GH4169高溫合金高速切削表層微觀組織分布規(guī)律研究*

周金華，劉次杰，舒愛玲，趙超群，任軍學(xué)，張 渝

（1.西北工業(yè)大學(xué)，航空發(fā)動機高性能制造工業(yè)和信息化部重點實驗室，西安 710072；2.中國航發(fā)商用航空發(fā)動機有限責(zé)任公司，上海 200241）

GH4169高溫合金具有良好的抗疲勞和耐腐蝕性能，在較大的溫度范圍內(nèi)仍保持良好的綜合性能，被廣泛地應(yīng)用于航空發(fā)動機的關(guān)鍵結(jié)構(gòu)部件[1]。然而，其切削過程中存在加工硬化傾向大、散熱能力弱及刀具磨損嚴重等問題，是一種典型的難加工材料[2]。在切削過程中，工件材料在高溫、大應(yīng)力、高應(yīng)變及高應(yīng)變率的力–熱載荷作用下，發(fā)生了劇烈的彈塑性變形，已加工表層材料的微觀組織結(jié)構(gòu)也隨之發(fā)生了改變。材料內(nèi)部微觀組織的改變可能會使構(gòu)件在服役過程中發(fā)生疲勞斷裂[3]，因此研究加工表層微觀組織的形成機制有著重要的工程應(yīng)用價值。

西北工業(yè)大學(xué)的姚倡鋒[4]和山東大學(xué)的任小平[5]等開展了GH4169高溫合金切削加工表層材料微觀組織演變方面的研究工作。結(jié)果表明，工件表層材料微觀組織的變化主要是力–熱耦合作用引起劇烈塑性變形的結(jié)果。先進材料測試技術(shù)的迅速發(fā)展為深入研究材料微觀結(jié)構(gòu)演變機理提供了有效手段。2005年，M’Saoubi等[6]首次利用EBSD研究了切削過程中表層材料的微觀組織變化，并分析了高應(yīng)變和高應(yīng)變率引起的晶粒細化機制。Wang等[7]利用EBSD和TEM測試觀察了Ti6Al4V合金加工表面的孿晶行為，揭示了變形孿晶的形成機制及其對加工硬化的影響。Ren等[8]結(jié)合SEM、EBSD和TEM等多種測試技術(shù)進行了多尺度的冶金觀察，建立了GH4169高溫合金加工亞表面的微觀組織的定量表征模型，結(jié)果表明，可以通過優(yōu)化切削參數(shù)來獲得更好的工件表層微觀組織。Xu等[9]研究了Ti6Al4V合金加工表面近表層的晶體結(jié)構(gòu)，并通過材料組織的PED測試表征了加工表面的納米級微觀結(jié)構(gòu)。高應(yīng)變率和第二相顆粒的析出被認為是納米晶粒形成的主要因素。有限元方法可在宏觀尺度上較好地展示工件不同區(qū)域的微觀組織分布，是研究加工過程微觀組織演變的有效方法。Wang等[10]通過有限元仿真研究了Ti6Al4V合金在高速切削過程中切屑和加工表面的晶粒尺寸和顯微硬度的演變，結(jié)果表明，只要選擇合適的加工參數(shù)，高速切削加工可在工件已加工表面產(chǎn)生超細晶粒。為揭示Ti6Al4V合金高速切削過程中切屑的晶粒細化行為，Xu等[11]結(jié)合有限元和元胞自動機方法展開了研究，結(jié)果表明這是研究高速切削過程中微觀組織演變的有效途徑之一。劉麗娟[12]考慮到Ti6Al4V鈦合金動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象會加劇材料的熱塑性失穩(wěn)，建立了考慮動態(tài)再結(jié)晶軟化效應(yīng)的本構(gòu)模型，為從微觀組織演化角度建立適用于高速切削的本構(gòu)模型提供了有效途徑。上述文獻較少研究已加工表面不同深度的微觀組織形成機制，高速切削GH4169高溫合金過程中，加工表層材料微觀組織的演變機制極為復(fù)雜，迄今為止尚未形成一致的結(jié)論，有待進一步研究。

