chapter26第八篇高溫合金的壓力加工

1、第八篇高溫合金的加工高溫合金的加工是指高溫合金在外力作用下，通過塑性變形，形成具有一定形狀、加工。和力學性能的型材、毛坯和零件的加工方法?？煞譃槔浼庸?、溫加工和熱高溫合金在外力作用下，產(chǎn)生彈性變形，當外力超過某一定值后，高溫合金發(fā)生屈服并產(chǎn)生塑性變形。對于單晶高溫合金，塑性變形是晶內(nèi)的變形，通過滑移方式實現(xiàn)，是晶內(nèi)位錯沿晶體密排面的密排方向移動的結果。對于多晶高溫合金，塑性變形比單晶高溫合金要復雜，除晶內(nèi)產(chǎn)生滑移外，還要產(chǎn)生晶間滑動和轉動，晶界對位錯運動構成。晶粒越細，晶界總面積越大，對位錯運動的阻礙作用也越大，合金的強度越高。同時，晶粒越細，有利于滑移的晶粒越多，變形越分散，因而塑性越高。所

2、以晶粒細化，強度和塑性可以同時提高。高溫合金在室溫進行加工，稱為冷加工。冷加工時晶粒要發(fā)生相對移動和轉動， 并沿受力方向伸長、排列，形成細條狀，宏觀上看是加工流線。材料呈現(xiàn)各向異性， 沿加工方向強度明顯高于其他方向；另一方面，由于塑性變形，位錯密度明顯增加， 產(chǎn)生加工硬化，即強度和硬度提高，而塑性和韌性下降。利用這一現(xiàn)象可以使高溫合金實現(xiàn)低溫形變熱處理，這已在第七章中進行了介紹。冷加工變形還在高溫合金中產(chǎn)生殘余內(nèi)應要是由于金屬內(nèi)部塑性變形不均勻所產(chǎn)生的內(nèi)應力。因工件整體變形不均勻而產(chǎn)生的內(nèi)應力，稱第一類內(nèi)應力。微觀內(nèi)應力包括晶粒間和晶粒內(nèi)因變形不均勻產(chǎn)生的內(nèi)應力以及晶格畸變產(chǎn)生的內(nèi)應力， 分別

3、稱為第二類和第三類內(nèi)應力。其中第三類內(nèi)應力是形變強化的主要原因。如果冷加工變形量很大，達 70%-80%。晶粒甚至出現(xiàn)擇優(yōu)取向。晶格的位向趨向一致的現(xiàn)象稱為形變織構，材料性能出現(xiàn)明顯方向性。冷加工組織是一種高能的不穩(wěn)定組織，加熱時要發(fā)生回復，原子通過擴散使晶格扭曲減輕，內(nèi)應力減小。但晶粒形狀、大小及其強度和塑性不發(fā)生變化。隨加熱溫度提高，原子擴散能力增強，變形的晶粒通過形核長大，發(fā)生再結晶，殘余應力消除， 形變強化現(xiàn)象消失。溫加工是在室溫至再結晶溫度之間的某一溫度進行加工。溫加工過程中材料也產(chǎn)生加工強化，但可以發(fā)生回復。高溫合金熱加工是在再結晶溫度以上的高溫進行塑性變形。由于回復和再結晶的速度

4、高于形變強化的速度，不產(chǎn)生加工硬化。熱加工變形可以細化晶粒，均勻組織， 還可以消除鑄造缺陷，如氣孔、縮疏和偏析等，顯著改善合金的力學性能。組織為再結晶組織。本篇將重點介紹高溫合金的熱加工變形，包溫合金熱加工變形特點，渦的熱加工，渦輪葉片的熱加工和管材的熱加工與冷加工。第二十六章高溫合金熱加工特點為了滿足和工業(yè)燃氣輪機渦輪進口溫度不斷提高的要求，高溫合金通過固溶強化、沉淀強化和晶界強化，強度愈來愈高，組織結構也日益復雜。然而由此而帶來熱加工變形抗力愈來愈大，工藝塑性愈來愈差，因而熱加工變形愈來愈。本章將簡要介紹高溫合金的熱加工特點，包溫合金本身對熱加工的影響，高溫合金熱變形特點，熱加工改善組織與

