变形速率对GH3625合金弹-塑性变形行为的影响

图1 GH3625合金在不同变形速率(r)下的压缩应力-应变曲线和加工硬化率曲线

Fig.1 Compression stress-strain curves (a, b) and work hardening rate curves (c, d) of GH3625 alloy at different deformation rates (r) (Inset in Fig.1c show the locally enlarged work hardening rate curve of alloy elastic deformation stage at different deformation rates; A, B, and C represent the widths of the alloy elasto-plastic transition stage at different deformation rates in Figs.1b and d, while a, b, and c are the elasto-plastic transition points at different deformation rates; The sawtooth on the curve in Fig.1a represents the stress relaxation phenomenon under displacement-control mode (holding strain))

2.2 中子衍射

2.2.1 晶格演变

图2为GH3625合金在不同变形速率下的中子衍射图谱。由图可知,在不同的变形速率下合金在弹-塑性变形过程中均未检测到明显的新衍射峰出现,表明GH3625合金在不同变形速率下压缩变形过程中均未发生相变。同时,在不同的变形速率下合金的衍射峰位置随着施加应力或应变的增加均向低晶面间距发生偏移,如表1~3所示。利用原位中子衍射压缩实验可以得到材料在受载荷情况下的晶格应变来研究材料的性能。加载过程中特定的{hkl}晶面族的晶格应变(ε_hkl )可以通过衍射峰位置的相对偏移来表达^[23]：

图2

图2 不同变形速率下GH3625合金压缩变形过程中的中子衍射图演变

Fig.2 Evolutions of neutron diffraction patterns of GH3625 alloy during compression deformation at r = 0.2 mm/min (a), r = 0.5 mm/min (b), and r = 1.0 mm/min (c) (d—interplanar spacing)

表1 r = 0.2 mm/min时不同应力/应变、不同(hkl)晶面上GH3625合金的晶面间距(d)、衍射峰强度(I)和半峰全宽(FWHM)

Table 1 d, diffraction peak intensity (I), and full width at half maximum (FWHM) of GH3625 alloy at different stresses/strains and different (hkl) crystal planes under r = 0.2 mm/min

Stress/	(111)			(200)			(220)			(311)
strain	(111)			(200)			(220)			(311)
strain	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.
	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.
5 MPa	0.20830	0.00084	1.17358	0.18040	0.00068	0.69436	0.12758	0.00048	0.50383	0.10878	0.00039	0.65635
100 MPa	0.20822	0.00084	1.17337	0.18031	0.00070	0.68317	0.12752	0.00046	0.49603	0.10874	0.00040	0.66543
150 MPa	0.20818	0.00083	1.16570	0.18026	0.00070	0.69087	0.12750	0.00046	0.49845	0.10871	0.00041	0.67213
200 MPa	0.20814	0.00083	1.18192	0.18019	0.00067	0.68782	0.12746	0.00045	0.52944	0.10868	0.00042	0.64227
250 MPa	0.20811	0.00085	1.18135	0.18013	0.00068	0.69815	0.12744	0.00048	0.51071	0.10865	0.00040	0.65870
300 MPa	0.20805	0.00085	1.24163	0.18003	0.00070	0.69999	0.12741	0.00047	0.52655	0.10863	0.00040	0.67256
350 MPa	0.20803	0.00091	1.28964	0.17994	0.00075	0.70985	0.12741	0.00047	0.51637	0.10860	0.00044	0.60751
-1.4%	0.20802	0.00091	1.27327	0.17994	0.00076	0.67652	0.12741	0.00048	0.54683	0.10860	0.00045	0.62113
-2.8%	0.20799	0.00094	1.17662	0.17989	0.00086	0.60878	0.12740	0.00051	0.52139	0.10857	0.00049	0.57157
-4.4%	0.20799	0.00100	1.08604	0.17987	0.00088	0.53975	0.12738	0.00055	0.51639	0.10856	0.00052	0.50773
-5.8%	0.20796	0.00101	0.97778	0.17982	0.00096	0.48265	0.12737	0.00057	0.52286	0.10854	0.00057	0.45533
-7.6%	0.20793	0.00106	0.87945	0.17978	0.00103	0.44869	0.12735	0.00061	0.52813	0.10852	0.00057	0.45751
-9.0%	0.20790	0.00107	0.83019	0.17975	0.00115	0.39349	0.12733	0.00063	0.53534	0.10850	0.00059	0.44199
-10.6%	0.20787	0.00111	0.78369	0.17970	0.00113	0.42311	0.12730	0.00068	0.53257	0.10849	0.00066	0.42624

