不同成分GH4133B高温合金的热压缩变形行为
GH4133B是一种典型的难变形高温合金，主要用作火箭和航空发动机涡轮盘材料，其合金化程度高，变形抗力大，可变形温度范围窄，热加工成形难度大。锻件的显微组织对合金成分和变形工艺参数敏感，由于参数控制不当而形成的异常组织，往往无法通过后续热处理彻底消除。而显微组织对材料的塑性、冲击韧性、疲劳性能及物理性能具有显著的影响，这使得热加工工艺成为材料组织性能控制的重要环节。
GH4133B是在GH4133合金基础上通过合金元素调整而发展起来的。合金的热压缩变性行为影响其热加工工艺的制订，但有关该合金此方面的报道并不多见。
为此，作者研究了变形温度和变形量对不同碳、铝钛铌含量GH4133B合金的热压缩变形行为的影响，为预测合金显微和热加工工艺条件的制订提供参考依据。
1试样制备与试验方法
试验设计并自行冶炼了四种不同碳、铝、钛、铌含量的GH4133B合金，合金的化学成分如表1所示。合金经真空感应炉冶炼后浇铸成5kg的铸锭，然后轧制成φ18mm的圆棒。四种合金的化学成分如表1所示。此后加工成φ8×15mm的圆柱试样，在Gleeble3500热模拟试验机上进行变形性能的热模拟压缩试验，试验温度为1100，1150，1180℃，压缩前保温30s，变形量分别为15％、30％、50％，应变速率为1s-1。热变形后试样迅速水淬，以保持变形后的组织。
利用Thermo-Calc热力学计算软件以及相应的镍基数据库对合金中的平衡析出相进行了热力学模拟计算，在不同温度下，合金中的平衡稳定相及其组成根据系统Gibbs自由能最小的原理来确定。计算结果表明，碳含量在0.04%-0.1%之间时，碳化物的平衡析出温度为1300-1315℃，远远高于本热压缩试验的变形温度上限，因此可以认为，在变形温度1100-1180℃下的压缩过程中，合金的变形行为受到碳化物的影响。而GH4133B合金的γ′相的析出温度在930-950℃，若从这个角度考虑，可以认为在本试验所设计的变形温度下变形时，γ′相完全溶解，不存在其在变形过程中产生的强化作用。
2试验结果与讨论
2.1热变形抗力
由图1可以看出，在相同变形温度下，真应力先是随着应变量得增大而急剧增加，在最高点出现屈服现象，后趋于平稳。这是由于随着变形量增大，位错不断增殖，位错间的交互作用又增大了位错运动的阻力，从而呈现加工硬化现象。超过某一形变量后，变形储存能成为再结晶的驱动力，再结晶可以消除或改变原来的变形织构，发生动态再结晶软化，当软化速率与硬化速率平衡时，流变应力达到最大值；随着动态再结晶的进行，软化速率大于硬化速率，应力逐渐下降；当发生完全再结晶后，其晶粒组织和流变应力不随变形量变化，进入稳态变形阶段。当应变量相同时，变形温度越高，合金的流变应力也越低，这是由于随着温度升高，滑移系的临界切应力下降，合金的变形抗力降低。
图2是合金不同变形温度热压缩变形的峰值应力图。变形量一定时，随着变形温度的升高，峰值应力逐渐降低。相对于含碳量为0.062%的合金，从成分的角度来看，碳含量的变化对合金峰值应力的影响也比较显著，减少碳含量至0.04%，合金2在1100℃和1180℃时的峰值应力降低，其中1100℃变形时降低最大，1150℃时峰值应力有所增大；增加碳含量至0.1%，合金3也有相似的趋势，只是变化幅度比较小，但1150℃时峰值应力增大比较明显；这是因为碳偏聚于晶界，并产生细小颗粒状二次TiC，阻止晶界滑动和裂纹形成，从而有利于持久塑性和持久时间的提高，但是碳含量太高，晶界二次TiC析出太多，甚至构成TiC薄膜，使晶界变脆，裂纹易于扩展，持久时间缩短。减少含碳量至0.052%，合金4降低铝钛铌含量，由于合金化程度有所降低，因此各个变形温度的峰值应力都比含碳量为0.062%的合金1的峰值应力降低约5MPa。
2.2动态再结晶
由图3可见含碳量0.062%合金1在较高的变形温度下，动态再结晶倾向性很大，在较小的塑性变形就能实现动态再结晶。在1180℃进行30%变形时已基本发生完全动态再结晶；而在较低温度下，要通过很大的变形量才能使材料发生完全动态再结晶。变形温度为1100℃时，变形量为30%时合金只发生了部分动态再结晶，混晶现象严重，变形量达到50%才能发生近似完全的动态再结晶，形成均匀细小的动态再结晶晶粒。