5、性能以及熱加工性能的改善途徑。26.1高溫合金的成分與組織對熱加工的影響高溫合金分為鐵基、鎳基和鈷基三種，主要合金元素多達十多種，另有微量元素幾十種，合金元素含量高達 60%以上。合金組織復雜，由g奧氏體、g¢相、各種碳化物和硼化物等構成。復雜的化學成分和組織必然對熱加工性產(chǎn)生明顯影響，因此掌握這些影響規(guī)律對于高溫合金熱加工性能的改善以及熱加工參數(shù)的確定都具有重要意義。26.1.1 高溫合金成分的影響1.降低初熔溫度高溫合金由于加入的合金元素種類多，數(shù)量大，加之微量元素的影響，使合金初熔溫度明顯降低，其中尤以低熔點元素 Al 和 Ti 等以及微量元素 P、Si、S、B 等的影響最甚。

6、表 26-1 給出了作者等研制的幾個鐵基和鎳基高溫合金的初熔溫度，可以看出，隨著 Al+Ti 含量的增加，合金的初熔溫度呈降低趨勢。正如前面指出，熱加工是在再結晶溫度以上的加工，而初熔溫度的降低使熱加工上限溫度受到嚴格限制, 使熱加工溫度范圍變窄,甚至于無法熱加工，只能以鑄造合金使用，像 K435 和 DZ417G 合金那樣。表 26-1 幾種鐵基和鎳基高溫合金的熔點合金GH2984GH2901GH2135GH4413GH2761K435DZ417G初熔溫度()1400136013501350134512801260Al+Ti(%)1.53.44.54.65.07.410.3高溫合金中 Al+

7、Ti 之和和組織對于熱加工溫度范圍的影響見圖 26-11?？梢钥闯觯?隨著 Al+Ti 之和的增加，合金的初熔溫度不斷降低是總的趨勢。同時還可以看出，根據(jù) Al+Ti 之和的多少，可分為三類合金；即高塑性變形合金，其 Al+Ti 之和小于 3%， 在鍛造溫度范圍內(nèi)，合金處于單相g區(qū)；中等塑性變形合金，其 Al+Ti 含量在 3%-6%范圍，在熱加工溫度范圍，有晶界碳化物存在，給熱加工帶來不利影響；低塑性難變形合金，其 Al+Ti 之和大于 6%，在鍛造溫度范圍，組織中存在晶界碳化物和未溶解的g¢相，合金處于多相狀態(tài)，工藝塑性很低。圖 26-1 高溫合金Al+Ti 之和和組織對熱加工溫

8、度范圍的影響12.提高再結晶溫度高溫合金中加入大量固溶強化元素，如 W、Mo、Nb、Ta、Co 和 Cr 等。合金元素的原子溶入g固溶體，使晶格產(chǎn)生畸變，造成長短程應力場而引起強化。同時，增加原子間結合力，降低擴散系數(shù)，提高再結晶溫度，增加高溫合金的高溫強度。從表 26-2 可以看出，國產(chǎn)的四種沉淀強化鎳基高溫合金的再結晶溫度隨固溶強化元素加入總量的增加，有明顯增加趨勢。再結晶溫度的提高是由于固溶強化元素增加了擴散激活能， 使原子擴散能力降低之故。例如，純鎳的擴散激活能約為 216.5kJ/mol，Ni-Ti 二元系提高到 287.2kJ/mol ， Ni-Cr-Ti 三元系則為 351.7k

9、J/mol ， Ni-Cr-Ti-W-Al 系為363kJ/mol，六元及七元系則達到 381410kJ/mol。表 26-2 幾種沉淀強化鎳基合金的再結晶溫度由于高溫合金中加入固溶強化的元素越來越多，再結晶溫度越來越高，因而熱加工溫度愈來愈高，熱加工溫度范圍愈來愈窄，相應熱加工越來越。同時，由于難熔金屬元素 W、Mo、Ta、Nb 等元素的固溶強化作用，使高溫合金的變形抗力增大，而且隨著固溶強化元素種類和數(shù)量的增多，變形抗力愈來愈大。3.偏析傾向加劇高溫合金的凝固偏析隨合金化程度的提高日益嚴重，合金的組織穩(wěn)定性不斷降低， 工藝性能特別是熱加工性能不斷變壞。高溫合金鑄錠通常以樹枝狀結晶方式完成凝

