GH4151合金熱變形過程中裂紋的擴展

劉建軍, 魏保林, 賈 智,2, 丁雨田*,2

(1. 蘭州理工大學 材料科學與工程學院, 甘肅 蘭州 730050; 2. 蘭州理工大學 省部共建有色金屬先進加工與再利用國家重點實驗室, 甘肅 蘭州 730050)

GH4151是一種復雜合金化的新型難變形鎳基高溫合金,是在傳統ЭК151合金的基礎上進行元素調整而獲得的,其研發初衷是為了滿足800 ℃以上長期穩定服役的渦輪盤部件[1-4].該合金中Nb質量分數高達3.4%,由于Nb進入到γ′相中容易形成Ni3(Al、Ti、Nb),可增加強化相γ′的體積分數,從而提高合金的強度.GH4151合金中還通過添加C、B、Ce等微量元素來提高晶界穩定性,從而降低晶界的擴散速率,阻礙位錯的運動[5-7].由于這些特點,該合金相比于ЭК151合金具有服役溫度高,抗氧化、耐高溫蠕變性強的特征,是新一代發動機渦輪盤的最佳備選材料之一[8-9].但是該鑄態合金晶粒粗大,在開坯等熱變形過程中容易出現裂紋,當裂紋形核后,在應力的作用下會發生擴展,這極大地阻礙了GH4151合金的發展和應用,因此需要對該合金熱變形過程中裂紋的擴展進行深入的研究.

目前國內外關于鎳基難變形高溫合金熱塑性裂紋的研究主要集中在裂紋的萌生和力學性能方面.由于鑄態GH4151合金在熔煉過程中,非金屬夾雜物和微孔洞等缺陷在熱變形過程中會不可避免地成為裂紋的形核源,從而促進裂紋的萌生[10].另外,由于GH4151合金化程度高,在鑄態組織中會形成第二相及不規則的碳化物,當在熱變形時,這些相與基體存在變形不協調的現象,從而形成裂紋[11].在裂紋產生的力學方面,研究者通過改變局部應力、二次應力以及殘余應力的大小來判斷應力對裂紋形成的影響.研究發現,局部應力的集中位置位錯密度達到最大,是裂紋形成的初始點[12-15].局部應力集中的種類有很多,形變位錯塞積形成的應力集中只是其中之一,還有加載裂紋前端的宏觀應力集中、裂紋發射無位錯區的應力集中[16],當應力集中達到一定程度時,金屬原子鍵會斷裂形成微裂紋,這是微裂紋形核最普遍的方式,適用于各種斷裂方式[17-18].此外,塑性變形時第二相顆?；蛱蓟锱c基體不協同變形時,由于基體塑性較好且變形具有整體性,致使第二相和碳化物位置處出現裂紋,嚴重威脅合金的塑性變形能力[19-20].

本研究采用Gleeble-3500熱模擬試驗機,在不同的溫度和應變速率下對GH4151合金進行熱變形試驗.采用電子背散射衍射技術(EBSD)、掃描電子顯微鏡(SEM)及電子能譜(EDS)對裂紋區域進行表征,研究晶粒取向、再結晶、低重合位置點陣(ΣCSL)晶界、固溶相對裂紋擴展的影響機制.

1 試驗材料與方法

鑄態難變形高溫合金GH4151由中國航發北京航空材料研究院提供,其化學成分見表1.該鑄錠通過真空熔煉,真空電弧重熔以及均勻化處理獲得,其最終尺寸為φ80 mm×200 mm.圖1所示為鑄態GH4151合金的原始金相組織,從圖中可以看出,原始晶粒的尺寸大小不一,大晶粒占比大于小晶粒,晶粒尺寸大于300 μm的晶粒占據了很大一部分,這也是導致GH4151合金后續熱變形過程中熱加工性差的主要原因.

利用電火花線切割機在原始鑄態坯料上加工出φ8 mm×12 mm的熱壓縮標樣.為了避免加工毛刺等加工痕跡,用砂紙對其標樣進行打磨.采用Gleeble-3500熱模擬試驗機進行熱變形試驗,熱變形過程中為了減少熱量的不均勻性和坯料-壓頭界面之間的摩擦,將石墨和鉭片放置在坯料-壓頭界面.將坯料以10 ℃/s的升溫速度加熱到1 220 ℃后保溫3 min,然后以10 ℃/s的冷卻速度冷卻到相應的變形溫度后進行熱壓縮,變形完成后立即水淬冷卻,使其保持熱變形時的微觀組織.詳細的熱變形參數見表2.

表1 GH4151合金的化學成分

圖1 GH4151合金的原始金相圖Fig.1 Original metallograph of GH4151 alloy

表2 GH4151合金的熱變形參數

將原始試樣首先進行機械打磨拋光,然后在20 ml C2H5OH+20 ml HCl+4 g CuCl2混合溶液中進行腐蝕,最后利用LSM-800激光共聚焦顯微鏡觀察其原始微觀組織特征.采用EBSD技術對熱變形GH4151合金的微觀組織進行觀察,EBSD試樣制備采用常規方式,首先將其進行打磨,然后在90% C2H5OH和10% HClO4混合溶液中進行電解拋光,拋光電壓為50 V,溫度為-20 ℃.EBSD數據采集通過QUANTA FEG 450掃描電子顯微鏡,電壓為20 kV,掃描步長為0.5 μm.