表2 r = 0.5 mm/min时不同应力/应变、不同(hkl)晶面上GH3625合金的d、I和FWHM

Table 2 d, I, and FWHM of GH3625 alloy at different stresses/strains and different (hkl) crystal planes under r = 0.5 mm/min

Stress/	(111)			(200)			(220)			(311)
strain	(111)			(200)			(220)			(311)
strain	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.
	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.
5 MPa	0.20834	0.00083	1.11934	0.18043	0.00061	0.39388	0.12761	0.00048	0.58243	0.10882	0.00041	0.58707
100 MPa	0.20827	0.00083	1.10925	0.18033	0.00065	0.40134	0.12755	0.00048	0.61018	0.10876	0.00041	0.60243
150 MPa	0.20824	0.00085	1.09792	0.18028	0.00061	0.42557	0.12752	0.00047	0.61532	0.10873	0.00040	0.60224
200 MPa	0.20819	0.00085	1.12129	0.18021	0.00062	0.40632	0.12750	0.00047	0.60832	0.10871	0.00041	0.59379
250 MPa	0.20815	0.00085	1.13248	0.18015	0.00063	0.42301	0.12747	0.00048	0.61803	0.10868	0.00041	0.58574
300 MPa	0.20811	0.00085	1.23182	0.18006	0.00062	0.44808	0.12745	0.00049	0.61165	0.10866	0.00041	0.59740
350 MPa	0.20808	0.00091	1.31223	0.17998	0.00068	0.46537	0.12744	0.00051	0.64062	0.10864	0.00046	0.55437
-1.9%	0.20808	0.00094	1.29399	0.17998	0.00073	0.44567	0.12745	0.00051	0.66333	0.10862	0.00045	0.54972
-3.4%	0.20806	0.00098	1.19256	0.17993	0.00076	0.40879	0.12744	0.00054	0.64845	0.10862	0.00049	0.53572
-5.4%	0.20804	0.00100	1.10616	0.17990	0.00084	0.35767	0.12742	0.00057	0.65766	0.10860	0.00052	0.49431
-7.4%	0.20801	0.00103	1.04847	0.17989	0.00092	0.33364	0.12740	0.00060	0.67182	0.10858	0.00055	0.46532
-10.0%	0.20800	0.00107	0.95993	0.17986	0.00099	0.31310	0.12739	0.00064	0.67001	0.10857	0.00056	0.49341
-12.2%	0.20799	0.00110	0.88218	0.17982	0.00106	0.33193	0.12738	0.00067	0.66901	0.10855	0.00062	0.44359
-14.8%	0.20797	0.00115	0.82822	0.17979	0.00110	0.35773	0.12735	0.00071	0.65468	0.10854	0.00068	0.47036
-18.3%	0.20793	0.00125	0.80048	0.17977	0.00132	0.46561	0.12730	0.00074	0.57609	0.10852	0.00071	0.51191

表3 r = 1.0 mm/min时不同应力/应变、不同(hkl)晶面上GH3625合金的d、I和FWHM

Table 3 d, I, and FWHM of GH3625 alloy at different stresses/strains and different (hkl) crystal planes under r = 1.0 mm/min

