引言

GH4169(Inconel718)合金因其優(yōu)異的綜合性能和高溫穩(wěn)定性被廣泛應(yīng)用于航空航天及石油化工等領(lǐng)域。作為 航空航天領(lǐng)域的重要結(jié)構(gòu)材料,GH4169合金主要應(yīng)用于渦輪盤(pán)、壓氣機(jī)葉片和機(jī)匣等熱端動(dòng)力零部件。這些 結(jié)構(gòu)件通常服役于交變載荷、交變溫度和離心力等惡劣條件,要求其具有良好的抗疲勞和抗蠕變性能,因此, 精準(zhǔn)調(diào)控微觀(guān)組織是零件完成服役使命的關(guān)鍵。

GH4169合金零部件的制備過(guò)程包含合金熔煉、均勻化處理、塑性加工和熱處理。因?yàn)榱慵哂胁煌耐庥^(guān)結(jié) 構(gòu)和服役要求,所以塑性加工工藝的選擇成為零件順利成形及微觀(guān)組織滿(mǎn)足要求的關(guān)鍵環(huán)節(jié)。

GH4169合金由基體γ相和析出相組成,優(yōu)異的高溫強(qiáng)度及穩(wěn)定性依賴(lài)于主要強(qiáng)化相γ″相和輔助強(qiáng)化相γ′ 相,而熱處理及變形過(guò)程中析出的δ相對(duì)合金力學(xué)性能的影響也不容忽視,此外合金中還分布少量碳化物顆粒 。γ″相的析出溫度為600~900℃[1],而δ相在750~1020℃出現(xiàn)[2]。合金在熱處理及變形過(guò)程中,γ″相會(huì) 向高溫下更加穩(wěn)定的δ相轉(zhuǎn)變。δ相的數(shù)量、形貌及分布對(duì)合金的變形行為和力學(xué)性能有很大影響。δ相不 僅可以促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核[3],還具有釘扎晶界抑制晶粒長(zhǎng)大[4-8]和提高疲勞壽命的作用[9-10]。需要注 意的是要控制δ相的含量,適量的δ相可以降低缺口敏感性[11],但是過(guò)多的δ相會(huì)降低合金的使用強(qiáng)度,促 進(jìn)裂紋萌生和擴(kuò)展等。所以,厘清δ相在熱處理和塑性變形中的演化行為對(duì)GH4169合金的塑性加工與服役性 能至關(guān)重要。

美國(guó)GE公司針對(duì)發(fā)動(dòng)機(jī)各零部件的使用性能,前后發(fā)展了Inconel718合金的標(biāo)準(zhǔn)工藝、高強(qiáng)工藝和直接時(shí)效 (DirectAging,DA)工藝[12-13]。其中,DA工藝的特點(diǎn)是采用低溫大變形,在δ相溶解溫度附近進(jìn)行鍛造,采用 水冷方式進(jìn)行冷卻,然后直接進(jìn)行兩階DA熱處理。成形后鍛件的平均晶粒度可以達(dá)到10級(jí)或以上,并有適量的 顆粒狀δ相析出,因此,零部件不僅強(qiáng)度高、疲勞性能好,還具有良好的持久和蠕變性能。此外,基于BROWNEE 等[14]提出的鎳基合金細(xì)化晶粒工藝和GH4169合金中δ相釘扎晶界的作用,發(fā)展了該合金的δ相工藝 (DeltaProcess,DP)。即在變形前通過(guò)熱處理工藝析出一定量的δ相,在后續(xù)的熱加工中,為了避免δ相溶解 和保證動(dòng)態(tài)再結(jié)晶充分進(jìn)行,需嚴(yán)格控制變形溫度,需低于δ相的溶解溫度且高于合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶溫度,以 及采用低應(yīng)變速率變形。相比于傳統(tǒng)的鍛造工藝,DP工藝制備的GH4169合金鍛坯、鍛棒和鍛件的晶粒尺寸更 細(xì)小,且微觀(guān)組織分布更均勻[15-22]。由于DP析出的δ相含量較多且部分形貌為片層狀,會(huì)降低合金強(qiáng)度。 因此,YOSHI-DAH等[18]提出了一種改進(jìn)的Inconel718合金DP工藝。在改進(jìn)的工藝中,嚴(yán)格控制合金中δ相的 析出體積分?jǐn)?shù)在約5%,且鍛造溫度不高于960℃。利用該工藝獲得熱處理后晶粒尺寸小于22.5μm(ASTM8級(jí))的 Inconel718合金盤(pán)類(lèi)鍛件。

本文介紹了環(huán)類(lèi)、盤(pán)類(lèi)及葉片類(lèi)3類(lèi)典型的GH4169合金零件的塑性加工技術(shù),繼而闡述了δ相的演化行為及其 對(duì)合金變形行為和力學(xué)性能的影響。

1、典型零件的制備工藝

自從GH4169合金成為航空航天領(lǐng)域最受歡迎的材料之一以來(lái),我國(guó)對(duì)該合金零部件塑性加工工藝的探索就在 不斷地進(jìn)行,既表現(xiàn)在工藝路線(xiàn)的優(yōu)化創(chuàng)新,也體現(xiàn)在設(shè)備及工藝參數(shù)的迭代發(fā)展。其中,擠壓、鍛造、冷輥 軋、環(huán)軋和楔橫軋等傳統(tǒng)與新興的塑性加工工藝不斷發(fā)展與成熟[23-31]。下面將從環(huán)、盤(pán)及葉片這3類(lèi)典型 的GH4169合金零件的制備工藝出發(fā),介紹GH4169合金的塑性加工技術(shù)。

1.1　環(huán)類(lèi)零件

航空發(fā)動(dòng)機(jī)中的環(huán)形零件工作時(shí)間長(zhǎng),工作環(huán)境惡劣,服役時(shí)反復(fù)受到高溫、高壓及高低頻振動(dòng)的綜合作用。 隨著發(fā)動(dòng)機(jī)性能的不斷提升,對(duì)材料的力學(xué)性能和承溫能力提出了更高的要求。采用環(huán)軋工藝制備的產(chǎn)品具 有尺寸精度高、組織致密并且生產(chǎn)效率高等優(yōu)點(diǎn),因此環(huán)軋成為航空航天高性能環(huán)鍛件的首選制備技術(shù)[32] 。與其配套的前期工藝有:鍛坯、鐓餅、沖孔、馬架擴(kuò)孔和環(huán)軋。