2 分析與討論

通過對GH4151合金熱變形后的試樣進行觀察發現,所有的試樣均出現了裂紋.由于裂紋的擴展主要受到力的影響,而金屬材料中取向釘扎、晶粒類型、特殊晶界及相界均會對位錯的形成和運動有很大的影響.因此,下面將詳細分析晶粒取向、再結晶、低(ΣCSL)晶界以及固溶相對GH4151合金典型裂紋的影響.

2.1 晶粒取向對裂紋擴展的影響

裂紋源的形成決定了裂紋萌生的位置,但裂紋的擴展卻受到各種因素的影響,根據圖2a、b中裂紋附近的微觀組織特征分布可以看出,GH4151合金的裂紋擴展方式包含穿晶擴展和沿晶擴展2種方式,當相鄰晶粒間的取向存在較大差別時,晶界處會存在嚴重的應力集中,應力集中達到一定程度時形成裂紋源.晶粒的取向對材料的穩定性有很大的作用,當再結晶過程中晶粒的取向相近時,會對位錯起到釘扎作用.因此晶粒的取向在裂紋萌生和擴展過程中有著不同作用.從圖2a中可以發現,主裂紋以穿過取向為〈001〉和〈111〉方向的晶粒進行擴展,而在取向為〈101〉的晶粒處,主裂紋沿著其晶界進行延伸,該現象在圖2b中更容易看出.圖2b中在取向為〈001〉的晶粒中可以清楚地觀察到較大主裂紋和微小二次裂紋,而在取向為〈101〉的晶粒中沒有該現象發生,裂紋是沿著其晶界進行擴展的.更為有趣的是,在主裂紋的尖端,可以觀察到取向為〈001〉和〈111〉方向的晶粒較多,而取向為〈101〉的晶粒卻基本沒有.上述現象說明GH4151合金在熱壓縮過程中出現的裂紋,其產生和擴展受到晶粒取向的影響,裂紋易在取向為〈001〉和〈111〉方向的晶粒處形成并擴展,而在取向為〈101〉的晶粒處,裂紋的產生和擴展受到抑制.

2.2 動態再結晶對裂紋擴展的影響

在熱變形過程中,位錯運動至晶界或其他阻礙物時發生塞積,位錯塞積使得晶界或者其他阻礙物附近產生應力集中,從而使得材料內部局部區域的能量急劇升高,當其長大到某一個臨界值時,裂紋尖端的能量釋放率達到裂紋擴展單位面積所吸收的能量,裂紋便開始失穩擴展并直至材料斷裂.因此,裂紋擴展是一個能量釋放的過程.動態再結晶作為高溫變形中最重要的動態軟化機制,形成過程需要消耗大部分的變形能,同樣也是一種能量釋放的方式.所以,在高溫變形過程中,當應力集中達到一定臨界值時,裂紋擴展的同時必定伴隨有一定程度的動態再結晶現象.如圖3所示,裂紋兩側存在著大量的動態再結晶晶粒和亞結構,裂紋的擴展是穿過亞結構進行的,在白色箭頭所指的裂紋擴展尖端處存在著大量的動態再結晶晶粒,裂紋的擴展在此處停止,說明動態再結晶晶粒對裂紋的擴展起到阻礙作用.此外,從圖中微觀組織還可以看出,在裂紋擴展區域動態再結晶晶粒數量相對較少,而亞結構數目相對較多,在亞結構相對聚集的區域,萌生了較多的微小裂紋,如紅色箭頭所指,這是因為在亞結構中存在的能量未得到釋放,在變形過程中裂紋易在亞結構區域萌生和擴展.該試驗現象也可以從一定程度上說明,動態再結晶的進行可以有效抑制變形中裂紋的萌生和擴展.

圖3 裂紋處的晶粒類型圖Fig.3 Grain-type diagram at the crack

2.3 低ΣCSL晶界對裂紋的影響

GH4151合金熱變形過程中典型裂紋附近的晶界體積分數見表3,可以看出Σ3晶界體積分數相對其余低能晶界最大,達到了11.22%,總ΣCSL晶界的體積分數達到20.73%,而隨機晶界的體積分數為79.27%,說明在熱變形后,GH4151合金化過程中出現了較多的低ΣCSL晶界.ΣCSL晶界作為低能晶界,在熱變形過程中相對具有較好的穩定性,會對裂紋的萌生和擴展產生一定程度的影響,因而探究低ΣCSL晶界對裂紋擴展的影響原因非常重要.