10、固過程。先凝固的枝晶軸與后凝固的枝晶間要發(fā)生元素的微觀偏析。而這種偏析的程度與合金液的固相線和液相線的相對位置有關。即凝固溫度范圍大者，樹枝狀偏析嚴重，相反，凝固溫度區(qū)間小者樹枝狀偏析較輕。一般熔點較高的元素如 W、Co 和V 等在枝晶軸上含量較高，枝晶間較低，相反，熔點較低的 Mo、Ti、Al、Cr 或 P、S、Si 等在枝晶間含量較高，而枝晶軸較低。作者等發(fā)明2的 DZ417G 合金鑄態(tài)組織在熱處理前后樹枝晶偏析和共晶反應偏析的分析結果見圖 26-23?？梢钥闯?，鑄態(tài)下 Mo 和 Cr 是正樹枝狀偏析元素，在枝晶間的含量比枝晶軸高。再加上共晶反應使得它們在共晶外沿富集，共晶外沿 Mo 和

11、Cr 的偏析系數(shù)遠大于 1。經(jīng)標準熱處理后，枝晶軸和枝晶間由于高溫擴散，元素分布比較均勻，偏析情況大有好轉。由于枝晶軸與枝晶間成分不均勻，必然造成兩區(qū)域間變形抗力不一樣和初熔溫度的明顯差別，產(chǎn)生不均勻變形，從而使高溫合金的熱加工性能變差。枝晶偏析嚴重者經(jīng)過熱加工也不能完全消除。正如作者在第二十五章中所介紹，GH2135 合金因電渣重熔功率太大，形成的嚴重枝晶偏析，經(jīng)鍛造加工后在橫低倍上表現(xiàn)為明顯的枝晶偏析合金GH4033GH4037GH4049GH4151再結晶溫度()950100010801100Cr+W+Mo+Nb+Co,(%)20.027.036.037.5花紋，在縱低倍上表現(xiàn)為清晰的流

12、線。電子探針分析表明，通過熱加工變形后，枝晶間仍然富 Ni、Al、Ti、Mo 等元素，而枝晶軸 W 和 Fe 含量較高。圖 26-2 DZ417G 合金溶質元素的分布(a)cast (b)1200×4h，AC+980×16h，AC更有甚者，微量元素如 P、S、Si、Zr 和 B 等促進枝晶偏析。它們往往富集于最后凝固的枝晶間區(qū)域，形成低熔點組織，降低熱加工溫度范圍。作者等研究了 P、S 和 Si 對鑄造鎳基合金 K4169 凝固偏析的影響46，觀察到 P 或 S 對初凝溫度(液相線)影響很小，對 TiC 的析出溫度影響也不大，而 Si 則明顯降低初凝溫度，見表 26-3。合

13、金最終凝固都以g/Laves 共晶反應而結束。所以共晶溫度即為 K4169 合金的終凝溫度。從表26-3 可以看出，隨著 P 和 S 含量增加，在初凝溫度變化不大的情況下，終凝溫度即共晶溫度不斷降低，從而擴大了凝固溫度范圍，因而加大了凝固偏析程度。而 Si 雖使凝固溫度范圍減少，但它使 K4169 合金凝固組織中枝晶間距增大，枝晶干隨 Si 含量增加愈來愈發(fā)達，而且促進 Nb 在枝晶間偏析，使 Laves 相數(shù)量增多6。但在鐵鎳基變形高溫合金 GH2761 合金中，Si 仍然與 P 和 S 一樣，降低終凝溫度。例如，當合金中 Si 含量為 0.070%時，終凝溫度為 1198，當 Si 含量增