環(huán)件軋制是利用軋輥驅(qū)動(dòng)環(huán)件旋轉(zhuǎn),并在徑向和軸向同時(shí)實(shí)施軋制變形,使環(huán)件直徑不斷增加,壁厚減小,截面 逐漸成形的塑性加工方式[33],環(huán)軋?jiān)O(shè)備工作原理如圖1所示[34]。環(huán)軋分為矩形截面環(huán)件和異形截面環(huán)件軋 制。因?yàn)榫匦谓孛姝h(huán)件機(jī)加工為異形截面環(huán)件會(huì)浪費(fèi)大量的材料,且異形截面環(huán)件軋制具有材料利用率高、 環(huán)件流線(xiàn)隨形狀分布等優(yōu)勢(shì),所以,異形截面環(huán)軋更符合未來(lái)的發(fā)展理念。

但異形截面環(huán)軋工藝復(fù)雜、難度大[35],在軋制過(guò)程中易出現(xiàn)攀升、端面剪切等流動(dòng)缺陷[36],及內(nèi)部晶粒粗 大和組織偏析等微觀(guān)缺陷[37]。異形截面環(huán)件沿軸向體積分布差別較大,直接采用矩形環(huán)件軋制難度較大,一 般采用預(yù)制異形坯料的方式進(jìn)行環(huán)軋[38]。因此,制定合適的工藝流程有利于零件的高質(zhì)量成形。

環(huán)軋是一種非線(xiàn)性的熱力耦合過(guò)程,且其軋制曲線(xiàn)復(fù)雜。有限元模擬在GH4169合金環(huán)軋工藝的發(fā)展中發(fā)揮著 舉足輕重的作用。劉東等[39]對(duì)GH4169合金矩形截面徑/軸雙向軋制的軋制曲線(xiàn)進(jìn)行優(yōu)化,可以有效提高環(huán)件 精度,降低徑/軸向軋制力。隨后,基于LS-DYNA有限元,提出了一種計(jì)算速度更快、精度更高的徑/軸雙向環(huán)軋 仿真模擬方法[40]。此外,異形環(huán)件胎膜制坯方案及環(huán)軋工藝參數(shù)(例如:主輥轉(zhuǎn)速)的優(yōu)化[41-42]、環(huán)件殘 余應(yīng)力的消除[43]等研究均有涉獵。

伴隨著環(huán)軋研究的不斷深入,環(huán)軋的實(shí)際生產(chǎn)也取得了一系列進(jìn)展。2014年,貴州航宇首次采用異形制坯加異 形整體軋制技術(shù)實(shí)現(xiàn)了機(jī)匣用超大異形環(huán)件整體成形的新突破[44],該鍛件尺寸達(dá)1.95m。然而該鍛件設(shè)計(jì)精 度不高,材料利用率偏低。結(jié)合數(shù)值模擬,研究人員不斷優(yōu)化環(huán)件精密成形工藝,完成了某型號(hào)燃?xì)廨啓C(jī)用2m 級(jí)大尺寸高溫合金機(jī)匣的制造,異形環(huán)鍛件尺寸精度明顯提高[45]。環(huán)軋也可以作為零部件制造的中間工序 。結(jié)合環(huán)軋制坯+模鍛鍛造工藝路線(xiàn),有學(xué)者實(shí)現(xiàn)了某型民用發(fā)動(dòng)機(jī)大型渦輪盤(pán)的制造,其鍛件力學(xué)性能優(yōu)異 且平均晶粒度均在9級(jí)以上[46]。結(jié)合環(huán)軋制坯+圓環(huán)切斷+鍛造精整對(duì)大規(guī)格棒料成形小尺寸方體類(lèi)構(gòu)件工 藝作出優(yōu)化,該構(gòu)件力學(xué)性能滿(mǎn)足要求且平均晶粒尺寸小于11.2μm[47]。

1.2　盤(pán)類(lèi)零件

航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤(pán)是典型的盤(pán)類(lèi)件。作為承受高溫大應(yīng)力的核心熱端部件,要求其在高溫下兼具抗氧化性能 、高溫持久強(qiáng)度和良好的組織穩(wěn)定性,即保證晶粒細(xì)小且組織均勻。盤(pán)類(lèi)件的制備工藝包括三聯(lián)工藝(真空感 應(yīng)熔煉、電渣重熔和真空電弧重熔)冶煉、均勻化處理、開(kāi)坯鍛造、鍛件鍛造及熱處理[48]。此外,研究表明 熱連軋[49]或者冷軋[50]獲得的盤(pán)類(lèi)件同樣具有優(yōu)異的力學(xué)性能。

GH4169合金的合金化程度高,具有變形抗力大、導(dǎo)熱性差、可鍛溫度范圍窄等特點(diǎn),且該合金鍛件不能通過(guò)后 續(xù)熱處理(低溫固溶處理或者直接時(shí)效處理)進(jìn)行晶粒細(xì)化。因?yàn)樵谒苄宰冃芜^(guò)程中,鍛件的各個(gè)位置并不能 同時(shí)達(dá)到動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界應(yīng)變,致使混晶現(xiàn)象常出現(xiàn)在鍛件中。混晶現(xiàn)象會(huì)降低盤(pán)類(lèi)件的服役性能,成為 GH4169合金鍛件制造中重點(diǎn)關(guān)注的問(wèn)題。大直徑鍛棒是生產(chǎn)渦輪盤(pán)等大尺寸鍛件的重要材料,GH4169合金的 開(kāi)坯鍛造是多火次多工步且變形量很大的過(guò)程,相應(yīng)的組織演化機(jī)制也很復(fù)雜,包括動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、亞動(dòng)態(tài)再結(jié) 晶、靜態(tài)再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大。選擇合適的工藝參數(shù)利于開(kāi)坯鍛造,因此,采用數(shù)值模擬方法優(yōu)化開(kāi)坯鍛造工藝 是最為經(jīng)濟(jì)有效的方法。DANDRECA等[51]和YEOMJT等[52]分別對(duì)Inconel718合金開(kāi)坯鍛造過(guò)程中微觀(guān)組織演 變進(jìn)行了模擬分析,但并沒(méi)有充分考慮所有的組織演化機(jī)制。張海燕等[26]引入多種組織演化機(jī)制,對(duì)開(kāi) 坯鍛造中的組織演化機(jī)制進(jìn)行逐個(gè)分析。結(jié)果表明,各截面靜態(tài)再結(jié)晶的體積分?jǐn)?shù)大于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶或亞動(dòng)態(tài) 再結(jié)晶,因此,靜態(tài)再結(jié)晶是該合金在開(kāi)坯鍛造中的主要組織演變機(jī)制。