Stress/	(111)			(200)			(220)			(311)
strain	(111)			(200)			(220)			(311)
strain	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.
	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.	d nm	FWHM nm	I a.u.
5 MPa	0.20834	0.00084	1.08875	0.18043	0.00061	0.45629	0.12761	0.00048	0.57052	0.10880	0.00041	0.58913
100 MPa	0.20826	0.00083	1.08420	0.18033	0.00062	0.47041	0.12755	0.00049	0.56411	0.10877	0.00042	0.58839
150 MPa	0.20821	0.00084	1.10590	0.18029	0.00066	0.44241	0.12752	0.00048	0.59492	0.10873	0.00040	0.60091
200 MPa	0.20818	0.00084	1.12707	0.18023	0.00068	0.43653	0.12750	0.00049	0.57389	0.10871	0.00043	0.56066
250 MPa	0.20813	0.00084	1.07278	0.18016	0.00062	0.46351	0.12747	0.00048	0.57312	0.10869	0.00042	0.58799
300 MPa	0.20809	0.00084	1.20557	0.18006	0.00066	0.48847	0.12744	0.00046	0.60983	0.10866	0.00041	0.60782
350 MPa	0.20807	0.00091	1.27927	0.17998	0.00071	0.49084	0.12744	0.00051	0.62514	0.10862	0.00045	0.57167
-1.7%	0.20808	0.00092	1.27499	0.17998	0.00075	0.48262	0.12744	0.00051	0.63146	0.10862	0.00046	0.54988
-3.1%	0.20805	0.00094	1.23329	0.17995	0.00081	0.42648	0.12744	0.00056	0.60900	0.10862	0.00049	0.52269
-4.8%	0.20803	0.00101	1.12762	0.17990	0.00087	0.37979	0.12742	0.00056	0.64910	0.10861	0.00054	0.49041
-6.3%	0.20801	0.00102	1.06178	0.17989	0.00092	0.35076	0.12742	0.00060	0.65044	0.10859	0.00055	0.47232
-8.2%	0.20800	0.00107	0.97567	0.17984	0.00101	0.35728	0.12739	0.00063	0.64631	0.10856	0.00060	0.44765
-9.6%	0.20797	0.00112	0.93614	0.17982	0.00105	0.36070	0.12738	0.00069	0.63884	0.10854	0.00061	0.47602
-11.3%	0.20794	0.00121	0.86971	0.17982	0.00116	0.38822	0.12734	0.00071	0.65572	0.10852	0.00067	0.47575
-12.3%	0.20840	0.00116	0.85174	0.18045	0.00110	0.45890	0.12767	0.00066	0.65823	0.10885	0.00066	0.52180

ε_{h k l} = \frac{d_{h k l} - d_{h k l}^{0}}{d_{h k l}^{0}}

(1)

式中, $d_{h k l}$ 和 $d_{h k l}^{0}$ 分别是{hkl}晶面族加载状态下的晶面间距和无载荷状态下的晶面间距。在本工作中, $d_{h k l}^{0}$ 为{hkl}晶面族在5 MPa下的晶面间距。