針對上述現(xiàn)有問題，本文通過試驗測試和有限元仿真研究GH4169高溫合金高速切削加工表層材料微觀組織的形成機制及分布規(guī)律。首先，開展GH4169高溫合金的高速正交切削試驗，并通過EBSD觀測已加工表層材料的微觀組織；然后，建立GH4169高溫合金高速正交切削的有限元仿真模型，并獲得加工表層材料應(yīng)變和溫度的梯度分布；最后，結(jié)合仿真和試驗測試結(jié)果分析GH4169高溫合金已加工表層材料微觀組織分布規(guī)律。

1 正交切削試驗與仿真建模

1.1 正交切削試驗

正交切削指刀具–工件的相對運動與切削刃成直角的切削，故又稱為直角切削，如圖1所示。正交切削是切削加工的基礎(chǔ)，常用于理論和試驗研究。通過幾何變換，可將正交切削模型拓展至三維斜角切削模型，可進一步獲得更為復(fù)雜的加工模型。

圖1 正交切削示意圖Fig.1 Schematic diagram of orthogonal cutting

采用外圓切槽的加工方式實現(xiàn)GH4169高溫合金的高速正交切削，試驗在三軸數(shù)控車床HK63上完成。刀具的前角、后角和圓角半徑分別為12°、6°和20 μm。工件為GH4169高溫合金圓柱形棒料，直徑為213 mm，長度為300 mm，冷卻方式為干切削。工件材料已經(jīng)過時效處理，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 GH4169高溫合金化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)）Table 1 Chemical composition of GH4169 (mass fraction) %

采用TESCAN MIRA3掃描電鏡測試原始工件材料的微觀組織結(jié)構(gòu)，得到的EBSD圖像如圖2所示。由圖2（a）可知，GH4169高溫合金的原始微觀組織主要由等軸晶粒和退火孿晶組成；圖2（b）為晶界圖，分析結(jié)果表明，大于15°的大角度晶界（HAGB）約占93.06%，其中約46.6%（55°～63.5°）屬于孿晶界（TBs）；圖2（c）為初始微觀組織的極圖，可以看出，初始微觀組織中晶粒取向具有隨機性，且存在較弱織構(gòu)；圖2（d）統(tǒng)計了晶粒尺寸分布，可以看出原始微觀組織中直徑小于5 μm的晶粒占比約為25%，進一步分析得到平均晶粒直徑約為13.6 μm。

圖2 原始微觀組織Fig.2 Original microstructure structure

圖3為GH4169高溫合金高速正交切削試驗的加工現(xiàn)場。工件先用2 mm的切槽刀加工成4 mm寬的凸臺用于切削試驗。未變形切屑厚度t及切削速度V如表2所示。測力系統(tǒng)為Kistler測力系統(tǒng)，包括測力臺（9255B）、多通道放大器 （5080A）和Strtust STG數(shù)據(jù)采集器；切削力數(shù)據(jù)采用DynoWare軟件進行分析。選取測量切削力后半段穩(wěn)定區(qū)域作為有效數(shù)據(jù)段，取平均值作為平均切削力的試驗值。為避免刀具磨損對下一組試驗數(shù)據(jù)的影響，每組試驗完成后更換一把新刀進行下一組試驗。切削完成后，采用刀具掃描儀 （IFM–G4）測量后刀面的磨損值，沿切削刃方向均布3個點，測量3次取最大值為刀具磨損測試值。將切屑鑲樣并進行研磨和拋光，采用電子顯微鏡測量切屑的幾何形貌。采用線切割技術(shù)在加工表面進行取樣，進行電解拋光，利用EBSD觀察加工表層材料的微觀組織形貌，如圖4所示?？紤]到初始材料晶粒尺寸，先選擇一個200 μm×60 μm的區(qū)域進行拍攝，獲得變形層深度，再對變形層進行拍攝。

表2 正交切削試驗方案Table 2 Test scheme for orthogonal cutting

圖3 正交切削試驗現(xiàn)場Fig.3 Experimental setup of orthogonal cutting experiment

圖4 加工表面取樣位置Fig.4 Sampling position of machined surface

1.2 正交切削有限元建模

高速切削是一個高溫、高應(yīng)變率的大塑性變形過程，準確可靠的材料流動應(yīng)力模型對描述切削過程中的動力學(xué)響應(yīng)至關(guān)重要。本文采用改進的Johnson–Cook本構(gòu)模型，該模型除了考慮應(yīng)變、應(yīng)變率硬化和熱軟化之外，還考慮了溫度相關(guān)的流動應(yīng)力軟化的影響，其表達式如下。