本團(tuán)隊(duì)在盤(pán)類(lèi)零件加工的有限元模擬方面做出了一定貢獻(xiàn)。GH4169合金在熱變形中的主要顯微組織演變機(jī)制 為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[53],在有限元軟件中嵌入動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大模型初步實(shí)現(xiàn)了某GH4169合金渦輪盤(pán)的閉模 鍛造中的組織預(yù)測(cè)[54]。

除了組織不均勻現(xiàn)象,閉模鍛造中也會(huì)產(chǎn)生折疊等缺陷。為了優(yōu)化工藝,將熱加工圖以及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型和晶 粒長(zhǎng)大模型與有限元結(jié)合,并運(yùn)用正交設(shè)計(jì)實(shí)驗(yàn)方法分析了工藝參數(shù)對(duì)終鍛溫度和渦輪盤(pán)內(nèi)組織分布均勻性 的影響[27]。最終,將自主開(kāi)發(fā)的GH4169合金微觀(guān)組織預(yù)測(cè)系統(tǒng)與有限元軟件相結(jié)合,完成了對(duì)某外徑為 Φ500mm渦輪盤(pán)模鍛工藝中的組織演變規(guī)律的分析[55]。此外,相關(guān)學(xué)者對(duì)熱變形前等溫條件下的晶粒長(zhǎng)大 [56]、熱變形中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶以及熱變形后熱處理的晶粒長(zhǎng)大和孿晶生成[53]等一系列組織演化行為均進(jìn)行 了詳細(xì)分析并建立了相關(guān)數(shù)學(xué)模型。DP工藝與特殊的溫度屏蔽技術(shù)被認(rèn)為是大直徑盤(pán)類(lèi)零件制備工藝中用來(lái) 控制晶粒尺寸的極為有效的方法[57]。其中,δ相不僅可以通過(guò)增大變形激活能來(lái)促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生,而 且可以釘扎晶界并抑制晶粒長(zhǎng)大。本團(tuán)隊(duì)持續(xù)開(kāi)展組織演化規(guī)律研究,建立了考慮δ相的組織演化模型,應(yīng)用 到Inconel718合金渦輪盤(pán)的鍛造工藝中。對(duì)比實(shí)際鍛造與DP鍛造,DP鍛造更有利于獲得晶粒尺寸均勻的渦輪 盤(pán),模擬結(jié)果如圖2所示[58]。相應(yīng)地,以δ相含量為變量的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型[59]及晶粒長(zhǎng)大模型[60]逐步被 建立與完善。

退火工藝可以用來(lái)縮小混晶尺寸,甚至消除混晶組織。因此,合適的退火工藝有助于解決混晶問(wèn)題。CHENMS等 [61]發(fā)現(xiàn)初始時(shí)效處理后的鎳基高溫合金在變形后經(jīng)過(guò)短暫的退火處理(980℃,10min),其變形組織的均勻性 得到了顯著改善,但仍然存在一些異常長(zhǎng)大的再結(jié)晶晶粒。通過(guò)元胞自動(dòng)機(jī)(CellularAutomaton,CA)模擬方 法揭示了變形組織在靜態(tài)再結(jié)晶過(guò)程中異常長(zhǎng)大的再結(jié)晶晶粒的產(chǎn)生機(jī)理[62]。為消除異常長(zhǎng)大的晶粒,雙 級(jí)退火熱處理工藝被提出。經(jīng)過(guò)一系列對(duì)工藝參數(shù)的探索[63],CHENMS等[64]篩選出最終晶粒度達(dá)到ASTM10 級(jí)的雙級(jí)退火熱處理制度。其中,第1級(jí)時(shí)效退火(900℃,9~12h)析出大量的δ相,對(duì)細(xì)化晶粒起到了十分重要 的作用,不僅可以釘扎晶界,而且為靜態(tài)再結(jié)晶提供了形核位點(diǎn)。細(xì)化晶粒的關(guān)鍵在于提高再結(jié)晶形核速率的 同時(shí)降低晶粒長(zhǎng)大速率。將第2道次的恒溫退火(980℃,1h)改變?yōu)檫B續(xù)降溫退火,恰好可以進(jìn)一步細(xì)化晶粒獲 得晶粒度達(dá)ASTM12級(jí)的均勻細(xì)小組織,并保證合理的δ相含量殘余,在650℃屈服強(qiáng)度較DA工藝提升13.4%[65] 。對(duì)比固溶態(tài)的鍛造混晶組織,時(shí)效態(tài)的鍛造混晶組織更容易在雙級(jí)退火熱處理中均勻細(xì)化[66]。此外,因?yàn)? 短棒狀δ相具有釘扎晶界的作用,而長(zhǎng)針狀δ相能夠促進(jìn)再結(jié)晶形核,所以,間接時(shí)效比直接時(shí)效更有利于退 火過(guò)程中的再結(jié)晶行為以及晶粒細(xì)化[67]。

1.3　葉片類(lèi)零件

葉片是航空發(fā)動(dòng)機(jī)的關(guān)鍵核心零件之一,其具有數(shù)量多、外形復(fù)雜、結(jié)構(gòu)單薄的特點(diǎn),要求其在熱力交變載荷 和離心力等惡劣的服役條件下具有高溫穩(wěn)定性[68]。GH4169合金是高壓壓氣機(jī)葉片中使用最多的材料,葉片 的主要制備工藝包括擠壓、預(yù)鍛、終鍛和機(jī)加工。因?yàn)槿~片現(xiàn)制備流程周期長(zhǎng),成本高,且葉片制造尺寸精度 低、振動(dòng)疲勞性能差,嚴(yán)重制約了我國(guó)航空領(lǐng)域的發(fā)展。目前,新型葉片向著新材料、新結(jié)構(gòu)與新工藝的方向 不斷發(fā)展創(chuàng)新。

少無(wú)余量精密塑性成形技術(shù)的開(kāi)發(fā)與葉片新型工藝的創(chuàng)新理念完全契合。基于此,本團(tuán)隊(duì)將楔橫軋制坯與冷 輥軋成形工藝相結(jié)合,提出了短流程、高精度、成形控性一體化的葉片制備的新理念。

