鑄態(tài)GH4175合金高溫變形行為及熱加工圖研究

林鶯鶯，東赟鵬，于秋穎，方爽

鑄態(tài)GH4175合金高溫變形行為及熱加工圖研究

林鶯鶯，東赟鵬，于秋穎，方爽

（中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095）

建立鑄態(tài)GH4175合金的本構模型以預測材料變形過程中的流動應力，繪制其熱加工圖，用于優(yōu)選鑄態(tài)GH4175合金熱變形的工藝參數(shù)。采用Gleeble-3500熱模擬壓縮試驗機對鑄態(tài)GH4175合金試樣在不同的變形溫度和應變速率下進行熱模擬壓縮試驗，獲得流動應力-應變曲線。GH4175合金的流動應力隨變形溫度的上升和應變速率的下降而下降；計算結果表明建立的本構模型第1道次的流動應力試驗值與預測值的最大相對誤差為13.54%，最小相對誤差為0.38%，平均相對誤差為5.1%；第2道次的最大相對誤差為25.6%，最小相對誤差為0.09%，平均相對誤差為6.8%。熱加工圖中對應的可加工區(qū)域：變形溫度為1160～1170 ℃，應變速率為0.01～0.1 s–1。建立了GH4175合金預測精度較高的本構模型，在熱加工圖中高能量耗散率區(qū)域所對應的工藝參數(shù)下變形后獲得了γ+γ′雙相細晶組織。

GH4175合金；本構模型；熱加工圖；流動應力

隨著航空工業(yè)的發(fā)展，航空發(fā)動機的推重比不斷提高，這使得航空發(fā)動機渦輪盤的服役溫度不斷提高[1-2]。為滿足航空發(fā)動機渦輪盤的要求，我國研發(fā)了可以在800 ℃以上長期服役的新型渦輪盤用變形高溫合金，其中以GH4151，GH4175，GH4975合金為主要代表[3]。為滿足服役要求，此類變形高溫合金的合金化程度高，且γ′相的含量較高，這使得其在變形過程中存在變形抗力大、易開裂等問題，此外，該種合金的微觀組織變化對變形工藝參數(shù)很敏感。因此，為了優(yōu)化熱加工工藝參數(shù)，獲得更優(yōu)異的服役性能與加工性能，國內(nèi)外學者對變形高溫合金的變形行為以及變形過程中的微觀組織演化做了大量的研究。Godasu等[4]研究了鑄態(tài)625合金在高溫變形過程中的微觀組織演化行為，結果表明Σ3型孿晶界的演化行為對γ基體的再結晶行為有著重要影響。Charpagne等[5]研究了Rene 65 TM合金在高溫變形過程中的微觀組織演化，結果表明γ′相在變形過程中會引發(fā)γ相的異質外延再結晶（Heteroepitaxial recrystallization）。呂少敏[6-8]研究了GH4151合金的高溫變形行為，建立了GH4151合金的本構模型及熱加工圖。張北江等[1]利用多重熱機械處理，在GH4065和GH4175合金中獲得了γ+γ′雙相細晶組織（Duplex microstructure），拉伸試驗結果表明，此種微觀組織大大提高了變形高溫合金的塑性。

雖然國內(nèi)外對變形高溫合金的變形行為進行了廣泛的研究，但是國內(nèi)對鑄態(tài)GH4175合金的高溫變形行為研究尚無報道，為了研究GH4175合金的高溫變形行為，從而便于后續(xù)加工工藝參數(shù)的制定，文中采用熱模擬壓縮試驗獲得了鑄態(tài)GH4175合金的流動應力-應變曲線，在此基礎上建立了其本構模型，繪制了GH4175的熱加工圖，并利用熱加工圖選擇了鑄態(tài)GH4175合金合理的熱加工工藝參數(shù)。