图3为不同变形速率、不同(hkl)晶面上GH3625合金晶格应变与施加应力的关系。由图3可知,在相同施加应力下,所有试样均在(200)晶面上具有最大的晶格应变,其次从大到小依次是(311)、(220)和(111)晶面上,说明晶格应变的变化很大程度上取决于晶粒取向,表明强弹性各向异性。在弹性变形阶段,所有晶粒在加载方向上的晶格应变均随施加应力的增加呈线性增加,在此阶段,通过施加应力与晶格应变函数的斜率可以计算出每个(hkl)晶面的弹性模量E_hkl,其值列于表4中。由表4可知,所有试样均在(111)晶面上表现出最大的弹性模量,其次是(220)和(311)晶面,而在(200)晶面上最小。这表明(111)晶面具有较大的刚度,而(200)晶面具有较小的刚度,表现出在相同的施加应力下(200)晶面的晶格应变大于(111)晶面的晶格应变。同时,不同变形速率下特定(hkl)晶面的E_hkl 略有差异,这与不同应变速率下宏观应力-应变曲线中弹性变形阶段的整体弹性模量轻微变化相符(图1b)。fcc结构金属的弹性各向异性又称为Young's模量各向异性(r_E = E₁₁₁/ E₂₀₀),即通过<111>方向的Young's模量与<200>方向Young's模量之比来描述^[4,24,25]。计算可知,3种变形速率下试样的r_E 分别约为1.75 (r = 0.2 mm/min)、1.80 (r = 0.5 mm/min)和1.74 (r = 1.0 mm/min),其结果介于退火态(1.53)和沉积态(2.24) IN625合金之间^[16]。在屈服点之后开始发生塑性变形,所有试样的晶格应变在弹-塑性转变过程中出现向下的弯曲,对应在整体应力-应变曲线中发生了弹-塑性转变(图1a和b)。在此阶段,(200)晶面的晶格应变明显高于其他(hkl)晶面表现出的晶格应变,说明(200)晶面在弹-塑性转变过程中通过充分发展可塑性表现出更大的晶格应变^[26]。当施加应力大于350 MPa时,所有(hkl)晶面的晶格应变随施加应力的增加又呈现出近线性相应,其斜率均高于弹性变形阶段。这是由于在塑性变形阶段所有的晶粒都发生塑性变形时,反射的晶格应变响应又几乎变为线性,其斜率由材料的弹性和塑性各向异性共同决定^[27]。值得注意的是,在塑性变形阶段,相同的施加应力下,r = 0.2 mm/min的试样所有晶粒的晶格应变均大于其他变形速率的试样,这可能与晶粒取向有关^[28]。

图3

图3 不同变形速率、不同(hkl)晶面上GH3625合金晶格应变与施加应力的关系

Fig.3 Lattice strain as a function of applied stress for GH3625 alloy at different deformation rates and different (hkl) crystal planes

(a) (111) crystal plane (b) (200) crystal plane

表4 不同变形速率下GH3625合金的弹性模量(E_hkl )和Young's模量各向异性(r_E )

Table 4 Elastic moduli (E_hkl ) and Young's Modulus anisotropies (r_E ) of GH3625 alloy under different deformation rates

r / (mm·min^-1)	E₁₁₁ / GPa	E₂₂₀ / GPa	E₃₁₁ / GPa	E₂₀₀ / GPa	r_E
0.2	255.41 ± 6.93	224.68 ± 6.40	193.63 ± 4.82	146.07 ± 8.44	1.75
0.5	261.16 ± 7.17	243.10 ± 6.16	199.51 ± 4.21	145.23 ± 7.17	1.80
1.0	252.99 ± 5.09	236.29 ± 5.92	201.09 ± 8.99	145.10 ± 11.42	1.74

2.2.2 衍射峰强度演变

图4为不同变形速率和不同(hkl)晶面上GH3625合金压缩变形过程中的衍射峰积分强度(I / I₀)演变。在图4中,衍射峰积分强度通过宏观塑性变形开始时测得的衍射峰强度(I₀)进行归一化获得。衍射峰积分强度的变化可以为塑性变形过程中晶粒取向(织构)的变化提供定性的解释^[29]。在弹性变形阶段,所有试样在不同(hkl)衍射峰强度基本保持不变,而在弹-塑性转变阶段和塑性变形阶段均表现出相同的变化趋势,但具体增加或减小的数值不同。这表明在塑性变形过程中所有试样在相同(hkl)晶面上形成的织构类型一样,但其强度有明显差异。由图4a可知,所有试样(111)衍射峰积分强度在弹-塑性转变阶段随施加应力的增加而增加,而在塑性变形阶段随施加应力的增加而减小；由图4b可知,所有试样(200)衍射峰积分强度在弹-塑性转变阶段随施加应力的增加而增加,而在塑性变形阶段随施加应力的增加出现先减小后增加的趋势,其施加应力拐点随变形速率的增加而依次减小；由图4c可知,所有试样(220)衍射峰积分强度随施加应力的增加呈现缓慢增加的趋势；由图4d可知,所有试样(311)衍射峰积分强度随施加应力的增加而减小。分析认为,衍射峰强度的增加表明在塑性变形过程中晶粒沿着加载方向重新取向,而衍射峰强度的减小意味着在塑性变形过程中晶粒发生转动,偏离加载方向^[29]。值得注意的是,r = 0.2 mm/min的试样衍射峰积分强度的增量均比其他试样的小,减量均比其他试样的大。这表明r = 0.2 mm/min时在变形过程中晶粒发生重新取向的概率远远小于晶粒发生转动的概率。在不同变形速率下,试样的衍射峰强度演化出现明显差异,说明在不同变形速率下压缩变形过程中晶粒重新取向的程度不同,这可能是由于晶粒的滑移/转动和/或形成形变孪晶造成的^[30,31]。