1.3.1　熱成形(鍛造、擠壓制坯和楔橫軋制坯)

熱模鍛法是葉片塑性成形的主流方式[69-71]。由于GH4169合金室溫條件下變形抗力大,為了獲得更大的變形 和更為均勻的晶粒,葉片成形過(guò)程中往往采用擠壓、預(yù)模鍛等預(yù)成形方式,在獲得葉片的基本外形和流線(xiàn)分布 的基礎(chǔ)上,再通過(guò)終鍛配合熱處理工藝獲得滿(mǎn)足型面、尺寸和性能要求的葉片,最后對(duì)葉片進(jìn)行噴丸、光飾處 理[72-73]。但是在鍛造過(guò)程中,由于葉片葉身處和榫頭部位的變形程度不同[74],會(huì)導(dǎo)致葉片在鍛造過(guò)程中 容易出現(xiàn)折疊、模腔充不滿(mǎn)和微觀(guān)組織不均勻等問(wèn)題。為解決以上問(wèn)題,精鍛法(鍛件葉身邊緣處的鍛造余量 小于0.3~0.7mm,公差小于普通鍛件公差的1/3,葉身表面不需要機(jī)械加工的葉片鍛造技術(shù))在傳統(tǒng)熱模鍛技術(shù) 基礎(chǔ)上發(fā)展起來(lái)[75]。與傳統(tǒng)模鍛相比,精鍛具有更小的鍛造余量、更加完整的金屬流線(xiàn)和更短的工藝流程 。目前,在美國(guó)和奧地利,80%~90%的葉片采用精鍛工藝制備[76],而我國(guó)起步較晚,設(shè)備相對(duì)落后,工藝也不完 善。目前對(duì)于精鍛技術(shù)的研究重點(diǎn)有以下3個(gè)方面。一是精鍛設(shè)備選擇[76];二是鍛造模具的優(yōu)化設(shè)計(jì)[77- 79];三是工藝流程的簡(jiǎn)化。汪大成等[80]在葉片預(yù)成形階段用一火次等溫預(yù)鍛代替兩火次普通預(yù)鍛,在保證 葉片強(qiáng)度、塑性和微觀(guān)組織的基礎(chǔ)上,大大縮短了葉片精鍛工藝的整體流程。

隨后,該團(tuán)隊(duì)以某壓氣機(jī)6級(jí)GH4169合金靜子葉片為目標(biāo)零件,確定其鍛造工藝在變形量40%及鍛造溫度990℃ 下獲得的葉片鍛件具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能及細(xì)晶組織,均高于標(biāo)準(zhǔn)要求,且δ相呈短棒狀彌散分布[81]。

擠壓工藝作為葉片預(yù)制坯的主要方法,其組織狀態(tài)直接影響最終葉片的微觀(guān)組織與性能。對(duì)于葉片成形的數(shù) 值模擬,齊廣霞等[82-84]做了大量的研究,不僅研究了葉片擠壓制坯的成形規(guī)律,還建立了微觀(guān)組織模型,對(duì) 擠壓過(guò)程中不同應(yīng)變速率和壓下量對(duì)葉片微觀(guān)組織的影響展開(kāi)了探究;此后應(yīng)用熱力耦合的方法研究了不同 工藝參數(shù)對(duì)葉片成形性能的影響,解決了實(shí)際生產(chǎn)時(shí)在葉根部位產(chǎn)生縮頸的問(wèn)題。邰清安等[85]采用直接擠 壓預(yù)鍛坯、精鍛成形技術(shù),生產(chǎn)出榫頭與葉身組織均勻且力學(xué)性能達(dá)到高強(qiáng)水平的GH4169合金高壓壓氣機(jī)轉(zhuǎn) 子葉片。

其中,加熱技術(shù)采用鹽浴加熱,可以提高加熱速率、縮減加熱時(shí)間,以避免晶粒加熱長(zhǎng)大。本團(tuán)隊(duì)建立了 GH4169合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型,對(duì)葉片擠壓過(guò)程中的再結(jié)晶行為進(jìn)行了分析,模擬結(jié)果如圖3所示[86],葉片不 同部位因?yàn)樽冃瘟坎煌哂胁煌卣鞯慕M織[74]。針對(duì)多工序精鍛工藝存在的不足,提出了以縱向擠壓為主 的葉片精密擠壓成形的新工藝,該工藝的塑性加工過(guò)程包括壓扁、葉身擠壓和擠壓榫頭3個(gè)工序,可以實(shí)現(xiàn)葉 片的短流程、高材料利用率的精密快捷制造[87]。

楔橫軋是一種局部成形的塑性加工工藝,具有精度高、效率高及組織一致性好等優(yōu)點(diǎn),被廣泛應(yīng)用于軸類(lèi)件的 生產(chǎn)及為后續(xù)工序預(yù)制坯[88]。該工藝主要應(yīng)用于黑色金屬軸類(lèi)件的生產(chǎn),且工藝與理論已經(jīng)發(fā)展十分完善 。在此基礎(chǔ)上,楔橫軋不斷向新的領(lǐng)域發(fā)展,例如:空心軸軋制、異形截面軋制、復(fù)合材料軋制和難變形金屬 軋制等。其中,難變形金屬包括高溫合金與鈦合金,研發(fā)背景主要依托航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)葉片的高精度短流程 制坯。GH4169合金楔橫軋的可行性已經(jīng)由初期的探索逐步達(dá)到成熟。探索初期以有限元模擬工作為主,研究 人員分別從顯微組織[89-90]和軋制過(guò)程中的力能參數(shù)變化[91]證實(shí)了楔橫軋實(shí)驗(yàn)與模擬的可靠性。隨后,本 團(tuán)隊(duì)針對(duì)GH4169合金的楔橫軋變形進(jìn)行了大量研究,數(shù)值分析結(jié)果表明楔橫軋的變形特點(diǎn)決定了合金組織和 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制,軋件表面以非連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制為主,而心部以連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制為主[29]。在楔橫軋 過(guò)程中,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶由軋件表層逐漸向心部滲透,隨著斷面收縮率由30%增加到50%,軋件心部組織更加均勻 [30],當(dāng)斷面收縮率達(dá)到80%時(shí),軋件心部發(fā)生完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。此外,針對(duì)δ相在楔橫軋變形過(guò)程中起到的作 用和軋后退火過(guò)程中δ相的析出行為均有論述[92]。為了滿(mǎn)足楔橫軋工藝研究的需要,本團(tuán)隊(duì)自主研制出高 精密板式楔橫軋機(jī)IM500,如圖4所示。經(jīng)過(guò)一系列工藝探索,優(yōu)化出GH4169合金的工藝窗口,獲得了組織均勻( 圖5)、性能良好的GH4169合金“啞鈴狀”軋件。與此同時(shí),同領(lǐng)域?qū)W者分別以組織均勻性[93]和心部缺陷 [94-95]為結(jié)果導(dǎo)向,對(duì)GH4169合金楔橫軋的工藝參數(shù)作了優(yōu)化。