1 試驗

材料為鑄態(tài)GH4175合金，其名義成分如表1所示，其微觀組織如圖1所示。由圖1可知，鑄態(tài)GH4175合金中的γ′相呈花瓣狀分布在γ基體上。將其加工成10 mm×15 mm的標準熱模擬壓縮試樣，在Gleeble-3500熱模擬試驗機上進行熱模擬壓縮試驗，變形溫度為1120，1140，1160，1180 ℃，應變速率為0.001，0.01，0.1 s–1。由于鑄態(tài)試樣容易在變形過程中開裂，文中采用雙道次壓縮的方法：第1道次的變形程度為30%，對應的真應變?yōu)?.35，間隔20 s后（變形溫度不變）變形；第2道次的變形程度為20%，對應的真應變?yōu)?.22，累計真應變?yōu)?.57。用焊在試樣中部的熱電偶監(jiān)測試驗過程中的變形溫度，采用鉭片墊在試樣與壓頭之間以降低變形過程中的摩擦。

表1 GH4175合金名義成分（質量分數(shù)）

圖1 GH4175合金鑄態(tài)組織

將熱模擬壓縮的試樣沿其軸向切開，利用水磨砂紙將其剖面逐級打磨后機械拋光，直至試樣的表面無明顯劃痕后進行腐蝕。采用的腐蝕劑配比為5 g CuCl2+10 mL HCl+10 mL CH3OH，采用Leica DMI 3000M金相顯微鏡對變形后試樣的大變形區(qū)域進行微觀組織的觀察。

2 結果與討論

2.1 鑄態(tài)試樣流動應力-應變曲線

圖2為不同變形溫度下GH4175合金的流動應力-應變曲線。由圖2可以看出，第1道次和第2道次的流動行為略有不同。在第1道次的變形過程中，如圖2a所示，變形溫度為1120 ℃時，在試驗條件的應變速率下，其流動應力值都先迅速上升，然后緩慢上升至最大值，隨后有所下降，這除了與GH4175合金的動態(tài)回復以及動態(tài)再結晶相關以外，還與γ′相的溶解行為有關[9-11]。在變形的初期，由于大量的位錯增殖與塞積，使合金發(fā)生加工硬化，流動應力升高，隨著變形程度的升高，動態(tài)回復以及動態(tài)再結晶的發(fā)生使材料內(nèi)部位錯密度下降，流動應力下降；除此以外，γ'相的溶解使其對位錯的釘扎效應降低，也起到一定的軟化效果[12]。如圖2b所示，在1140 ℃、0.1 s–1時，合金在第1道次的變形行為與1120 ℃下的相似，而在應變速率為0.01 s–1和0.001 s–1時，其流動應力達到最大值后基本不發(fā)生變化。相比于1120 ℃，隨著變形溫度的升高，動態(tài)再結晶更容易發(fā)生，因而在0.01 s–1和0.001 s–1時，加工硬化行為和動態(tài)軟化行為已經(jīng)達到平衡[4,13]，其流動應力值基本不變。如圖2c和d所示，在1160 ℃和1180 ℃變形時，當應變速率為0.1 s?1時，第1道次的變形過程中流動應力值一直上升，而應變速率為0.01 s–1和0.001 s–1時，除1160 ℃，0.01 s–1條件下稍有下降之外，其余條件下的流動應力值均基本保持不變。這表明當應變小于0.35時，即使是在1160 ℃和1180 ℃的高溫下，在應變速率為0.1 s–1時，材料的加工硬化和動態(tài)軟化仍然未達到平衡；而較低的應變速率有利于動態(tài)再結晶的發(fā)生，故在應變速率為0.001 s–1和0.01 s–1時，流動應力更容易達到穩(wěn)定。

