高温合金是航空发动机、工业燃气涡轮机热端部件的重要构成材料, 为满足日益增长的高温、高应力的使用需求, 其合金化程度不断提高^[1~3]. 然而, 高合金化所带来的高热强性, 使得该类合金的开坯、锻造愈加困难, 即高温合金热加工难的问题日趋尖锐^[4].

Udimet720Li (U720Li)是在U720合金的基础上, 通过降低合金中Cr, C和B元素的含量而发展起来的一种新型高强度镍基高温合金^[5]. 合金中γ'强化相含量超过40%, 属于典型的高合金化高温合金^[6~8]. 高合金化显著提高了U720Li合金的高温强度, 然而, γ'相含量的增加使合金再结晶温度升高, 导致了U720Li合金热加工温度范围缩小, 热变形抗力急剧增大, 热加工塑性降低等问题^[9,10]. 合金构件热加工困难成为制约U720Li合金广泛应用的瓶颈.

在高温下高温合金的晶界通常是薄弱环节, 变形易集中在晶界. 而定向凝固高温合金, 由于其基本消除了横向晶界^[11], 避免了变形时横向晶界处变形集中^[12,13]. 已有研究^[14~16]表明, 定向凝固合金晶粒沿<001>方向择优长大, 合金表现出明显的各向异性, 即不同变形方向合金的变形抗力不同. 有研究^[17]报道, 将定向凝固技术应用于AZ31镁合金, 可以显著改善合金的成形性能. 为此, 本工作研究定向凝固U720Li合金在不同方向的热压缩性能, 确定U720Li合金热加工的最优方向, 分析其动态再结晶规律及机制, 以期探寻难变形高温合金热加工的新途径.

1 实验方法

研究用U720Li合金的化学成分(质量分数, %)为: C 0.015, Cr 16.00, Co 14.75, Mo 3.00, Al 2.50, Ti 5.00, W 1.25, B 0.015, Ni余量. 合金经真空感应和真空自耗熔炼工艺后, 浇注成定向凝固铸锭(直径13 mm, 长150 mm)和等轴晶铸锭(直径13 mm, 长110 mm). 热压缩试样尺寸为直径8 mm, 长12 mm,其中定向凝固合金分别取热压缩方向与柱状晶轴向夹角(θ)为0°, 30°, 45°, 60°和90°作为热压缩试样. 采用MMS-300热力模拟试验机进行单道次热模拟压缩实验, 变形温度分别为1025, 1050, 1075, 1100, 1125和1150 ℃, 应变速率分别为0.005, 0.01, 0.1和1 s^-1, 变形量为30%. 为获得更为精确的应力-应变曲线, 采用EBRAHIMI-NAJAFIZADEH方法通过引入摩擦因子的方法^[18~20]进行压头与试样间的摩擦修正. 利用GX71型倒置式光学显微镜(OM), SSX 550型扫描电子显微镜(SEM)和JSM 7001型场发射扫描电子显微镜(FESEM)观察和分析合金的显微组织形貌, 腐蚀液为10 g CuCl₂+40 mL HCl+40 mL CH₃CH₂OH. 并利用ELECTROMET 4电解抛光/腐蚀机进行电解抛光, 在FESEM上利用电子背散射衍射(EBSD)技术对合金再结晶晶粒形貌、尺寸、取向、晶界特征分布等显微组织进行表征. 电解抛光液为20 mL H₂SO₄+80 mL CH₃CH₂OH, 电解抛光电压为30 V, 电流为0.6 A, 抛光40 s.

2 实验结果

图1为定向凝固与等轴晶U720Li合金的铸态组织. 可见2种合金均为典型的枝晶形貌, 枝晶间有扇形和葵花状的(γ+γ')共晶相、块状碳化物、碳氮化物等分布. 定向凝固U720Li合金的铸态组织为平行排列的枝晶, 取向为<001>, 基本消除了横向晶界, 而等轴晶U720Li合金中枝晶生长方向随机分布.