1.3.2　冷成形

在新型發(fā)動(dòng)機(jī)研制過(guò)程中,美國(guó)GE公司、法國(guó)RR公司以及前蘇聯(lián)的工業(yè)單位對(duì)于高溫合金葉片冷輥軋成形技 術(shù)的研究和應(yīng)用已逐漸成熟。所使用的軋機(jī)性能穩(wěn)定,實(shí)現(xiàn)了葉片無(wú)余量加工和一次性成形[96]。特別是冷 精輥軋工藝在渦輪和壓氣機(jī)葉片的生產(chǎn)上起到了重要作用,經(jīng)冷精輥軋后的葉片葉型精度可達(dá)30~50μm[97] 。輥軋成形的復(fù)雜性容易引起葉片形狀的不精確和組織性能的不穩(wěn)定,作為航空發(fā)動(dòng)機(jī)的關(guān)鍵零件,葉片必須 具有良好的力學(xué)性能和較好的表面光潔度,以此為目標(biāo),我國(guó)的冷輥軋工藝與冷變形行為的研究不斷深入。

葉片輥軋成形過(guò)程是一個(gè)復(fù)雜的非線(xiàn)性多維度變形過(guò)程,常借助有限元仿真技術(shù)優(yōu)化軋輥工藝參數(shù)。起初采 用二維截面模型進(jìn)行葉片輥軋模擬,初步分析了工藝參數(shù)對(duì)葉片成形的影響[98]。但由于二維模擬并不能完 全反映實(shí)際情況。隨后,一系列工藝參數(shù)對(duì)葉片軋輥?zhàn)冃涡袨榈挠绊懲ㄟ^(guò)三維模擬分析逐漸清晰[99-103],工 藝參數(shù)包括軋制速度、下壓量、摩擦因數(shù)和軋輥參數(shù)等。東北大學(xué)與國(guó)內(nèi)多家單位合作開(kāi)發(fā)了精密冷輥軋模 具智能設(shè)計(jì)平臺(tái),不僅完善了葉片輥軋坯料與模具設(shè)計(jì)的基本理論,而且開(kāi)發(fā)出葉片坯料和輥軋模具智能化、 數(shù)字化設(shè)計(jì)系統(tǒng)。近幾年,有關(guān)GH4169合金冷輥軋的研究相繼出現(xiàn)。研究人員對(duì)該合金在冷輥軋過(guò)程中的多 重影響因素進(jìn)行了模擬優(yōu)化,包括對(duì)坯料的精確設(shè)計(jì)和輥軋?jiān)O(shè)備及系統(tǒng)的改進(jìn)[96]、本構(gòu)模型的優(yōu)化[104]、 斷裂模型的研究[97]和用解析建模的手段分析工藝參數(shù)對(duì)力能參數(shù)的影響[105]等。以上研究豐富并完善了 冷輥軋技術(shù)在GH4169合金上的應(yīng)用。

除了冷輥軋工藝的完善,冷軋變形對(duì)合金組織與性能影響的研究也在不斷豐富。隨著冷軋變形程度的增加,析 出相的析出位置由晶內(nèi)和晶界逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)樽冃螏Ъ拔诲e(cuò)墻,強(qiáng)化相γ′相和γ″相的尺寸逐漸減小,而析出相 的含量逐漸增加[106]。此外,合金的強(qiáng)度因?yàn)槔渥冃萎a(chǎn)生的位錯(cuò)纏結(jié)和強(qiáng)化相的析出增加,但是伸長(zhǎng)率下降 [107]。在進(jìn)行多道次冷軋變形時(shí),選擇合適的中間熱處理和最終固溶時(shí)效熱處理制度是獲得合格的金相組織 與力學(xué)性能的關(guān)鍵。

中間熱處理起到軟化材料的作用,有利于下道次成形及防止開(kāi)裂。最終熱處理則是析出強(qiáng)化相,并借助δ相的 釘扎作用細(xì)化晶粒[108]。通過(guò)對(duì)冷軋板工藝路線(xiàn)的優(yōu)化,可以得到再結(jié)晶完全的晶粒尺寸均勻的固溶態(tài)板材 [109],其中,1mm厚板材的極限拉深比為2.15,杯突值為12.87[110]。因?yàn)槔滠堊冃沃袝?huì)促進(jìn)δ相的析出,而δ 相的析出數(shù)量和形貌會(huì)影響合金的組織與力學(xué)性能[111-112],所以,在冷軋變形的研究中對(duì)δ相的關(guān)注度很 高。隨著冷軋變形量的增加,δ相析出的數(shù)量增加且形貌逐漸球化[113-114]。冷軋可以提高δ相的形核率并 降低其形核功,δ相的析出與其釘扎晶界作用相結(jié)合可以有效提高合金的強(qiáng)度[111]。兼顧冷軋變形量與熱處 理制度可以獲得強(qiáng)度與塑性匹配良好的合金(抗拉強(qiáng)度543.59MPa,伸長(zhǎng)率52.31%)[115]。葉片的失效模式主 要是由離心力和彎曲振動(dòng)共同作用引起的高周振動(dòng)疲勞,本團(tuán)隊(duì)量化了冷軋變形量與組織調(diào)控對(duì)屈服強(qiáng)度的 貢獻(xiàn),并對(duì)葉片振動(dòng)疲勞行為作了準(zhǔn)確預(yù)測(cè),如圖6所示[116]。其中,冷軋變形后GH4169合金晶粒細(xì)化和γ″ 相含量提高對(duì)冷軋葉片振動(dòng)疲勞強(qiáng)度提高有重要影響,其中γ″相含量的提高得益于冷軋變形對(duì)δ相的調(diào)控 [116-117]。