式中，σ為等效流動應(yīng)力；ε為等效塑性應(yīng)變；為等效應(yīng)變率；為等效參考應(yīng)變率；T為工件溫度；Tr為室溫；Tm為工件材料熔點；A、B、n、C和m分別為屈服強度、硬化模量、硬化系數(shù)、應(yīng)變率硬化系數(shù)和熱軟化指數(shù)。D、S、s和r是描述材料動態(tài)行為的本構(gòu)方程系數(shù)。本文采用文獻[13]中的本構(gòu)模型參數(shù)，具體如表3所示。本文通過編寫VHARD子程序，并在ABAQUS求解器的計算過程中完成對該修正Johnson–Cook（J–C）本構(gòu)模型子程序的調(diào)用。

表3 GH4169高溫合金本構(gòu)模型參數(shù)[13]Table 3 Parameters of material constitutive model of GH4169[13]

為描述切屑形成過程，在該仿真模型中添加切屑分離準則，本文采用Johnson–Cook損傷模型，它同時考慮了應(yīng)力三軸度、應(yīng)變率和溫度。Johnson–Cook損傷模型表達式如下。

式中，di（i=1，2，3，4，5）為失效參數(shù)；為參考應(yīng)變率；η為應(yīng)力三軸度，可由靜水壓力/等效應(yīng)力獲得。GH4169高溫合金的Johnson–Cook損傷模型的失效參數(shù)如表4所示[14]。

表4 GH4169高溫合金Johnson–Cook損傷模型參數(shù)[14]Table 4 Fracture constants of Johnson–Cook fracture model for GH4169[14]

為獲得變形過程，采用ABAQUS/Explicit軟件進行有限元仿真。所建立的二維正交車削模型如圖5所示。該模型采用動力、溫度–位移、顯示分析步，工件和刀具均采用CPE4RT單元。為提高效率，切削層的網(wǎng)格尺寸較小，為0.005 mm，工件采用不均勻布種，范圍為0.005 ～ 0.04 mm。刀尖處網(wǎng)格較密，為0.002 mm。將刀具設(shè)置為剛體，并與圖5中參考點R綁定?？紤]到GH4169高溫合金切削過程中刀具磨損嚴重，該模型將刀具設(shè)置為考慮后刀面磨損的刀具，其前角、后角和圓角半徑與試驗保持一致。后刀面磨損值VB由試驗測試獲得，測試6組試驗所用刀具的刀具磨損值VB，其平均值為90 μm，以此建立磨損刀具幾何模型。刀具和工件之間采用庫侖摩擦準則，工件材料的物理屬性參數(shù)設(shè)置來自于文獻[15]，具體如表5所示。為避免工件在水平方向上和垂直方向上運動，將其左邊和下邊固定。切削速度方向平行于工件底邊，速度載荷施加在參考點R上。切削參數(shù)與正交切削試驗保持一致，仿真結(jié)束后，將R處的切削力作為仿真切削力。

表5 GH4169高溫合金的物理和機械性能[15]Table 5 Physical and mechanical properties of GH4169[15]