如圖2所示，在第2道次的加載過程中，在試驗的各變形溫度下，應變速率為0.001 s–1時的應力值相比于第1道次的應力值有所上升，而其余應變速率下第2道次的流動應力值低于第1道次在相同應變速率下的流動應力。出現(xiàn)此現(xiàn)象最主要的原因是：在道次間的保溫過程中，合金發(fā)生了亞動態(tài)再結晶，使合金內(nèi)部組織發(fā)生了變化。在第1道次變形過程中已經(jīng)形核的動態(tài)再結晶晶粒會在保溫過程繼續(xù)消耗位錯，在實現(xiàn)再結晶晶粒長大的同時大大降低位錯密度，從而減小了位錯塞積對位錯滑移的阻礙作用，使GH4175合金發(fā)生軟化。而應變速率為0.001 s–1時，由于應變速率較小，位錯的增殖速率小，因此位錯的塞積量也很少，從流動應力-應變曲線來看，在應變速率為0.001 s–1時，第1道次變形過程中發(fā)生的動態(tài)軟化與應變硬化已經(jīng)達到平衡，說明在第1道次的變形完成后，合金基本完全再結晶，合金中的位錯密度已經(jīng)在相對較低的水平，在保溫的過程中，僅僅發(fā)生晶粒的靜態(tài)長大，此過程位錯密度未發(fā)生大幅度降低，故在第2道次的壓縮過程中需要重新開動位錯的滑移和增殖，導致其流動應力值有所上升。若在保溫的過程中，合金組織未發(fā)生明顯的變化，則其流動應力-應變曲線顯示出不同道次間連續(xù)變化的特征，如文中的1140 ℃，0.001 s–1以及1140 ℃，0.01 s–1的曲線所示。第2道次的變形過程中，在1120 ℃時，隨著應變的增加，各個應變速率下的流動應力值均有所下降，說明在1120 ℃下，第1道次變形過程中沒有發(fā)生完全動態(tài)再結晶；而1180 ℃、0.01 s–1下，隨著應變的增加，第2道次變形過程的流動應力值略有上升，說明在此條件下，第1道次變形過程中，合金已經(jīng)基本完全再結晶，第2道次的變形過程中，合金略有硬化；其余變形條件下，第2道次變形過程的流動應力值基本保持不變。

通常采用補償法[14-15]來計算亞動態(tài)軟化分數(shù)，從而量化亞動態(tài)再結晶的軟化程度，其計算方法如圖3a以及式（1）所示。

式中：m為第1道次壓縮完畢后的流動應力值；1和2分別為第1道次和第2道次的屈服應力，通常取塑性應變?yōu)?.2%的所對應的點，做一斜率與彈性變形階段相同的直線，此直線與應力-應變曲線的交點所對應的應力值。

圖3 對GH4175亞動態(tài)再結晶軟化分數(shù)的影響

2.2 GH4175合金的本構模型

Fields-Backofen模型[16-17]將流動應力與變形溫度、應變速率以及應變之間的關系表示為如下形式：

式中：和分別為應變硬化指數(shù)與應變速率敏感性指數(shù)；為塑性模量。這3個參數(shù)均被表示為溫度的函數(shù)。

試驗表明[18]，應變和應變速率也會對和值產(chǎn)生影響，考慮到應變和應變速率對和的影響，文中將一定溫度下的和分別表示為如下形式：

式中：，，，，，為與，有關的積分常數(shù)；為流動應力（MPa）；為真應變。當溫度發(fā)生變化時，，，，，，也隨之變化。

采用多元非線性擬合，利用文中的流動應力-應變數(shù)據(jù)求得不同溫度下的積分常數(shù)如表2所示。

缺齒蓑蘚(Macromitrium gymnostomum Sull. & Lesq.)為木靈蘚科(Orthotrichaceae)蓑蘚屬(Macromitrium)植物。該物種主莖匍匐、側枝短，枝葉中上部細胞近方形、密被多疣，細胞間界線模糊；下部和基部細胞光滑無疣，細胞壁直；孢蒴蒴口下皺縮，蒴口下有縱棱，蒴齒退化；蒴帽兜形，光滑無毛。主要分布于我國華東、華南和西南地區(qū)，在亞洲的日本、朝鮮半島、中南半島也有分布[1]。

根據(jù)表2中的數(shù)據(jù)，在第1道次和第2道次下分別作出積分常數(shù)隨溫度變化的散點圖，并用二次函數(shù)按照式（5）的形式進行擬合，得到積分常數(shù)隨溫度變化的函數(shù)關系式，擬合的結果如圖4所示，其中不同條件下的擬合系數(shù)的值如表3所示。

式中：為溫度（℃）；0—2，0—2，0—2，0—2，0—2，0—2為擬合系數(shù)。

綜上所述，將表2—3中的參數(shù)代入式（5）以及式（6）中計算，可以得到各個變形條件下的流動應力值，其試驗值與預測值的對比如圖5所示。通過計算，第1道次的流動應力試驗值與預測值的最大相對誤差為13.54%，最小相對誤差為0.38%，平均相對誤差為5.1%；第2道次的最大相對誤差為25.6%，最小相對誤差為0.09%，平均相對誤差為6.8%，以上計算結果表明，文中建立的本構模型具有較好的預測精度。