2、δ相在熱處理及塑性成形過(guò)程中的變化規(guī)律

δ相在GH4169合金的熱處理和塑性變形過(guò)程中會(huì)出現(xiàn)析出與溶解兩種變化形式。變形前熱處理析出的δ相對(duì) 塑性變形有很大的影響,而塑性變形后熱處理析出的δ相又與合金的組織與力學(xué)性能密切相關(guān),整個(gè)過(guò)程伴隨 著δ相的數(shù)量與形貌演化。

其中,δ相形貌包含片層/針狀、短棒狀和顆粒狀[118-120]。因此,研究δ相的變化規(guī)律可用于協(xié)助工藝優(yōu)化 ,從而獲得性能優(yōu)異的零件。

2.1　δ相析出行為

長(zhǎng)期時(shí)效處理是析出δ相的主要方法,且δ相在不同溫度下呈現(xiàn)出不同的析出規(guī)律[121-124]。在700~900℃ 進(jìn)行短時(shí)時(shí)效處理基體中會(huì)析出強(qiáng)化相γ″相和γ′相,但隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng),δ相逐漸析出。在此溫度區(qū) 間中δ相主要由兩種方式析出,第1種方式是δ相在晶界和孿晶界上形核析出,由于δ相在晶界上形核析出時(shí) 沒(méi)有慣習(xí)面,其長(zhǎng)大方向與晶界的遷移有關(guān),因此晶界析出δ相后表現(xiàn)為鋸齒狀;第2種方式是δ相在強(qiáng)化相γ ″相的層錯(cuò)上形核析出,即發(fā)生γ″δ的轉(zhuǎn)變。由于δ相與γ″相之間的錯(cuò)配度低于γ′相,且γ″相(112) 的面上含有大量層錯(cuò),因此,δ相更易以第2種方式析出。當(dāng)時(shí)效溫度在900~1000℃時(shí),δ相伴隨大角度晶界的 增加,優(yōu)先在晶界或?qū)\晶界析出。隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng),晶界析出的δ相逐漸向晶內(nèi)生長(zhǎng),形成魏氏體組織。 δ相的析出含量與時(shí)效時(shí)間滿(mǎn)足Avrami方程[121]。

GH4169合金在服役溫度(650℃)以上長(zhǎng)期暴露會(huì)引起組織失穩(wěn),其本質(zhì)曾經(jīng)是研究熱點(diǎn)中的難點(diǎn)[125]。隨著 科研水平的提升,我國(guó)已具備高溫長(zhǎng)時(shí)效實(shí)驗(yàn)的能力。該合金在高溫條件長(zhǎng)期時(shí)效引起組織失穩(wěn)的主要原因 是強(qiáng)化相γ′相和γ″相的聚集長(zhǎng)大以及亞穩(wěn)態(tài)γ″相向非強(qiáng)化穩(wěn)定相δ相的轉(zhuǎn)變使得基體裸露的面積增大 [122-123,126-130]。而在合金實(shí)際服役過(guò)程中,外加應(yīng)力會(huì)加快強(qiáng)化相γ′相和γ″相的粗化速率。此外, 在應(yīng)力作用下,大量位錯(cuò)與γ″相交互作用會(huì)加速γ″相的溶解,進(jìn)而誘發(fā)γ″δ轉(zhuǎn)變。這些變化是此合金在 高溫條件長(zhǎng)期使用時(shí)組織失穩(wěn)以及強(qiáng)化程度減弱的主要原因[131-132]。

2.2　δ相溶解行為

蔡大勇等[133-134]對(duì)δ相的熱處理溶解動(dòng)力學(xué)進(jìn)行了研究。如圖7所示[133],δ相的溶解行為主要表現(xiàn)為: 在溶解初期,針狀δ相的長(zhǎng)度方向逐漸溶解斷裂變?yōu)槎贪魻罴邦w粒狀,同時(shí),厚度方向上的尺寸也逐漸減小。 隨著溶解的進(jìn)行,短棒狀及顆粒狀δ相的尺寸進(jìn)一步減小。針狀δ相的熱處理溶解動(dòng)力學(xué)機(jī)制包括δ相的分 解、Nb或Ni原子由相界面的δ相一側(cè)向基體相一側(cè)的短程擴(kuò)散這兩種界面反應(yīng)過(guò)程。反應(yīng)發(fā)生時(shí)能夠促進(jìn)δ 相溶解的行為包括:δ相中曲率半徑小的區(qū)域會(huì)率先溶解,亞晶界或高位錯(cuò)密度缺陷在δ相處產(chǎn)生內(nèi)張力形成 溝槽,從而促進(jìn)溝槽曲面優(yōu)先溶解[135]。

本團(tuán)隊(duì)對(duì)δ相在熱變形中的演化行為進(jìn)行了大量研究。對(duì)預(yù)時(shí)效獲得的片層/針狀δ相試樣開(kāi)展熱壓縮變形 (950℃,0.005s^-1),試樣在不同區(qū)域會(huì)出現(xiàn)不同形貌的δ相分布。其中,在變形量最大的心部區(qū) 域,初始片層/針狀δ相已經(jīng)完全轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒/短棒狀,均勻分布在晶內(nèi)與晶界。而在其他區(qū)域,δ相除了出現(xiàn) 部分溶解外,大多保持著形變時(shí)的狀態(tài),即具有扭折特征[118]。在熱變形過(guò)程中,δ相的球化機(jī)制為變形斷裂 與溶解斷裂的綜合作用,如圖8所示[136]。由于δ相的溶解行為主要為Nb原子由δ/γ相界到達(dá)γ基體的長(zhǎng)程 擴(kuò)散[137],雖外加應(yīng)力的引入可以促進(jìn)δ相的溶解,但變形斷裂對(duì)δ相球化的貢獻(xiàn)遠(yuǎn)大于溶解斷裂。片層組 織球化是一種連續(xù)軟化行為,因此,片層組織球化也被認(rèn)為是一種動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為,但其誘發(fā)因素由位錯(cuò)密度 轉(zhuǎn)變?yōu)槲诲e(cuò)滑移[138]。經(jīng)證實(shí),δ相在熱變形過(guò)程中的球化行為與熱變形參數(shù)之間滿(mǎn)足Avrami方程,參考雙 相鈦合金中α相的球化行為[139]建立了可以預(yù)測(cè)片層δ相球化體積分?jǐn)?shù)的動(dòng)力學(xué)模型[137]。