图4

图4 不同变形速率、不同(hkl)晶面上GH3625合金压缩变形过程中的衍射峰强度演变

Fig.4 Evolutions of diffraction peak intensity of GH3625 alloy during compression deformation at different deformation rates and different (hkl) crystal planes

(a) (111) crystal plane (b) (200) crystal plane (c) (220) crystal plane (d) (311) crystal plane

2.2.3 衍射峰宽度演变

图5为不同变形速率和不同(hkl)晶面上GH3625合金压缩变形过程中的衍射峰归一化宽度(W / W₀)演变。在图5中,衍射峰归一化宽度通过宏观塑性变形开始时测得的衍射峰FWHM (W₀)进行归一化获得。在多晶体合金中,衍射峰宽度的演变与合金在变形过程中形成的位错、层错和孪晶密切相关^[32]。在弹性变形阶段,所有试样不同(hkl)衍射峰宽度基本保持不变,而在弹-塑性转变阶段和塑性变形阶段均表现出明显的上升趋势,但其增量不同。所有试样(200)衍射峰宽度的增量最大,其次从大到小依次是(311)、(220)和(111)衍射峰,表明在压缩变形过程中不同(hkl)晶粒变形行为不同,这很大程度上取决于晶粒取向。

图5

图5 不同变形速率、不同(hkl)晶面上GH3625合金压缩变形过程中的衍射峰宽化演变

Fig.5 Evolutions of diffraction peak width of GH3625 alloy during compression deformation at different deformation rates and different (hkl) crystal planes

(a) (111) crystal plane (b) (200) crystal plane (c) (220) crystal plane (d) (311) crystal plane

2.3 组织演变与晶界特征演变

为了进一步研究变形速率对合金塑性变形行为的影响,揭示合金的塑性变形机制和加工硬化机制,对中子衍射测量后的试样进行EBSD和TEM分析。图6为GH3625合金在不同变形速率下的显微组织及其应变分布特征,其中,灰线表示小角度晶界(2° < θ ≤15°),而黑线表示大角度晶界(θ > 15°)。可以看出,GH3625合金原始组织由大量均匀的等轴晶粒和少量的退火孪晶组成(图6a)；同时,可以通过kernel平均取向差(kernel average misorientation,KAM)的分布来定量评估材料的局部应变分布^[33,34],图6中的插图为KAM图,其中蓝色表示低应变区,红色表示高应变区。由图6a插图可知,应变均匀分布在晶界处和晶粒内部。当变形速率较小时(r = 0.2 mm/min),等轴晶粒被压扁,变形不明显,小角度晶界优先在晶界附近分布,并伴随位错滑移产生局部应变集中；当变形速率较大时(r ≥ 0.5 mm/min),等轴晶粒受压缩变形开始呈现扁平状,晶界附近小角度晶界明显增多,晶粒内部出现大量的小角度晶界,晶粒内部出现应变集中,晶界处应变集中逐渐增强。此外,为了直观描述变形速率对不同类型晶界特征分布的影响,采用取向差角分布来表征晶界特征演变。图7为不同状态下GH3625合金的取向差角分布演变。可以看出,原始试样的取向差角分布呈双峰分布,一个峰在1.5°附近,另一个峰在60°附近(图7a),而变形试样的取向差角分布呈单峰分布,其峰1.5°在附近(图7b~d)。显然,低角度峰对应于大量位错缠结形成的几何必要位错(GND)界面^[35],而位于60°附近的峰对应于退火孪晶^[36]。同时,统计晶界比例可知,原始试样的晶界以大角度晶界为主,占整个晶界的60.37%；当以r = 0.2 mm/min开始变形时,晶界以小角度晶界为主,占整个晶界的84.61%,随着变形速率的增加,小角度晶界的比例增加,而大角度晶界和孪晶界的比例减小。孪晶界的减少是因为在塑性变形期间主要以滑移方式进行,堆积在孪晶界附近的小角度晶界与孪晶界合并为随机晶界^[37]。可见,随变形速率的增加,大角度晶界逐渐向小角度晶界转变,孪晶界的比例减小,晶粒由均匀变形向不均匀变形转变。