表2 不同溫度下積分常數(shù)的值

圖4 不同道次下溫度系數(shù)的擬合結果

圖5 GH4175合金流動應力試驗值與預測值的對比

2.3 GH4175合金的熱加工圖

Prasad等[19-20]構建的動態(tài)材料模型（Dynamic material modeling，DMM）將產(chǎn)生塑性變形的材料看作一個非線性耗散能量單元。DMM模型將材料發(fā)生塑性變形時，外力對材料輸入的能量分為2大部分：

表3 不同道次下的溫度系數(shù)

塑性變形消耗的能量以及微觀組織演變耗散的能量。與的分配關系體現(xiàn)了用于塑性變形以及組織演變的能量之比，可以用下式表示：

將非線性能量耗散單元的值經(jīng)過線性能量耗散單元max值歸一化處理后可以得到能量耗散率值，其表達式如式（8），值的大小反映了在一定變形條件下的各種微觀組織變化機制[21-22]。

式中：為應變速率敏感性指數(shù)。

由式（8）可以看出，材料的值越大，則材料在熱變形過程中的能量耗散率值越大，即在變形過程中用于微觀組織演變的能量越多，在變形過程中可能發(fā)生動態(tài)再結晶或超塑性流動[23-24]，材料的熱加工性能越好。一般而言，選取熱變形工藝參數(shù)時應當選取值較大的工藝參數(shù)。

Zielger[25]利用不可逆熱力學極值原理，建立了塑性流動失穩(wěn)準則，其表達式如式（9）所示：

一般而言，在失穩(wěn)區(qū)域所對應的工藝條件下變形會導致材料發(fā)生流動失穩(wěn)、楔形裂紋以及絕熱剪切帶[25—27]等。為保證材料在變形過程中不發(fā)生失穩(wěn)，應當避免在失穩(wěn)區(qū)域變形。

基于以上理論，由熱模擬壓縮試驗所得的數(shù)據(jù)，可以分別計算得到某一應變下的能量耗散分布圖以及塑性流動失穩(wěn)圖，將這2種圖疊加，可以得到熱加工圖。根據(jù)文中所得的流動應力-應變曲線，得到如圖6所示的熱加工圖。

圖6 不同應變下GH4175合金高溫變形時的熱加工圖

如圖6所示的熱加工圖中，紅色區(qū)域代表失穩(wěn)區(qū)，綠色區(qū)域代表能量耗散率高的區(qū)域。從圖6可以看出，在高溫高應變速率的條件下，出現(xiàn)了高能量耗散區(qū)域，其最大能量耗散率約為0.57，隨著應變的增大，熱加工圖中高能量耗散區(qū)域減?。辉?120 ℃和1140～1180 ℃分別出現(xiàn)了2個失穩(wěn)區(qū)，隨著應變的升高，失穩(wěn)區(qū)域由2個區(qū)域合并為一個區(qū)域。

熱加工圖中不同區(qū)域所對應的變形后的組織如圖7和圖8所示。圖7是在熱加工圖的低溫失穩(wěn)區(qū)域變形后試樣的宏觀形貌。從圖7可以看出，在低溫失穩(wěn)區(qū)變形時，發(fā)生了宏觀開裂，其中在1100 ℃，0.001 s–1變形后試樣出現(xiàn)了與壓縮方向約呈45°的宏觀裂紋，且該裂紋貫穿整個試樣，在1120 ℃，0.001 s–1的變形工藝參數(shù)下，變形后的試樣僅在鼓肚處出現(xiàn)了與壓縮方向呈45°的裂紋；如圖8a是高溫失穩(wěn)區(qū)變形后的微觀組織，在高溫失穩(wěn)區(qū)域變形后的γ基體晶粒尺寸不均勻：整體以大尺寸的γ晶粒為主，其平均直徑大于20 μm，在大晶粒的周圍有尺寸較小的晶粒，其平均直徑約為10 μm。這種組織的形成與再結晶晶粒的異常長大行為有關[28-29]：動態(tài)再結晶完成后，為了降低界面能，晶粒會自發(fā)的長大，由于變形溫度很高且沒有γ′對晶界的釘扎作用，某些晶粒會急劇長大，隨后吞并周圍較細小的晶粒。這種混晶組織不利于合金后續(xù)的加工以及服役。在實際工藝中應當避免在這些失穩(wěn)的工藝參數(shù)下變形，以保證其變形后組織的均勻性。當應變?yōu)?.55時，從圖8b可以看出，在熱加工圖中高能量耗散率的區(qū)域，由于動態(tài)再結晶完成，γ基體的晶粒尺寸很小（<10 μm），在晶界上存在細小的殘余γ'相，可以對晶界起到有效的釘扎作用，阻止了γ晶粒的異常長大行為，因此變形后的組織細小均勻，呈現(xiàn)γ+γ′雙相細晶組織。張北江等[2]的研究表明，此種組織易于獲得超塑性，便于后續(xù)的加工。