14、加至 0 .91%時，終凝溫度降低至1100，降低 987，降低溫度相當大。應當指出，變形鎳基高溫合金 GH4169 的化學成分與 K4169 基本一樣，微量元素 P、S、Si 的影響規(guī)律完全一樣。此外，微量有益元素 Zr 和B 也有類似影響，降低初熔溫度，縮小凝固溫度范圍。多種微量元素的綜合影響比單一元素要大得多8。由于微量元素大幅度降低初熔溫度，使熱加工溫度的上限大幅度降低，使熱加工溫度范圍大幅度縮小，對熱加工十分有害。表 26-3 根據(jù) DTA 冷卻曲線所測得的 K4169 合金特征溫度26.1.2 高溫合金組織的影響1g¢相鐵基和鎳基高溫合金的高溫強度隨合金中g¢相

15、數(shù)量的增加而提高，而g¢相的數(shù)量隨Al+Ti 總含量的增加而增多。作者等9系統(tǒng)研究 Al+Ti 之和與 Ti/Al 之比對 GH2135 合金組織結構與力學性能影響的結果表明，隨著 Al+Ti 之和從 2.7%增加到 6.52%，合金在 650的屈服強度顯著增加，而隨 Ti/Al 比的增加亦明顯增加，650抗張強度也隨Al+Ti 之和和 Ti/Al 之比增加而增加。然而塑性(d和j)和沖擊韌性則相反，隨 AlTi 之和增加而降低，見圖 26-39。作者的研究結果表明，GH2135 鐵基高溫合金中g¢相的數(shù)量隨AlTi 之和直線增加，而與 Ti/Al 比無關。因此，GH213

16、5 合金高溫強度隨g¢相數(shù)量增多而增大，相反，塑性合金號PSSi初凝 溫度()MC 析出溫度()硫化物析出溫度()gLaves 共晶溫度()凝固溫度范圍()10.00080.00380.0513291129115717230.0080.00380.0513211125113918250.0320.00380.0513211125112919280.00080.0510.051329112512001143186100.00080.00380.9513071186121則隨g¢相數(shù)量增多而降低。不同類型的鐵基和鎳基高溫合金的高溫強度和塑性，隨g¢相數(shù)量而變化的規(guī)律與

17、此類似10。所以，在g+g¢兩相區(qū)進行熱加工，高溫合金g¢沉淀強化使變形抗力增大，而且g¢相數(shù)量愈多，強化程度愈大，熱加工變形的抗力愈大，相應熱加工塑性愈低。圖 26-3 AlTi 和Ti/Al 比對 GH2135 合金 650瞬時性能的影響鐵基和鎳基高溫合金中g¢強化相的數(shù)量隨 Al+Ti 之和的增加而增加的同時，g¢相的溶解溫度也隨 Al+Ti 之和的增加而提高，這對高溫合金使用溫度的提高十分有利，然而，對于高溫合金的熱加工十分不利。因為g¢的存在，增加變形抗力，所以一般都希望在無g¢相的單相奧氏體區(qū)鍛造最為有利。從表

18、26-411可以看出，Nimonic 合金隨 Al+Ti 含量的增加，g¢相數(shù)量增多，g¢相的溶解溫度不斷提高。這樣就使高溫合金熱加工的下限溫度再次被提高，見圖 26-1。從而使熱加工溫度范圍進一步縮小。表 26-4 Nimonic 合金 Al+Ti 之和與g¢相的溶解溫度2gg¢共晶g¢相強化的高溫合金，從高溫熔體開始凝固結晶后，g基體和熔體的成分分別沿固相線和液相線變化。隨著溫度不斷降低，先凝固與后凝固的g基體中 Al+Ti 含量是不同的。先凝固的枝晶軸 Al+Ti 之和低，而后凝固的枝晶間 AlTi 之和高。因此鑄態(tài)高溫合金枝晶軸g