图6

图6 不同状态下GH3625合金的微观组织及其应变分布特征演变

Fig.6 Evolutions of microstructure and strain distribution characteristics in GH3625 alloy under different states (TD—transverse direction, LD—longitudinal direction, TBs—twin boundaries; gray lines show the low angle grain boundaries (LAGBs), black lines show the high angle grain boundaries (HAGBs); Insets show the kernel average misorientation (KAM) images of rectangle regions)

(a) solution state (b) r = 0.2 mm/min (c) r = 0.5 mm/min (d) r = 1.0 mm/min

图7

图7 不同状态下GH3625合金的取向差分布演变

Fig.7 Evolutions of misorientation angle distribution of GH3625 alloy under different states (f_LAGB—fraction of LAGB, f_HAGB—fraction of HAGB, f_TB—fraction of TB)

(a) solution state (b) r = 0.2 mm/min (c) r = 0.5 mm/min (d) r = 1.0 mm/min

图8为GH3625合金在0.5 mm/min变形速率压缩变形后组织的TEM像。由图可知,晶粒内部存在大量位错线相互交叉形成的位错网(图8a)、位错通过相互作用形成位错缠结(图8b)以及晶界处存在大量位错塞积(图8c),可见晶界是位错运动的障碍；此外,晶粒内部出现条带状结构,终止于晶界(图8c)。图8c插图中选区电子衍射(SAED)花样说明条带状结构为变形带,而不是变形孪晶。分析认为,由于GH3625合金属于典型的fcc结构的低层错能材料,合金冷变形开始时,不全位错开始滑移变形,当变形量达到一定程度时,合金还会发生孪生变形,在晶粒内部产生变形孪晶^[38]。然而,由于本工作中变形量较小,未达到孪生变形的条件,因此在晶界处由于压缩变形不均匀引起位错塞积,导致位错运动的阻力增加,造成明显的加工硬化现象。可见,GH3625合金在冷塑性变形过程中主要以位错滑移的方式进行,其加工硬化机制以位错强化为主。

图8

图8 GH3625合金在0.5 mm/min变形速率压缩变形后组织的TEM像

Fig.8 TEM images showing the microstructures of GH3625 alloy after compression deformation at r = 0.5 mm/min

(a) dislocation network(b) dislocation tangle(c) grain (Inset in Fig.8c shows the SAED pattern of deformation band )

2.4 位错密度

金属塑性变形在微观上反映了位错的形成、增殖和运动,在宏观上表现为金属的加工硬化行为。根据Ashby的位错演化模型^[39],多晶金属材料在塑性变形过程中可以将位错分为统计存储位错(SSD)和GND,即：

ρ = ρ^{G N D} + ρ^{S S D}

(2)

式中,ρ为多晶金属材料的总位错密度,ρ^SSD为多晶金属材料的SSD密度,ρ^GND为多晶金属材料的GND密度。SSD是由均匀变形引起的,而GND是由不均匀变形引起的。GH3625合金在压缩变形过程中由不均匀变形引起的ρ^GND可以通过应变梯度来计算^[40,41]:

ρ^{G N D} = \frac{2 θ_{L}}{μ b}

(3)

