为: ε·=5.8147×1023×[sinh(0.00947σ)]3.672264×exp
(2) 该镍钴基高温合金在所研究的变形条件下均未发生失稳现象,论证了镍钴基高温合金相较于传统的镍基高温合金具有更为优异的热加工塑性。
(3) 该镍钴基高温合金在相对较低温度(1120～1140 ℃) 和较高温度下(1180～1200 ℃)表现为较高的热加工效率,而在相对中温区表现为较低的热加工效率,这主要与合金的微观组织密切相关。
文章引用：朱强,张自昂,张林福,等. 一种镍钴基高温合金热变形行为研究[J]. 锻压技术,2024,49(7):57-63. DOI:10.13330/j.issn.1000-3940.2024.07.006.