由图4可以看出，对于含碳量为0.04%的合金2，在1100℃进行30%变形时发生部分动态再结晶；在1100℃进行50%变形时，再结晶过程已相当充分，合金内基本布满了细小的等轴晶，但垂直于被压缩方向出现贯穿试样的变形带；在1180℃进行30%变形时合金2发生了较为充分动态再结晶，平均晶粒尺寸大于1100℃下进行30%变形时，而且也发现垂直于被压缩方向贯穿试样的变形带。
由图5可知，对于含碳量为0.1%的试样在1100℃下进行30%变形时，再结晶达到了较为充分的程度，再结晶晶粒占据了大部分表面；在1100℃进行50%变形时，再结晶过程已相当充分，合金内基本布满了细小的等轴晶；在1080℃进行30%变形时，发生了完全的动态再结晶，视野内基本上是尺寸较大的再结晶晶粒。此合金由于含碳量较高，晶界和晶间分布着的大量颗粒状碳化物也较其它合金多。
由图6可见，对于含碳量0.052%的试样，铝、钛、铌含量的降低使合金的动态再结晶温度下降，相同变形条件下的再结晶晶粒均大于碳含量为0.062%的试样的再结晶晶粒，同时，再结晶晶粒的偏大还应与此试样碳含量稍低于0.062%及碳化物含量减少有关。变形过程中实现完全的动态再结晶有利于在热处理后获得均匀的等轴晶组织。而不完全再结晶可能导致热处理后形成项链状组织、混晶组织和条带组织等各种形式的双重组织。
并且随着变形温度的升高，再结晶晶粒尺寸也随之长大。因此应严格控制变形温度，避免超大晶粒的出现。综合以上研究可以得出结论，含碳量在0.04%到0.1%之间时，合金在1100℃下变形50%可以获得较为均为的等轴晶组织。在1100℃下变形50%时，降低碳含量至0.04%，合金再结晶晶粒较大；增加碳含量至0.1%，却使合金再结晶温度升高，出现混晶；碳含量为0.062%时，合金获得的再结晶晶粒较为细小和均匀。
2.3热压缩变形性能
压缩试验后，含碳为0.062%的试样在试验所设的变形温度和变形量之下均未开裂，表面出现粗糙不平的带，表现出良好的热变形性能。含碳量为0.04%的合金分别在1100℃、50%，1150℃、50%，1180℃、30%，1180℃、50%变形后，表面较光滑并且发生不同程度的开裂；含碳量0.1%的合金也在1180℃时发生了轻微开裂。苏玉芹等均认为，压缩试样产生的侧面纵裂是由于鼓形表面附近受有环向拉应力所致。在变形温度过高时，由于晶粒间的强度大大削弱而常常产生由晶粒边界拉裂，其裂纹和环向拉应力方向近于垂直。当变形温度过低时，常出现穿晶断裂，其裂纹和环向拉应力方向接近45°角。由图7可见，低碳含量试样在1100℃下变形50%后恰好出现与环向拉应力呈45°角的裂纹，变形温度高达1180℃时，试样表面出现和环向拉应力方向近于垂直的裂纹。
由图8可以看出，含碳量为0.04%合金的试样内部出现了垂直于压应力方向的变形带，这些变形带并非只沿着晶界，而是贯穿晶间的。这是由于此处晶界碳化物较少，晶界强化效果不明显，从而易发生再结晶，产生变形不均匀的组织，这会使得合金在服役过程中产生不均匀应力场，为裂纹的萌生和长大乃至构件断裂提供了条件。含碳量为0.1%的试样中分布着许多大块状的一次碳化物。在较高温度下，基体塑性很大，而大量的晶界碳化物和块状一次碳化物存在会产生变形的不协调，容易导致裂纹的萌生。由以上分析可知，对于GH4133B合金而言，含碳量为0.062%时的热变形性能比较好，减少或增多碳含量都对合金的压缩变形性能产生不利影响。
含碳量为0.052%、低铝钛铌含量合金的试样在热压缩变形后也无开裂现象的出现。这是由于合金化程度相对较低，导致变形抗力亦有所下降，但要考虑到铝、钛和铌是强化相γ′相的主要形成元素，它们的减少将影响标准热处理后合金的强度，因此，利用降低铝钛铌含量虽能降低变形抗力，但不能保证合金综合性能。
3结论
（1）不同成分GH4133B合金的热变形抗力随着变形温度的升高而迅速降低
（2）提高变形温度和增大变形量能够促进动态再结晶过程的进行。含碳量0.062%时合金的热变形性能最较好，减少或增多碳含量都对合金的压缩塑性产生不利影响；降低铝钛铌含量，由于变形抗力下降，塑性亦保持良好。