式中,θ_L为局部取向差,μ为该点的单位长度(100 nm),b为Burger矢量模(0.253 nm)。根据式(3)得到不同变形速率下GH3625合金的ρ^GND分布和平均ρ^GND如图9所示。由图可知,ρ^GND随变形速率的增大而增加,再次证明了变形速率的增加使得合金压缩变形不均匀引起的应变集中程度增强。

图9

图9 GH3625合金不同状态下的几何必须位错密度(ρ^GND)分布和平均ρ^GND

Fig.9 Geometrically necessary dislocation density (ρ^GND) distribution (a) and average ρ^GND (b) of GH3625 alloy under different states

GH3625合金在压缩变形时由变形产生的总位错密度ρ可以用材料中的弹性能(U)、单位位错长度的弹性能(u)与平均衍射峰宽化ΔW / d来表示^[42,43],计算公式为：

ρ = \frac{U}{u} = \frac{15 E}{2 G b^{2} (1 + ν)} (\frac{Δ W}{d}) = \frac{15 E}{2 G b^{2} (1 + ν)} ε^{2}

(4)

式中,G为剪切模量,v为Poisson比,ε为平均晶格应变。在本工作中,GH3625合金在室温下的E = 205 GPa,G = 79 GPa,v = 0.308,b = 0.253 nm^[44]。根据式(4)得到不同变形速率下GH3625合金总位错密度随应变的变化规律如图10a所示。由图可知,在屈服点之前,所有试样的ρ与应变呈线性关系,不随变形速率的变化而变化；在屈服点之后,相同应变下合金的ρ随变形速率的增加先减小后增加,这与整体宏观应力-应变曲线中塑性变形阶段加工硬化相符(图1a)。不同变形速率下GH3625合金加工硬化位错强化的贡献如图10b所示。由图可知,在塑性变形阶段,随着应变的增加,所有试样的ρ^1/2与σ之间的关系均符合Taylor关系(σ = αMGbρ^1/2,其中α为常数,M是Taylor因子)^[45],说明在不同变形速率下GH3625合金加工硬化主要由位错强化来决定。

图10

图10 不同变形速率下GH3625合金的总位错密度(ρ)随应变的变化规律和位错强化贡献

Fig.10 Variations of total dislocation density (ρ)with strain for GH3625 alloy at different defor-mation rates (a) and contribution of dislocation strengthening (b)

GH3625合金在不同变形速率下压缩变形后的ρ与ρ^GND之间存在差值,其差值ρ^SSD可以由式(2)来表示。表5为不同变形速率下GH3625合金压缩变形后ρ、ρ^GND和ρ^SSD的变化规律。可知,ρ^SSD随变形速率的增加而减小,而ρ^GND随变形速率的增加而增加,说明变形速率越小,其变形均匀性越好。可见,r = 0.2 mm/min时合金表现出反常的加工硬化行为归因于较低变形速率下塑性变形过程中均匀变形产生的SSD对加工硬化做出了额外的贡献^[22]。

表5 不同变形速率下GH3625合金压缩变形后的ρ、ρ^GND和统计存储位错密度(ρ^SSD) (10¹⁴ m^-2)

Table 5 ρ, ρ^GND, and statistically stored dislocation density (ρ^SSD) of GH3625 alloy after compression deformation under different rates

r / (mm·min^-1)	ρ	ρ^GND	ρ^SSD
0.2	18.48 ± 1.81	11.33	7.15 ± 1.81
0.5	18.62 ± 1.49	13.17	5.45 ± 1.49
1.0	15.83 ± 1.19	14.28	1.55 ± 1.19