圖5 正交切削有限元仿真模型Fig.5 Finite element model for orthogonal cutting

1.3 仿真與試驗對比

為驗證仿真模型的準確性，比較了試驗和仿真模擬的切削力和切屑形貌。切削力結(jié)果對比如圖6所示?？梢钥闯?，仿真切削力和試驗切削力的變化趨勢是一致，均隨著切削速度的增大而減小，隨著未變形切屑厚度的增加而增大。當(dāng)未變形切屑厚度t為0.025 mm，切削速度V為100 m/min和200 m/min時，主切削力的預(yù)測誤差分別為2.23%和6.70%，進給力的預(yù)測誤差分別為8.36%和4.25%；當(dāng)未變形切屑厚度t為0.05 mm，切削速度V為100 m/min和200 m/min時，主切削力的預(yù)測誤差分別為5.31%和8.49%，進給力的預(yù)測誤差分別為12.56%和5.07%；當(dāng)未變形切屑厚度t為0.10 mm，切削速度V為10 m/min和100 m/min時，主切削力的預(yù)測誤差分別為13.75%和6.49%，進給力的預(yù)測誤差分別為14.28%和12.25%；總體平均誤差為9.46%?？梢钥闯鲇邢拊抡婺Ｐ驼w上對切削力的預(yù)測誤差較小，平均誤差小于10%，滿足預(yù)期。圖7比較了V=100 m/min，t=0.1 mm和V=100 m/min，t=0.05 mm切削條件下試驗和仿真的切屑形貌?？梢钥闯?，由仿真和試驗得到的切屑表現(xiàn)出相似的鋸齒狀特征，其齒峰、齒谷和鋸齒間距的統(tǒng)計結(jié)果如表6所示。當(dāng)V=100 m/min，t=0.1 mm時，齒峰、齒谷和鋸齒間距的預(yù)測誤差分別為17.61%、2.40%和22.23%；當(dāng)V=100 m/min，t=0.05 mm時，齒峰、齒谷和鋸齒間距的預(yù)測誤差分別為8.05%、6.53%和1.47%；齒峰、齒谷和鋸齒間距平均誤差分別為12.83%、4.47%和11.85%?？紤]到試驗中實際切屑的鋸齒并不是完全一致，尺寸上存在一定差異，可認為仿真模型能夠有效地模擬切屑形貌。綜上，可以認為該GH4169高溫合金高速正交切削有限元仿真模型有效。

表6 仿真和試驗的切屑幾何形狀對比Table 6 Comparison of simulated and measured chip features

圖6 試驗和仿真的切削力對比Fig.6 Comparison of experimental and simulated cutting forces

圖7 仿真和試驗的切屑形貌對比Fig.7 Comparison of simulated and experimental chip morphology

2 結(jié)果與討論

為研究力–熱載荷對加工后表層微觀組織的影響，采用EBSD測試工件切削表層材料微觀組織，同時通過有限元模型獲取切削瞬時工件表層材料的應(yīng)變和溫度分布。

圖8展示了切削速度為100 m/min，未變形切屑厚度為0.05 mm時工件表層材料的微觀組織測試結(jié)果。圖8（a）為表層材料微觀組織截面圖。EBSD可以采集材料每個點的取向信息，假如晶粒尺寸是1 μm，如果采用3 μm的步長，l μm的晶粒將不會被識別，為了識別更小尺寸的晶粒，本文選擇了較小的步長，設(shè)置為0.3 μm。可知，工件表層材料在切削過程中發(fā)生了嚴重的塑性變形，晶粒沿切削方向被顯著拉長、變形，并出現(xiàn)了一定程度的細化，嚴重受到切削加工影響的深度約為8 μm。根據(jù)細化晶粒的形態(tài)特征參數(shù)可推斷，加工表層材料發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象，生成了再結(jié)晶晶粒。考慮到步長對解析率的影響，采用了接近EBSD技術(shù)極限的步長 （30 nm），在已加工表面近表層選擇了25 μm×10 μm的區(qū)域，對其微觀組織進行了測試，如圖8（b）所示?？芍?，加工表面近表層材料的晶粒尺寸沿深度方向呈顯著梯度分布特征，大致可以分為Ⅰ、Ⅱ兩個區(qū)域。由圖8（b）中的晶粒形貌特征和8（c）中的晶粒尺寸統(tǒng)計結(jié)果可知，I區(qū)域中形成了等軸的納米晶粒，主要尺寸為100～200 nm。Ⅱ區(qū)域的晶粒沿切削方向被顯著拉長，晶界處分布有部分再結(jié)晶晶粒。在同一晶粒內(nèi)部可以觀察到明顯的色差，其中，不同的顏色代表不同的晶粒取向，可以判斷，晶粒內(nèi)部存在大量的局部取向差。圖8（d）為加工表面近表層材料晶界取向分布統(tǒng)計結(jié)果，加工表面近表層包含了72.18%的小角度晶界，顯示了亞晶的部分特性。由圖2（b）和圖8（d）可知，切削加工過程促進了小角度晶界的形成。與初始微觀組織相比 （46.46% TBs），加工表層材料的孿晶界 （19.61%）明顯降低，顯然是因為劇烈的塑性變形，使得加工表層材料晶粒破碎，產(chǎn)生了再結(jié)晶晶粒。圖8（e）為加工表面近表層材料微觀組織的極圖，與初始微觀組織的極圖 （圖2（c））相比，切削加工后工件表面近表層材料的織構(gòu)強度明顯增強，這是因為塑性變形和動態(tài)再結(jié)晶使晶粒旋轉(zhuǎn)并具有一定的取向性，使得織構(gòu)強度增強。