圖7 低溫失穩(wěn)區(qū)域變形試樣的宏觀形貌

圖8 應變?yōu)?.55時不同變形工藝參數(shù)對應的組織

按照熱加工圖理論，合理的熱加工工藝參數(shù)應該滿足能量耗散率較高而且不會發(fā)生失穩(wěn)，從圖6中可以優(yōu)選出GH4175合金的熱加工工藝參數(shù)：變形溫度為1160～1170 ℃，應變速率為0.01～0.1 s–1。

3 結論

在雙道次的壓縮過程中，鑄態(tài)GH4175合金的流動應力隨變形溫度的上升而下降，且在高溫低應變速率下容易達到穩(wěn)定流動。在道次間的保溫過程中，當應變速率為0.1 s–1和0.01 s–1時，亞動態(tài)再結晶造成的軟化效應較為明顯，且溫度越低，應變速率越高，軟化效應越大；而應變速率為0.001 s–1時未產(chǎn)生明顯軟化。

建立了GH4175合金第1道次和第2道次變形的本構模型。其中，第1道次的流動應力試驗值與預測值的最大相對誤差為13.54%，最小相對誤差為0.38%，平均相對誤差為5.1%；第2道次的最大相對誤差為25.6%，最小相對誤差為0.09%，平均相對誤差為6.8%。

建立了GH4175合金的熱加工圖，在熱加工圖中的高能量耗散率區(qū)域變形的材料發(fā)生了動態(tài)再結晶，在此區(qū)域變形后獲得了γ+γ′雙相細晶組織。在較低變形溫度的失穩(wěn)區(qū)變形時，合金在此過程中發(fā)生了開裂；而在高溫失穩(wěn)區(qū)變形時，合金雖未開裂，但是變形后組織為晶粒尺寸不均勻的混晶組織。

根據(jù)熱加工圖以及微觀組織表征得出鑄態(tài)GH4175合金合適的熱加工工藝參數(shù)：真應變不大于0.57的條件下，變形溫度為1160～1170 ℃，應變速率為0.01～0.1 s–1。

[1] 張北江, 黃爍, 張文云, 等. 變形高溫合金盤材及其制備技術研究進展[J]. 金屬學報, 2019, 55(9): 1095-114.

ZHANG Bei-jiang, HUANG Shuo, ZHANG Wen-yun, et al. Recent Development of Nickel-Based Disc Alloys and Corresponding Cast-Wrought Processing Techniques[J]. Acta Metalluurgica Sinica, 2019, 55(9): 1095- 114.

[2] 張北江, 趙光普, 張文云, 等. 高性能渦輪盤材料GH4065及其先進制備技術研究[J]. 金屬學報, 2015, 5110: 1127-234.

ZHANG Bei-jiang, ZHAO Guang-pu, ZHANG Wen-yun, et al. Investigation of High Performance Disc Alloy GH 4065 and Associated Advanced Processing Techniques [J]. Acta Metalluurgica Sinica, 2015, 5110: 1127-234.

[3] 江河, 董建新, 張麥倉, 等. 800 ℃以上服役渦輪盤用難變形鎳基高溫合金研究進展[J]. 航空制造技術, 2021, 64(1/2): 62-73.

JIANG He, DONG Jian-xin, ZHANG Mai-cang, et al. Development of Typical Hard-To-Deform Nickel-Base Superalloy for Turbine Disk Served Above 800 ℃[J]. Aeronautical Manufacturing Technology 2021, 64(1/2): 62-73.