2.5 织构演变

图11的取向分布函数(ODF)截面图展现出了不同状态下GH3625合金在变形过程中织构变化规律。由图11a可知,固溶态试样在α取向线上出现Rotated-Goss织构{110}<110>和Brass织构{110}<112>,在γ取向线上出现Brass-R织构{111}<110>和{111}<112>。在较小变形速率(r = 0.2 mm/min)下,由于变形速率较小,晶粒变形比较均匀,因此不会出现由不均匀变形产生的Rotated-Cube织构{001}<110>；同时,具有Twinned-Copper织构{552}<115>的晶粒经正常的位错滑移流向Goss织构{110}<001>^[46],如图11b所示。在较大变形速率(r ≥ 0.5 mm/min)下,由于变形速率较大,晶粒变形不均匀,导致在压缩变形过程中出现了较强的Rotated-Cube织构{001}<110>；同时,由于剪切变形出现Rotated-Copper织构{112}<110>；此外,还会保留原始的Brass-R织构{111}<110>和Rotated-Goss织构{110}<110> (图11c和d)。结合衍射峰积分强度分析可知,随着变形速率的增加,{001}面上的晶粒发生转动后重新取向形成Rotated-Cube织构{001}<110>,而{110}面上的部分晶粒通过位错滑移后重新取向形成Goss织构{110}<001>；同时,{110}面上部分晶粒保留Rotated-Goss织构{110}<110>；此外,{111}面上晶粒发生转动后Brass-R织构{111}<112>消失,仅保留Brass-R织构{111}<110>。

图11

图11 不同状态下GH3625合金的晶粒取向分布函数(ODF)截面图

Fig.11 Orientation distribution function (ODF) sections of GH3625 alloy under different states (Φ, φ₁, and φ₂—Euler angles)

(a) solution state (b) r = 0.2 mm/min (c) r = 0.5 mm/min (d) r = 1.0 mm/min

3 结论

(1) GH3625合金宏观应力-应变曲线包括弹性变形阶段(σ ≤ 300 MPa),弹-塑性转变阶段(300 MPa < σ ≤ 350 MPa)和塑性变形阶段(σ > 350 MPa),这与细观晶格应变行为一致；同时,合金特定(hkl)晶面反射的晶格应变、峰宽和强度的演变表明变形速率对晶体弹性各向异性影响较小,而对晶体塑性各向异性影响较大。

(2) 随变形速率的增加,大角度晶界逐渐向小角度晶界转变,孪晶界的比例逐渐减小,晶粒由均匀变形向不均匀变形转变。

(3) 随变形速率的增加,{001}面上部分晶粒发生转动后重新取向形成Rotated-Cube织构{001}<110>,而{110}面上部分晶粒通过位错滑移后重新取向形成Goss织构{110}<001>；同时,{110}面上部分晶粒保留Rotated-Goss织构{110}<110>；此外,{111}面上部分晶粒发生转动后Brass-R织构{111}<112>消失,仅保留Brass-R织构{111}<110>。

(4) 随变形速率的增加,合金的ρ先减小后增加,而ρ^GND单调递增,ρ^SSD单调递减；同时,r = 0.2 mm/min时试样表现出反常的加工硬化行为,这归因于均匀变形产生的SSD对加工硬化做出了额外的贡献；此外,位错强化贡献和TEM观察证实了GH3625合金的塑性变形机制以位错滑移为主,其加工硬化机制是位错强化。

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采用EBSD技术研究了挤压态GH3625合金冷变形过程中的组织演变、晶界特征分布、位错密度、应力分布及织构演变规律。结果表明,随着冷变形量的增加,晶粒变形程度加大,晶粒形貌由扁平状转变为细条状,晶体转动使得晶界与加载压力轴垂直分布；随着冷变形量的增加,大角度晶界逐渐向小角度晶界转变,孪晶界的比例逐渐增加。随着冷变形量的增加,局部取向差的平均值(θˉL)升高,位错密度增加；同时,晶粒变形均匀性逐渐变好,应力集中分布逐渐向应力均匀分布转变。随着冷变形量的增加,其形变织构的类型基本保持不变,而具有稳定取向的Copper织构{112}的强度略有降低；同时,由不均匀变形产生的Rotated-cube织构{001}的强度降低；此外,形变孪晶的形成导致Goss织构{110}和Brass-R织构{111}的强度降低。

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