表3 裂紋附近局部區域晶界體積分數

圖4a給出了裂紋局部區域的IPF圖,圖中白色區域為裂紋存在的區域.從圖中可以看出,這些裂紋的產生區域出現在晶界的交叉處.為了更好地觀察裂紋在晶界處的特征,對圖4a中局部區域進行放大觀察,其晶界分布特征如圖4b.圖中黑色線為隨機晶界,紅、黃、綠、藍為低ΣCSL晶界.通過觀察發現,裂紋出現在隨機晶界處,在低能ΣCSL晶界處一般不會出現,說明在熱變形過程中,裂紋容易在黑色實線表示的隨機晶界處產生.這是由于低ΣCSL晶界在一定程度上會對裂紋的形成和擴展具有抑制作用,而隨機晶界因其結構有序度低、自由體積大和界面能高等特點,成為裂紋萌生的核心和擴展的通道.

圖4 裂紋局部區域的IPF圖Fig.4 The IPF map of the local region of the crack

圖5 不同三叉晶界和低ΣCSL晶界分布圖Fig.5 Distribution map of different trifurcate grain boundaries and low CSL grain boundary

由于低ΣCSL晶界對裂紋的擴展具有阻礙作用,說明不同數量的低ΣCSL晶界在三叉晶界處對裂紋的擴展具有顯著的影響.圖5a為不同數量的低ΣCSL晶界在三叉晶界處的示意圖,將三叉晶界分為4類,分別為J0(0-CSL)、J1(1-CSL)、J2(2-CSL)、J3(3-CSL)型三叉晶界(“n-CSL”中“n”指的是三叉晶界中低ΣCSL晶界的數量).相比而言,裂紋更容易在J0、J1型三叉晶界處產生,同時裂紋會沿著J0、J1型中的隨機晶界進行擴展.圖5b為晶界分布圖,青色線上部為裂紋區域,下部為完好區域.可以發現在完整區域內部出現了裂紋(圖中紫色圓圈所示),該區域裂紋的產生和擴展沿著J0、J1型晶界,由于這兩種三叉晶界中隨機晶界占比相對較高,對裂紋的阻礙作用較小,因此裂紋首先在J0、J1型晶界處產生和擴展.盡管在J2、J3型三叉晶界處(紅色箭頭所示)也出現了小的裂紋,但是裂紋擴展被明顯抑制.這是因為J2、J3型三叉晶界的結構有序度較高,可以有效地隔斷隨機晶界網絡,從而對裂紋的萌生和擴展起到強烈的抑制作用.

2.4 固溶相對裂紋擴展的影響

圖6為裂紋的SEM圖像和相對應的EDS元素面掃分布圖,圖中顏色越亮,表明該元素含量越高.從圖中裂紋可以看出,橙色箭頭方向為裂紋擴展方向,因為GH4151合金在變形過程中微裂紋引導主裂紋,從而決定主裂紋的擴展方向.通過測量主裂紋形成路徑上的折彎角發現,角度接近120°的折彎角在整個擴展路徑上數量最多,而角度小于90°角的折彎角很少,這表明裂紋易于沿著角度接近120°的角度擴展,因為沿該角度擴展所需的能量最低.從EDS元素面掃圖中可以看出,C和O在裂紋附近的含量較高.在高溫條件下,氧元素更容易沿晶界擴散,與Cr、Al等活潑元素發生氧化反應,生成脆性氧化物,降低材料整體的強度.而碳元素與Nb、Ti形成碳化物,當高含碳量的NbC在晶界沉積時,會明顯降低該區域的塑性,使得坯料在熱加工過程中的裂紋傾向增加,從而引導裂紋進行擴展.除此之外,裂紋在擴展過程中沿著有固溶相顆粒存在的邊界進行擴展,如圖中白色箭頭和白色方框所示.由于固溶相中C元素容易形碳化物,碳化物作為脆性相,在裂紋擴展過程中容易降低合金的塑性從而加速裂紋的擴展,因此固溶相的形成不利于熱變形過程的控制.

圖6 GH4151合金裂紋處的固溶相Fig.6 Solid solution phases at cracks in GH4151 alloy

3 結論

1) GH4151合金在熱壓縮過程中出現的裂紋,其產生和擴展受到晶粒取向的影響,裂紋易于在取向為〈001〉和〈111〉方向的晶粒處形成并進行擴展,而在取向為〈101〉的晶粒處,裂紋的產生和擴展受到抑制.

2) GH4151合金的形變裂紋會穿過亞結構進行擴展,這是因為亞結構中能量未得到釋放,而在裂紋擴展的尖端處存在著大量的動態再結晶晶粒,裂紋的擴展在此處停止,說明動態再結晶晶粒對裂紋的擴展起到阻礙作用.

3) 低ΣCSL晶界被認為結構有序度較高,能量較低,具有優于隨機晶界的性能,將含有不同數量低ΣCSL晶界的三叉晶界進行分類,發現裂紋易于在有序度較低的J0、J1型晶界處產生和擴展,而在J2、J3型三叉晶界處裂紋的擴展被有效抑制.

4) 裂紋內部分布著大量的碳元素和氧元素,二者均會和GH4151中其他元素生成脆性物質,進而影響GH4151合金的塑性變形能力,促進裂紋的擴展.

致謝:本文得到蘭州理工大學紅柳優秀青年支持計劃項目(CGZH001)的支持,在此表示感謝.