[4] GODASU A K, DRAKASH U, MULA S. Flow Stress Characteristics and Microstructural Evolution of Cast Superalloy 625 during Hot Deformation[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2020, 844: 21-25.

[5] CHARPAGNE M A, BILLOT T, FRANCHET J M, et al. Heteroepitaxial Recrystallization: A New Mechanism Discovered in a Polycrystalline γ-γ′ Nickel Based Su-peralloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2016, 688: 685-694.

[6] 呂少敏. GH4151合金高溫變形行為及組織與性能控制研究[D]. 北京: 北京科技大學, 2021: 5-10.

LYU Shao-min. Research on Hot Deformation Behavior and Microstructure Properties Control of GH4151 Al-loy[D]. Beijing: University of Science and Technology Beijing, 2021: 5-10.

[7] LYU S M, CHEN J B, HE X B, et al. Investigation on Sub-Solvus Recrystallization Mechanisms in an Ad-vanced γ-γ′ Nickel-Based Superalloy GH4151[J]. Mate-rials, 2020, 13(20): 8-10.

[8] LYU S M, JIA C L, HE X B, et al. Superplastic Defor-mation and Dynamic Recrystallization of a Novel Disc Superalloy GH4151[J]. Materials, 2019, 12(22): 3667.

[9] 張勇, 李鑫旭, 韋康, 等. 850 ℃渦輪盤用新型變形高溫合金GH4975擠壓棒材熱變形規(guī)律研究[J]. 金屬學報, 2020, 5610: 1401-1410.

ZHANG Yong, LI Xin-xu, WEI Kang, et al. Hot Defor-mation Characteristics of Novel Wrought Superalloy GH4975 Extruded Rod Used for 850 ℃ Turbine Disc[J]. Acta Metalluurgica Sinica, 2020, 5610: 1401-1410.

[10] CHEN J Y, DONG J X, ZHANG M C, et al. Deforma-tion Mechanisms in a Fine-Grained Udimet 720LI Nickel-Base Superalloy with High Volume Fractions of γ′ Phases[J]. Materials Science and Engineering A, 2016, 673: 122-134.

[11] WU Y S, ZHANG M C, XIE X S, et al. Dynamic Re-crystallization of a New Nickel-Based Alloy for 700 ℃ A-USC Power Plant Applications with Different Initial States: As-Homogenized and As-Forged[J]. Materials Science and Engineering A, 2016, 662: 283-295.

[12] LI F L, FU R, YIN F J, et al. Impact of γ′(Ni3(Al,Ti)) Phase on Dynamic Recrystallization of a Ni-Based Disk Superalloy during Isothermal Compression[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 693: 1076-1082.

[13] ZHANG H B, ZHANG K F, LU Z, et al. Hot Deforma-tion Behavior and Processing Map of a γ′-Hardened Nickel-Based Superalloy[J]. Materials Science and En-gineering A, 2014, 604: 1-8.

[14] LIU P, ZHANG R, YUAN Y, et al. Hot Deformation Behavior and Workability of a Ni-Co Based Superal-loy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2020, 831: 6-9.

[15] MARTIN D, RANDOLPH C, HELMINK, et al. Hot Deformation Characteristics of a Polycrystalline γ-γ'-δ Ternary Eutectic Ni-Base Superalloy[J]. Materials Sci-ence and Engineering A, 2013, 586: 236-244.

[16] ADINEL G. Constitutive Equation for Description of Metallic Materials Behavior during Static and Dynamic Loadings Taking into Account Important Gradients of Plastic Deformation[J]. Key Engineering Materials, 2012, 504/505/506: 697-702.

[17] NIU Y, SUN Z G, WANG Y Q, et al. Phenomenological Constitutive Models for Hot Deformation Behavior of Ti6Al4V Alloy Manufactured by Directed Energy Deposition Laser[J]. Metals, 2020, 1011: 1496.

[18] LUO J, LI M Q, YU W X, et al. The Variation of Strain Rate Sensitivity Exponent and Strain Hardening Expo-nent in Isothermal Compression of Ti-6Al-4V Alloy[J]. Materials & Design, 2010, 312: 741-748.