19、62;相數(shù)量少，而枝晶間多。在一些 Al+Ti 之和很高的鑄造鎳基合金中，在凝固后期，剩余熔體中 Al+Ti 含量不斷提高。在生產(chǎn)條件下，g相生長較快的前沿，富集的g¢形成元素 Al+Ti，當達到 Lgg¢的共晶線，發(fā)生共晶反應而形成gg¢共晶相。gg¢相共晶的數(shù)量與合金主要元素含量或微量元素的種類和數(shù)量有關。微量元素 P、S、Si 和 B 都使gg¢共晶數(shù)量增加，同時降低初熔溫度，表 26-58為 P 含量對 K438 合金初熔溫度與共晶數(shù)量的影響。如果鍛造溫度接近或超過共晶點，該處因熔化會產(chǎn)生熱裂紋。共晶數(shù)量愈多，這種影響更嚴重。所以 K4

20、17 或 K438 這樣的合金由于較多共晶的存在，不能鍛造，只能以鑄造形式生產(chǎn)零件。表 26-5 P 含量對 K438 合金初熔溫度和gg¢共晶數(shù)量的影響3gLaves 相共晶一些高鈮的鎳基高溫合金，典型代表為 GH4169 和 K4169 合金。其初熔溫度為1260，然而由于凝固偏析，在最后凝固的枝晶間區(qū)域往往要形成gLaves 相共晶，P，%0.00050.00140.00190.00490.0150.0510.0640.097初熔溫度，12801260123012091120110010751075gg¢共晶，%0000.81.51.72.44.2合金Nimonic8

21、0 (80)ANimonic90Nimonic100 (105)Nimonic115Nimonic118Al+Ti,2.7-3.8(3.6)2.8-4.05-8(5.9)99g¢相溶解溫度,820-910(840-880)910-9701060-1080(1020-1060)11501160而形成共晶的溫度與合金中的微量元素有關。表 26-3 可以充分說明這一點。K4169 合金的初熔溫度為 1260，而gLaves 相的共晶溫度在 P、S 和Si 含量很低時，已降低至 1157，降低 103。隨 P、S、Si 含量的增加，共晶溫度不斷降低，如 P 含量為 0.032%的合金共晶溫度

22、只有 1129，初熔溫度降低 131，這是很驚人的降低。這樣，與 K4169 合金成分基本相同的 GH4169 合金錠的鍛造溫度就不能超過 Laves 相共晶溫度，否則形成液態(tài)共晶相的位置就是裂紋產(chǎn)生的位置。4gM3B2 相共晶大多數(shù)高溫合金中都加入少量的硼，硼原子偏聚于晶界，使晶界區(qū)域獲得強化與韌化。但高溫合金g基體中硼的溶解度很小，例如 GH2135 合金中硼的溶解度僅0.004%12，而一般高溫合金加入的硼含量多在 0.015%左右。因此，多余的硼含量以 M B3 2形式的硼化物析出。作者12在研究硼含量對 GH2135 合金組織結構的影響時發(fā)現(xiàn)，當變形的 GH2135 合金棒材經(jīng)高溫固

23、溶處理在晶界要析出gM3B2 共晶，共晶析出溫度隨硼含量從 0.015%增加到 0.092%直線下降，即從 1260降低到 1220。GH2135 合金的初熔溫度為 1350，正常硼的加入量為 0.015%，其硼化物共晶溫度為 1260，這樣就使得GH2135 合金的熱加工上限溫度降低到低于 1260以下的某一溫度。5碳化物、硼化物及其他相高溫合金由于加入有 C、W、Mo、Nb 等碳化物形成元素，而且合金的強度愈高，加入的數(shù)量愈多。所以一般都會形成 MC、M23C6 和 M6C 等碳化物。碳化物硬而脆，與基體界面呈非共格關系。一次碳化物從高溫合金熔體直接形成，二次碳化物在熱處理或長期使用過程中

24、從g奧氏體中沉淀析出。其中尤以一次碳化物對熱加工性能最為有害，熱加工變形時碳化物與基體界面易于產(chǎn)生裂紋，從而使熱加工塑性降低。然而，當碳化物沿晶界呈薄膜狀分布時，在熱加工時易產(chǎn)生沿晶界裂紋。當硼化物數(shù)量很少時，對熱加工性能影響不大。但是，當硼化物數(shù)量很多，或者由于冶煉工藝不當，造成硼化物、碳化物、對高鈮合金還有 Laves 相等的集中，形成宏觀點狀偏析，也會明顯降低熱加工性能。作者等13曾經(jīng)研究過 GH2135 合金點狀偏析對力學性能的影響，觀察到點狀偏析區(qū)的熔點降低，由沒有點狀偏析的 1350降低至 1190-1200。作者等還將 GH2135 合金有點狀偏析的F85mm 坯料，經(jīng) 1170