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图1   定向凝固和等轴晶U720Li合金铸态OM像

Fig.1   OM images of as-cast dendrite in longitudinal section (a, d), γ+γ' (b, e) and block carbide (c, f) of directionally solidified (a~c) and equiaxed grain (d~f) U720Li alloy (Inset in Fig.1a shows cross section image)

2.1 定向凝固U720Li合金热加工最优方向的确定

对定向凝固U720Li合金, 与凝固方向(柱状晶轴向)呈不同夹角(θ)进行热压缩的真应力-真应变曲线如图2所示, 图3为图2中峰值应力与θ的变化关系. 可见, 变形温度为1100, 1125 ℃和应变速率为0.1 s^-1时, θ=0°的合金具有较低的变形抗力, θ=45°的合金变形抗力最高, 其它方向的变形抗力介于两者之间, 其规律性与李秀臣^[16]提出的弹性模量E_45°>E_60°>E_30°>E_90°>E_0°的变化关系相近.

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图2   不同变形条件下定向凝固U720Li合金修正后的真应力-真应变曲线

Fig.2   True stress-true strain curves of directionally solidified U720Li alloy deformed at 1100 ℃ (a) and 1125 ℃ (b) with strain rate \begin{array}{c}\dot{\epsilon }\end{array}=0.1 s^-1 (after correction)

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图3   不同温度下定向凝固U720Li合金热压缩过程中的σ_s-θ关系

Fig.3   Relationships between peak stress (σ_s) and θ at different temperatures of directionally solidified U720Li alloy during hot deformation (θ—angle between the compression deforming direction and dendrite growth direction)

为获得定向凝固U720Li合金热加工的最优方向, 分析了合金表面和合金内部的组织形态. 定向凝固U720Li合金热压缩试样中仅θ=90°压缩试样表面未出现裂纹. 定向凝固U720Li合金内部的显微组织如图4所示. 可见, θ=0°压缩试样中第二相粒子周围易形成空洞, 空洞聚合长大形成裂纹(图4a), 而θ=90°的合金变形后发生了动态再结晶, 枝晶间协调变形良好. 由此可知, 定向凝固U720Li合金可进行热加工的最优方向为θ=90°方向. 基于此, 本工作下述定向凝固合金的压缩变形均选择垂直于柱状晶方向.

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图4   不同θ定向凝固U720Li合金热压缩后的OM像

Fig.4   OM images of directionally solidified U720Li alloy deformed from θ=0° (a) and θ=90° (b) (Arrows in Fig.4a show the pores and cracks)

2.2 定向凝固与等轴晶U720Li合金的变形流变行为

取θ=90°的定向凝固U720Li合金和等轴晶合金进行热压缩实验. 图5为定向凝固与等轴晶U720Li合金经修正后的峰值应力对比图. 可见, 相同应变速率下, 随温度升高, 2种合金的峰值应力均减小. 值得关注的是, 除应变速率为0.01 s^-1时的较低温度(1025, 1050和1075 ℃)下定向凝固合金的峰值应力高于等轴晶合金外, 其它变形条件下, 定向凝固合金的峰值应力均低于等轴晶合金, 最大峰值应力降低幅度达40%. 观察热压缩试样的表面可见, 高于1100 ℃时, 等轴晶U720Li合金的表面沿45°剪切带方向出现不同程度的裂纹; 相同变形条件下, 定向凝固U720Li合金的试样表面完好. 这说明与等轴晶U720Li合金相比, 定向凝固U720Li合金具有较好的热变形协调能力.

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图5   不同变形条件下U720Li合金热压缩峰值应力-温度关系

Fig.5   Peak stresses-temperature relationship curves of U720Li alloy at different deformation conditions (DS—directional solidification, EG—equiaxed grain)

2.3 定向凝固与等轴晶U720Li合金的再结晶行为

图6为U720Li合金在1125 ℃和1 s^-1的条件下热压缩30%之后的显微组织. 可见, 定向凝固合金大部分发生了动态再结晶, 再结晶晶粒分布均匀(图6a); 而等轴晶合金仅在晶界周围及局部晶粒内发生了动态再结晶, 发生动态再结晶的区域不均(图6b). 这是由于合金不同生长方向的枝晶塑性变形能力不同, 达到动态再结晶的临界条件各异, 故在等轴晶U720Li合金中出现了不均匀的再结晶现象. 对比可知, 定向凝固的U720Li合金热加工后的组织更均匀.