2.3　δ相變形后熱處理析出行為

GH4169合金在冷熱變形后的熱處理中,δ相的析出行為同樣重要,這會(huì)直接影響合金的最終力學(xué)性能。熱變形 和晶界取向?qū)Ζ南辔龀?含量和取向數(shù)量)有很大的影響[140]。隨著塑性變形量的增加,δ相析出含量和取向 的數(shù)量都會(huì)增加,δ相首先在晶界處析出,隨后在晶粒內(nèi)部析出,這主要和位錯(cuò)數(shù)量增加且面心立方的基體滑 移面和δ相的慣習(xí)面均為{111}有關(guān)。當(dāng)晶界取向在40°~50°時(shí),由于晶界能和元素偏析的影響,δ相的析出 含量和取向數(shù)量達(dá)到峰值。而熱變形后采取不同的時(shí)效方式也會(huì)導(dǎo)致δ相的析出方式不盡相同[67]:采用直 接時(shí)效(900℃,3/12h),δ相從晶界直接析出;而采用間接時(shí)效(720℃,8h+900℃,3/12h),晶內(nèi)和晶界先是均勻 析出γ″相,再由γ″相轉(zhuǎn)變?yōu)棣南唷Ｎ龀鲈砣鐖D9所示[67]。

關(guān)于冷變形后δ相析出對(duì)組織演化的影響。YENY等[28]設(shè)計(jì)了不同壓下量的冷軋實(shí)驗(yàn),隨后在葉片實(shí)際服役 溫度(980℃)進(jìn)行熱處理,結(jié)果表明,相比于靜態(tài)再結(jié)晶,δ相的析出要優(yōu)先發(fā)生。由于優(yōu)先析出的δ相對(duì)晶界 起到釘扎作用,靜態(tài)再結(jié)晶機(jī)制以亞晶界的遷移為主,應(yīng)變誘導(dǎo)晶界遷移為輔。冷軋也會(huì)促進(jìn)δ相的析出,且 隨著冷軋變形量的增加,δ相的形貌由針狀轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻罨蚯驙頪123]。YENY等[141]進(jìn)一步研究了不同冷軋 壓下量(10%、30%和50%)對(duì)變形后熱處理(980℃)過(guò)程中δ相的形核與長(zhǎng)大的影響,結(jié)果表明:時(shí)效過(guò)程中δ相 的沉淀速率和體積分?jǐn)?shù)均隨著冷軋壓下量的增加而增加。冷軋壓下量為10%時(shí),δ相的析出位置主要在晶界及 新舊孿晶界處,而冷軋壓下量增大到50%時(shí),δ相的析出受到晶界曲率的影響,在靜態(tài)再結(jié)晶形成的新晶界處形 核。δ相的析出長(zhǎng)大行為可分為以下幾步:球狀(形核)短棒狀(軸向生長(zhǎng))短棒狀(徑向生長(zhǎng))動(dòng)態(tài)平衡,如圖 10所示[141]。除了δ相形貌隨冷軋變形量的增大逐漸等軸化以外,時(shí)效處理的溫度(850~900℃為低 溫,950~1000℃為高溫)對(duì)δ相析出與形貌也有很大的影響[114]。據(jù)觀(guān)察,冷軋過(guò)程中并沒(méi)有δ相析出。而在 隨后的低溫時(shí)效過(guò)程中,組織變化以回復(fù)為主,δ相以晶內(nèi)析出為主,其形貌呈等軸狀;而在高溫時(shí)效過(guò)程中, 組織演化機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)樵俳Y(jié)晶,δ相析出在晶界與孿晶界,其形貌呈球狀。

2.4　δ相對(duì)變形行為的影響

δ相對(duì)高溫流變行為的影響通常由本構(gòu)方程來(lái)描述,包括廣泛使用的滿(mǎn)足雙曲正弦函數(shù)關(guān)系的唯象本構(gòu)方程 [58-59,142-143]和最新發(fā)展的智能型本構(gòu)模型[144-145]。

δ相對(duì)GH4169合金高溫流變行為影響主要體現(xiàn)在對(duì)再結(jié)晶行為的影響。熱變形過(guò)程中δ相的溶解行為對(duì)動(dòng)態(tài) 再結(jié)晶有很大的影響[142]:在較低溫度(1000℃)下,以顆粒激發(fā)形核機(jī)制為主,在較高溫度(1100℃)下,則以 原始晶界弓出形核為主。研究表明,晶界δ相的存在有利于熱變形過(guò)程中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[146],而晶內(nèi)δ相會(huì) 抑制動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大。ZHANGHY等[58-59]認(rèn)為δ相的存在不但會(huì)增大變形激活能,促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的 發(fā)生,而且會(huì)對(duì)晶界產(chǎn)生釘扎作用抑制晶粒的長(zhǎng)大。在熱壓縮變形后期,δ相析出會(huì)降低堆垛層錯(cuò)能并在其附 近產(chǎn)生應(yīng)力集中,導(dǎo)致晶粒轉(zhuǎn)向,變形孿晶出現(xiàn)在孿晶/晶界附近和未溶解的δ相之間。δ相附近堆積的位錯(cuò) 為再結(jié)晶提供形核位置出現(xiàn)非連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和δ相堆積的位錯(cuò)形成亞結(jié)構(gòu)并轉(zhuǎn)變?yōu)樾戮Я５倪B續(xù)再結(jié)晶機(jī) 制,共同增加了再結(jié)晶的體積分?jǐn)?shù)。此外,因?yàn)棣南嗪驮俳Y(jié)晶晶粒之間慣習(xí)面的錯(cuò)配度很小,因此有學(xué)者提出 了一種異質(zhì)形核再結(jié)晶(即δ相向γ相轉(zhuǎn)變)機(jī)制[147]。此外,Nb作為δ相的重要組成元素,上調(diào)Nb含量也會(huì) 增加材料的熱變形激活能[148]。HEDH等[149]認(rèn)為δ相含量的增加不僅可以促進(jìn)第1階段變形的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶 形核,也加速了第2階段亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化行為的發(fā)生,并提出了一種改良的亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型,此模型涵蓋了 δ相體積分?jǐn)?shù)的影響。