[19] SESHACHARYULU T, PRASAD Y V R K. Processing Maps for Hot Working of Titanium Alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 1998: 11-19.

[20] PRASAD Y V R K, GEGEL H L, MALAS J C, et al. Modeling of Dynamic Material Behavior in Hot Defor-mation: Forging of Ti-6242[J]. Metallurgical Transac-tions. A, Physical Metallurgy and Materials Science, 1984, 1510: 1883-1892.

[21] PRASAD Y V R K, SESHACHARYULU T. Modelling of Hot Deformation for Microstructural Control[J]. In-ternational Materials Reviews, 1998, 436: 243-258.

[22] NARAYANA S V S, MURTY B, NAGESWARA Rao. On the Development of Instability Criteria during Hot-working with Reference to IN718[J]. Materials Science and Engineering A, 1998, 2541: 76-82.

[23] WANG T, FU S H, LI Z, et al. Thermal Deformation Behavior and Constitutive Equation of Highly Alloyed Superalloy Udimet720Li[J]. Materials Science Forum, 2013, 747/748: 703-708.

[24] 張兵, 岳磊, 陳韓鋒, 等. 鑄態(tài)GH4169合金熱變形行為及三種本構模型對比[J]. 稀有金屬材料與工程, 2021, 5001: 212-222.

ZHANG Bing, YUE Lei, CHEN Han-feng, et al. Hot Deformation Behavior of As-Cast GH4169 Alloy and Comparison of Three Constitutive Models[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2021, 5001: 212-222.

[25] ZIEGLER H. Progress in Solid Mechanics[M]. Hoboken: John Wiley and Sons, 1963: 168.

[26] 張敬奇. 加工圖理論研究與加工圖技術的實現(xiàn)[D]. 沈陽: 東北大學, 2010: 12-21.

ZHANG Jing-qi. Analysis of Processing Map Theory and the Implementation of Processing Map Technol-ogy[D]. Shenyang: Northeastern University, 2010: 12- 21.

[27] YE L Y, ZHAI Y W, ZHOU L Y, et al. The Hot Defor-mation Behavior and 3D Processing Maps of 25Cr2Ni4MoV Steel for a Super-Large Nuclear-Power Rotor[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2020, 59: 535-544.

[28] HUMPHREYS F J, HATHERLY M. Recrystallization and Related Annealing Phenomena, Second Edition[M]. Amsterdam: Elsevier, 2004: 96-116.

[29] SHANTA M, RAJESH P, JAYANT J. Temperature De-pendence of Abnormal Grain Growth in Pure Magne-sium[J]. Materials Letters, 2021, 283: 21-26.

High Temperature Deformation Behavior and Hot Processing Map of As-Cast GH4175 Alloy

LIN Ying-ying, DONG Yun-peng, YU Qiu-ying, FANG Shuang

(AECC Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China)

The work aims to establish the constitutive model of as-cast GH4175 alloy to predict the flow stress during deformation and prepare hot processing map, so as to optimize the deformation parameters of the alloy. The isothermal compression tests were carried out to the as-cast GH4175 alloy by Gleeble-3500 simulated machine at different deformation temperature and strain rates, to obtain the flow stress-strain curve. The flow stress of GH4175 alloy decreased with increase of deformation temperature and decrease of strain rate. The calculation results showed that the maximum relative error between the flow stress test value and the predicted value by the constitutive model in the first pass was 13.54%, the minimum relative error was 0.38%, and the average relative error was 5.1%. The maximum relative error in the second pass was 25.6%, the minimum relative error was 0.09%, and the average relative error was 6.8%. In the processable area of the hot processing map, of the deformation temperature was 1160-1170 ℃ and the strain rate was 0.01-0.1 s–1. The constitutive model of GH4175 alloy with high prediction accuracy is established, and the γ+γ′ dual-phase fine grain structure is obtained after deformation under the process parameters corresponding to the high power dissipation rate region in the hot processing map.

GH4175 alloy; constitutive model; processing map; flow stress

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.01.016

TG319

A

1674-6457(2022)01-0133-08

2021-07-06

林鶯鶯（1981—），女，博士，高級工程師，主要研究方向為難變形金屬材料塑性成形加工。