圖8 已加工表面表層微觀組織Fig.8 Microstructure of machined surface

高速切削加工是一個高溫、高應(yīng)變、高應(yīng)變率的大變形塑性過程，工件表層材料發(fā)生劇烈變形，晶粒細化是GH4169高溫合金切削加工表層材料的重要特征。根據(jù)經(jīng)典的動態(tài)再結(jié)晶模型，再結(jié)晶晶粒尺寸dDRX可表征為[16]

式中，a8、h8、n8、m8、c8和Q8為模型系數(shù)；d0為初始晶粒尺寸；R為理想氣體常數(shù)。

從式 （3）可以看出，再結(jié)晶晶粒尺寸dDRX對應(yīng)變、應(yīng)變率和溫度具有較強的依賴性。切削過程中，工件表層不同深度的材料承受了不同的力–熱載荷，動態(tài)再結(jié)晶程度也有所差異。圖9為仿真獲得的V=100 m/min，t=0.05 mm；V=100 m/min，t=0.1 mm；V=10 m/min，t=0.1 mm 3種工況下已加工表層材料沿深度方向的塑性應(yīng)變和溫度分布?？梢钥闯?，應(yīng)變和溫度沿已加工表面深度方向呈現(xiàn)出相同的規(guī)律，即加工表面的應(yīng)變和溫度最大，在已加工表面完成力–熱加載后，應(yīng)變和溫度開始沿深度方向梯度下降，呈現(xiàn)出明顯的梯度分布特征，這與已加工表面微觀組織晶粒尺寸變化呈梯度分布的規(guī)律一致。當(dāng)V=100 m/min，t=0.05 mm時，受到顯著力–熱載荷影響的深度約為8 μm，應(yīng)變和溫度變化量分別可達1和300 ℃左右。加工表面最大溫度達到850 ℃，應(yīng)變達到3.6，極高的切削速度導(dǎo)致了極高的應(yīng)變速率和溫度變化率。極高的應(yīng)變速率促進了納米晶粒的形成，快速的升溫過程有利于促進晶粒變形。因此，切削過程中產(chǎn)生的梯度分布的熱–機械載荷是加工表層材料微觀組織呈現(xiàn)梯度分布的本質(zhì)原因。

3 結(jié)論

在切削GH4169高溫合金的過程中，劇烈的塑性變形改變了已加工表層材料的微觀組織，本文通過仿真模擬和試驗測試相結(jié)合的方法，研究了高速切削加工表層材料微觀組織演變規(guī)律及形成機制，獲得的主要結(jié)論如下。

（1）試驗測試結(jié)果表明，GH4169高溫合金加工表層材料出現(xiàn)了晶粒細化現(xiàn)象，表面出現(xiàn)了等軸納米晶，較深區(qū)域的晶粒沿切削方向上被顯著拉長，平均晶粒尺寸沿深度方向逐漸增大，呈現(xiàn)明顯的梯度分布。

（2）切削仿真結(jié)果表明，GH4169高溫合金高速切削過程中，加工表層材料承受了劇烈的力–熱載荷。近表層的應(yīng)變和溫度最高，沿深度方向逐漸下降，呈梯度分布。切削速度為100 m/min，未變形切屑厚度為0.05 mm時，從表面沿深度方向8 μm內(nèi)，應(yīng)變和溫度變化量分別可達1和300 ℃。

（3）加工表面較高的應(yīng)變、溫度和應(yīng)變率，促進了納米級晶粒的形成。切削過程中產(chǎn)生的梯度分布的熱及機械載荷是加工表層材料微觀組織呈現(xiàn)梯度分布的原因之一。