張海燕等[60,150-151]研究了δ相對(duì)熱變形及變形后熱處理的組織演化的影響。在變形后熱處理(950~1040 ℃)中,δ相的形貌由片層狀最終溶解為顆粒狀。其中,熱處理溫度為950℃時(shí),顯微組織變化以靜態(tài)回復(fù)為主, 而當(dāng)溫度高于980℃,顯微組織變化轉(zhuǎn)變?yōu)榫ЯｉL(zhǎng)大與退火孿晶生成。尤其當(dāng)溫度高過(guò)980℃時(shí),δ相發(fā)生大量 溶解導(dǎo)致其對(duì)晶界的釘扎作用減弱,造成晶粒異常長(zhǎng)大,需嚴(yán)格控制熱處理溫度在950~980℃。

2.5　δ相對(duì)力學(xué)性能的影響

δ相通常在高溫?zé)崽幚砘驘嶙冃芜^(guò)程中析出,δ相對(duì)高溫力學(xué)性能的影響首先得到關(guān)注。本團(tuán)隊(duì)研究了δ相 含量對(duì)該合金高溫力學(xué)性能的影響(實(shí)驗(yàn)溫度950℃,拉伸速率0.4mm·min^-1),結(jié)果表明,隨著δ 相含量的增加,合金的加工硬化指數(shù)n值和強(qiáng)度增大,而塑性表現(xiàn)為先上升后下降,δ相是裂紋萌生和發(fā)展的通 道[152]。此外,GH4169合金在950℃拉伸時(shí),在均勻塑性變形階段出現(xiàn)了不同應(yīng)變硬化指數(shù)的兩個(gè)階段,且第1 階段的應(yīng)變硬化指數(shù)大于第2階段。固溶態(tài)與時(shí)效態(tài)的GH4169合金的斷裂方式均為延性斷裂且斷裂機(jī)制均為 微孔聚集型斷裂,其中,δ相和碳化物是斷裂過(guò)程微孔形成的核心[153],相似的斷口形貌也被LINYC等[2]發(fā)現(xiàn) ,且拉伸斷口附近發(fā)現(xiàn)了明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[153-154]。δ相的含量、析出位置與形貌對(duì)力學(xué)性能有很大影響 。GH4169合金的塑性隨著δ相含量的增加而降低[155]。針狀δ相會(huì)抑制晶界遷移以提高材料的抗拉強(qiáng)度,但 卻容易造成裂紋的形成和擴(kuò)展,降低了材料的塑性。球/棒狀δ相在拉伸過(guò)程中與晶界具有良好的變形協(xié)調(diào)能 力,可以抑制頸縮和裂紋擴(kuò)展,提高了材料的伸長(zhǎng)率,但是,強(qiáng)度會(huì)有一定程度的降低[68,156]。

隨著葉片冷輥軋制造技術(shù)的發(fā)展,有關(guān)δ相對(duì)室溫力學(xué)性能影響的研究也逐漸增多。δ相含量及形貌均會(huì)影 響合金的室溫拉伸性能[112]。δ相含量由2.2%增加到5.21%,屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別提高了61和78MPa。而 δ相含量由2.2%增加到7.56%,伸長(zhǎng)率下降14.1%。針狀及短棒狀δ相會(huì)降低合金的伸長(zhǎng)率。δ相的含量對(duì)力 學(xué)性能的影響高于形貌變化。也有研究表明晶界析出球狀δ相會(huì)降低材料的伸長(zhǎng)率,而晶內(nèi)析出的針狀δ相 附近會(huì)出現(xiàn)無(wú)析出帶,將小幅提高材料的伸長(zhǎng)率[157]。

此外,δ相的析出對(duì)疲勞與應(yīng)力時(shí)效也有很大的影響。合金在750℃長(zhǎng)期時(shí)效處理過(guò)程中γ′相和γ″相長(zhǎng)大 粗化且一部分向δ相轉(zhuǎn)變,隨后δ相由顆粒狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻詈歪槧?且周?chē)霈F(xiàn)無(wú)強(qiáng)化相析出帶。用此試 樣進(jìn)行后續(xù)的低周疲勞實(shí)驗(yàn),發(fā)現(xiàn)疲勞壽命隨著時(shí)效時(shí)間的增加大幅下降[158]。在室溫疲勞的不同階段δ相 形貌對(duì)裂紋擴(kuò)展的影響不同,相較于更細(xì)的δ相,較粗針狀δ相可以阻止第1階段疲勞裂紋的出現(xiàn)。在疲勞擴(kuò) 展的第2階段顆粒狀δ相可以延遲裂紋的擴(kuò)展。針狀δ相附近的無(wú)強(qiáng)化相析出帶會(huì)加速裂紋在第3階段的擴(kuò)展 [159]。

對(duì)比無(wú)應(yīng)力時(shí)效,應(yīng)力時(shí)效會(huì)引起晶格畸變。隨著時(shí)效時(shí)間與外加應(yīng)力的增加,晶粒內(nèi)部出現(xiàn)網(wǎng)柵狀δ相分布 (提高到亞晶的含量),并且在增加亞結(jié)構(gòu)含量的同時(shí)會(huì)縮減δ相的析出時(shí)間,因此外加應(yīng)力主要對(duì)δ相的形貌 產(chǎn)生很大的影響,但是對(duì)析出量的影響不大[160]。此外,應(yīng)力時(shí)效會(huì)增加δ相的演化速率、尺寸及體積分?jǐn)?shù) [161]。

3、總結(jié)與展望

(1)對(duì)GH4169合金的塑性加工成形與組織調(diào)控方法進(jìn)行了闡述和總結(jié),包括δ相在合金變形與服役過(guò)程中展現(xiàn) 出一系列有益作用,如細(xì)化晶粒、均勻組織、促進(jìn)孿晶及延長(zhǎng)疲勞壽命等。

(2)塑性變形與δ相的演化行為相互影響,充分利用δ相以降低合金在塑性加工中的變形難度和調(diào)控組織具有 重要的工程應(yīng)用價(jià)值。

(3)δ相在熱處理或變形中的析出、球化等演化行為及其對(duì)合金的變形行為與力學(xué)性能的影響已有較為深入 的研究。進(jìn)一步構(gòu)建和完善“δ相演化行為—δ相含量與形貌—合金力學(xué)性能”理論體系對(duì)GH4169合金的工 藝設(shè)計(jì)和高性能零件制造具有科學(xué)指導(dǎo)意義。

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