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图6   在1125 ℃和1 s^-1的条件下热压缩30%后U720Li合金的OM像

Fig.6   OM images of directionally solidified (a) and equiaxed grain (b) U720Li alloy deformed for 30% at 1125 ℃ and 1 s^-1 (DRX—dynamic recrystallization)

3 分析讨论

3.1 定向凝固与等轴晶U720Li合金的变形激活能

对比2种合金的峰值应力和显微组织可知, 定向凝固U720Li合金的变形抗力较低; 2种合金发生动态再结晶的开始温度均为1075 ℃. 选取修正后的峰值应力建立U720Li合金热压缩过程的本构方程. 热压缩过程中, 流变应力σ, 温度T以及应变速率 ε˙满足如下方程^[10]:

σ=Aε˙mexp(mQ/(RT))(1)

式中, A是材料常数; m是应变速率敏感系数; Q是变形激活能, 反映材料热变形的难易程度; R是气体常数. 取m是 lnσ和 lnε˙的斜率; Q主要取决于σ和 ε˙, 且与T无关. 即m可由下式求出:

m=∂lnσ∂lnε˙T,ε(2)

Q可用下式表示:

Q=Rm∂lnσ∂1Tε˙,ε(3)

式中, ε为应变. 在本研究条件下, 计算得到定向凝固和等轴晶U720Li合金的Q分别为766和1248 kJ/mol. 已有研究^[10]表明, 固溶态U720合金Q=1230 kJ/mol, 与等轴晶U720Li合金相当. 定向凝固U720Li合金的变形激活能较等轴晶合金低482 kJ/mol, 降低幅度达38.6%. 对比可知, 定向凝固U720Li合金热压缩时所需能量较低, 表现出较低的变形抗力.

3.2 定向凝固U720Li合金的热变形本构方程

动态再结晶是一个热激活过程, 既依赖于 ε˙和T, 也与材料本身的物理性质有关. 在热变形过程中, 需要综合变形温度与变形速率的作用,可引入下式^[21]:

Z=ε˙exp(QRT)(4)

式中, Z为Zener-Hollomon参数, 其物理意义是有温度补偿的应变速率因子.

表1为定向凝固U720Li合金不同条件下的lnZ. 结合表1和图7对比可见, 在本研究中, lnZ值存在2个临界值. 图7a中lnZ=64.80的合金已发生动态再结晶, 而lnZ高于64.80时存在未发生动态再结晶的合金(图7b); 图7c中lnZ=68.68的合金未发生动态再结晶, 而稍低于该状态的合金(图7d)发生了动态再结晶. 鉴于此, 当lnZ≤64.80时, 定向凝固U720Li合金将发生动态再结晶; 当lnZ≥68.68时, 合金不会发生动态再结晶; 当64.80<lnZ<68.68时, 合金有发生动态再结晶的可能.

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图7   不同变形条件下定向凝固U720Li合金热压缩30%之后的OM像

Fig.7   OM images of directionally solidified U720Li alloy deformed for 30% at different deformation conditions

3.3 定向凝固U720Li合金的动态再结晶

3.3.1 形核 定向凝固U720Li合金发生塑性变形时, 铸态组织的不均匀性使合金内部组织变形存在差异, 导致位错密度各异, 畸变能分布不均, 进而畸变能集中处易诱发再结晶形核. 图8为定向凝固U720Li合金已发生动态再结晶的显微组织. 可见, 定向凝固合金存在两种再结晶形核方式, 一种形核于晶界, 一种形核于枝晶间. 已有文献^[21,22]报道, 变形过程中晶界两侧畸变差别较大, 诱导晶界以弓弯的形式向位错密度高的一侧移动, 进而以湮灭位错的方式降低位错密度, 即晶界弓弯形核. 图8b中定向凝固U720Li合金晶界呈现明显的弓弯现象, 晶界弓弯与原始晶界分离产生了再结晶晶核, 说明定向凝固合金晶界处再结晶形核方式主要为晶界弓弯形核.

