何煜天等：Fe-36Ni因瓦合金的热塑性 ·1579* 2.2合金热塑性行为分析 随后真应力值快速下降为零，代表试样发生断裂，断裂 图5(a)所示为合金断面收缩率随温度的变化，合 真应变值约为0.1.当拉伸温度升高至1050℃以上， 金在不同温度区间内热塑性存在较大区别.在900~ 流变应力最初随着应变的增大而缓慢增加至极限应 1000℃的温度区间内，合金断面收缩率值较小，分别 力，随后又缓慢下降直至试样断裂，最终断裂真应变值 为15.34%、19%以及19%，热塑性差：当温度上升到 约为0.25.较小的断裂应变说明试样在受应力作用下 1000℃以上，合金热塑性得到较大改善，所有测试点 塑性变形较小，塑性较差：而较大的断裂应变说明试样 断面收缩率值都大于60%：但是随着温度继续上升， 在拉伸过程中存在一定的塑性变形，塑性较好.这与 合金热塑性又逐渐下降.热塑性试验中真应力一真应 图5(a)试验结果一致.在此试验中，以1100℃为临界 变曲线如图5(b)所示.在900~1000℃温度范围内， 点分为I区和Ⅱ区，分别讨论其相关热塑性影响因素 流变应力随着应变的增加快速增大达到极限应力值， 及其作用机理 100 100 (a) (b) 90 900℃ I区 I区 950℃ 多 80 100 70 1050℃ 1100℃ 60 11S0T 1200℃ 50 40 30 20 850 900950100010501100115012001250 0 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 温度℃ 真应变 图5试验用合金不同变形温度条件下的特征曲线.()断面收缩率曲线：(b)真应力一真应变曲线 Fig.5 Characteristic curves of the investigated alloy at different deformation temperatures:(a)reduction-in-area curves:(b)true stress-true strain curves 2.2.1I区合金热塑性行为 式网.较为平坦的断裂表面为晶界结合力减弱的有力 合金在1000℃拉伸条件下断口形貌及断口附近 明证.此外，断裂面上分布较多的细小韧窝为晶界上 纵截面显微组织如图6所示.宏观上，拉伸试样无明 分布的夹杂物颗粒在试样发生晶界滑移过程中受应力 显颈缩现象，微观形貌显示断口呈冰糖状，晶粒轮廓清 作用形成的显微空洞. 晰，说明断口呈现完全沿晶脆性断裂，热塑性较差 较多研究表明，奥氏体合金钢在高温变形过程中 1000℃拉伸断口附近纵截面显微组织在晶界处存在 塑性受夹杂物颗粒位置分布影响较大.当较多纳米级 较多W型沿晶裂纹，且裂纹大多垂直于拉伸应力方向 别夹杂物在奥氏体晶界上分布时，能明显降低晶界结 分布，表明试样以晶界滑移的方式发生断裂.该类型 合力，还能有效钉扎奥氏体晶界，阻止其发生动态迁 断口呈现典型晶界结合力减弱及沿晶微孔聚合断裂模 移@.图7为1000℃拉伸断口附近区域在晶界上分 a 沿品裂 2mm 200,m 200m 图61000℃合金拉伸断口图像.(a)宏观形貌：(b)微观形貌：()断口附近纵截面显微组织 Fig.6 Images of the fracture strained at 1000 C:(a)macrostructure of the fracture morphology:(b)microstructure of the fracture morphology: (e)longitudinal microstructure near the fracture front何煜天等: Fe--36Ni 因瓦合金的热塑性 2. 2 合金热塑性行为分析 图 5( a) 所示为合金断面收缩率随温度的变化，合 金在不同温度区间内热塑性存在较大区别． 在 900 ～ 1000 ℃的温度区间内，合金断面收缩率值较小，分别 为 15. 34% 、19% 以及 19% ，热塑性差; 当温度上升到 1000 ℃以上，合金热塑性得到较大改善，所有测试点 断面收缩率值都大于 60% ; 但是随着温度继续上升， 合金热塑性又逐渐下降． 热塑性试验中真应力--真应 变曲线如图 5( b) 所示． 在 900 ～ 1000 ℃ 温度范围内， 流变应力随着应变的增加快速增大达到极限应力值， 随后真应力值快速下降为零，代表试样发生断裂，断裂 真应变值约为 0. 1． 当拉伸温度升高至 1050 ℃ 以上， 流变应力最初随着应变的增大而缓慢增加至极限应 力，随后又缓慢下降直至试样断裂，最终断裂真应变值 约为 0. 25． 较小的断裂应变说明试样在受应力作用下 塑性变形较小，塑性较差; 而较大的断裂应变说明试样 在拉伸过程中存在一定的塑性变形，塑性较好． 这与 图 5( a) 试验结果一致． 在此试验中，以 1100 ℃为临界 点分为Ⅰ区和Ⅱ区，分别讨论其相关热塑性影响因素 及其作用机理． 图 5 试验用合金不同变形温度条件下的特征曲线． ( a) 断面收缩率曲线; ( b) 真应力--真应变曲线 Fig． 5 Characteristic curves of the investigated alloy at different deformation temperatures: ( a) reduction-in-area curves; ( b) true stress--true strain curves 图 6 1000 ℃合金拉伸断口图像． ( a) 宏观形貌; ( b) 微观形貌; ( c) 断口附近纵截面显微组织 Fig． 6 Images of the fracture strained at 1000 ℃ : ( a) macrostructure of the fracture morphology; ( b) microstructure of the fracture morphology; ( c) longitudinal microstructure near the fracture front 2. 2. 1 Ⅰ区合金热塑性行为 合金在 1000 ℃ 拉伸条件下断口形貌及断口附近 纵截面显微组织如图 6 所示． 宏观上，拉伸试样无明 显颈缩现象，微观形貌显示断口呈冰糖状，晶粒轮廓清 晰，说明断口呈现完全沿晶脆性断裂，热 塑 性 较 差． 1000 ℃拉伸断口附近纵截面显微组织在晶界处存在 较多 W 型沿晶裂纹，且裂纹大多垂直于拉伸应力方向 分布，表明试样以晶界滑移的方式发生断裂． 该类型 断口呈现典型晶界结合力减弱及沿晶微孔聚合断裂模 式［9］． 较为平坦的断裂表面为晶界结合力减弱的有力 明证． 此外，断裂面上分布较多的细小韧窝为晶界上 分布的夹杂物颗粒在试样发生晶界滑移过程中受应力 作用形成的显微空洞． 较多研究表明，奥氏体合金钢在高温变形过程中 塑性受夹杂物颗粒位置分布影响较大． 当较多纳米级 别夹杂物在奥氏体晶界上分布时，能明显降低晶界结 合力，还能有效钉扎奥氏体晶界，阻止其发生动态迁 移［10］． 图 7 为 1000 ℃ 拉伸断口附近区域在晶界上分 ·1579·