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图8   定向凝固U720Li合金在1075 ℃和0.1 s^-1的条件下热压缩30%后的OM像

Fig.8   OM images of directionally solidified U720Li alloy deformed for 30% at 1075 ℃ and 0.1 s^-1

晶界弓弯形核集中于晶界, 而晶粒内部的再结晶晶粒需通过其它方式形核. 定向凝固U720Li合金枝晶间存在γ'相 、(γ+γ')共晶组织、碳化物等(图9以及图1b和c). 这些组织会导致位错在此位置易于塞积, 形成高畸变能区, 成为有利于再结晶晶核生成的部位, 即位错塞积形核. 已有研究^[23]表明, 共晶组织对再结晶形核和长大具有重要作用. 枝晶间共晶组织通过粒子促进形核(particle stimulated nucleation, PSN)机制促进了再结晶形核, 其中PSN促进形核粒子直径必须大于1 μm ^[24]. 定向凝固U720Li合金中枝晶间组织分布特征满足PSN机制的条件, 即枝晶间共晶组织通过PSN机制促进了再结晶形核. 如图9所示, 枝晶间较大的γ'相以及(γ+γ')共晶组织处出现了明显的再结晶现象, 即位错塞积促进了动态再结晶的形核.

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图9   定向凝固U720Li合金在1125 ℃, 0.1 s^-1条件下热压缩30%后的SEM像

Fig.9   SEM images of directionally solidified U720Li alloy deformed for 30% at 1125 ℃ and 0.1 s^-1

3.3.2 长大 定向凝固U720Li合金消除了横向晶界, 但是存在纵向晶界, 由于二次枝晶干的取向不同, 在变形过程中各枝晶将表现出不同的变形抗力, 某些取向的枝晶优先发生变形, 一旦达到动态再结晶的临界条件即可发生动态再结晶. 再结晶一旦形核, 无畸变的新晶粒将借助大角度晶界向周围畸变能差最大的基体移动而长大. 定向凝固U720Li合金的热压缩过程中, 原始晶粒的不均匀性导致同一晶粒内发生局部剧烈变形的现象, 如图10a所示. 剧烈变形区取向差较大, 容易发生亚晶旋转(图10a箭头所示), 有利于新晶粒的形成, 有助于再结晶形核^[25]; 不仅如此, 剧烈变形区原始晶粒与新晶粒的畸变能差增大, 有利于大角度晶界的迁移, 进而促进晶粒长大. 故再结晶形核后, 大角度晶界将优先向剧烈变形区迁移从而晶粒长大.

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图10   不同应变速率下定向凝固U720Li合金在1150 ℃热压缩30%后纵截面的EBSD分析

Fig.10   EBSD analysis of the longitudinal section in directionally solidified U720Li alloy deformed for 30% at 1150 ℃ as well as 0.1 s^-1 (a) and 0.005 s^-1 (b)

定向凝固U720Li合金完全发生动态再结晶后的组织如图10b所示. 在1150 ℃, 0.005 s^-1下热压缩30%后, 动态再结晶晶粒均已覆盖了整个区域, 已经观察不到原有的(γ+γ')共晶组织, 定向凝固U720Li合金高温变形之后的组织较为均匀, 具有实用价值.

(1) 热压缩方向与定向凝固U720Li合金柱状晶生长方向垂直时(θ=90°), 合金流变抗力较低, 合金表面和心部均未见裂纹. 垂直柱状晶生长方向为定向凝固U720Li合金的最佳热加工方向.

(2) 随变形温度的升高,定向凝固和等轴晶U720Li合金的流变抗力均降低. 定向凝固U720Li合金的变形激活能为766 kJ/mol, 较等轴晶合金的低482 kJ/mol, 由此使得定向凝固合金呈现出更好的热加工塑性.

(3) 热压缩过程中, 定向凝固U720Li合金晶界和枝晶间畸变能差较大, 使得合金易以晶界弓弯形核和位错塞积形核方式发生动态再结晶; 再结晶形核后, 新形成的晶粒将借助大角度晶界的迁移而长大.

The authors have declared that no competing interests exist.