25、鐓粗變形 50%后，發(fā)現(xiàn)點偏區(qū)已變成了宏觀裂紋。因此，含有點狀偏析的 GH2135 合金錠或坯料，在鍛造或模鍛過程中，由于熱效應使溫度升高，使點狀偏析區(qū)晶界強度急劇降低，往往產(chǎn)生熱加工裂紋。與碳化物一樣，如果硼化物沿晶界呈薄膜分布，同樣使熱加工性能急劇。一次h-Ni3Ti 相往往也使熱加工性能變壞，例如，直接從高溫合金凝固結晶后期析出的 Ni3Ti，甚至是由枝晶間高度偏析的富 Ti 熔體直接析出而結束凝固過程的 Ni3Ti 都如此。作者等14對 GH2761 合金凝固過程的研究結果表明，GH2761 合金的初凝溫度為 1380，在 1350開始析出 MC 碳化物，1280開始析出g相。隨著合金

26、中加入的磷含量增多，終凝溫度急劇降低。當磷含量為 0.0005%時為 1198，磷含量為 0.0009%時為 1160，當磷含量達到 0.016%時，下降至 1095。特別是當磷含量提高到 0.051%1060，才以析出塊狀和針狀h-Ni3Ti時，少量液體在凝固后期長期不凝，直到相結束凝固。所以這樣的合金成分，當熱加工溫度達到或接近 1060時，肯定在最后凝固的h相區(qū)要出現(xiàn)熱加工裂紋，從而嚴重降低熱加工性能。因此，碳化物等化合物因其本身的性質，在大塊時往往成為熱加工裂紋萌生源。而晶界的二次碳化物或硼化物連續(xù)狀薄膜是熱加工沿晶裂紋的禍首。因此，熱加工時最好選擇在晶界沉淀物溶解的溫度以上。這說明晶

27、界化合物的溶解溫度也是限制熱加工溫度下限的因一。6. 晶粒變形高溫合金的鑄錠通常由外層等軸細晶，中間層柱狀晶和占主體的內(nèi)層等軸粗晶構成。鋼錠愈大，凝固速率愈慢，枝晶間距愈大，晶粒組織愈粗大，熱加工塑性愈差。具有細小等軸晶組織的鑄錠，熱加工性能好。美國 Howmet 公司利用 Microcast-X 細晶鑄造工藝15，鑄出了鎳基合金 René95、MERL76、IN718 和 C103 重達 500 磅的圓形鑄錠，等軸晶晶粒直徑在 100mm 左右。這種鑄錠熱加工性能良好，不用鍛造開坯，可以直接進行等溫鍛或熱模鍛，壓下量可達 80%， 零件質量完全符合要求。將結晶良好的真空自耗或電渣重

28、熔鑄錠，進行熱擠壓。擠壓溫度在再結晶溫度以下約 100-200。擠壓比>5：1。擠壓產(chǎn)生溫升，使合金發(fā)生再結晶，晶粒< 40mm，或者在接近再結晶溫度進行壓縮變形，以獲得細小晶粒組織(10mm)，也可以將高溫合金制成粉末，這種粉末不僅凝固速率快，消除了偏析，而且晶粒細小。粉末通常小于 100mm，而每一個粉末由幾個晶粒構成，因此，晶粒只有 5-20mm。這些細小晶粒組織的高溫合金通常都具有超塑性，宜于超塑性成型10。高溫合金錠進行熱加工時，還要注意加熱溫度不能選在合金晶粒快速長大的溫度范圍，也就是應該低于合金的過熱溫度，否則熱加工性能變壞。GH2135 合金在經(jīng)過變形之后，先是發(fā)生

29、恢復和再結晶，再結晶溫度隨變形量而不同。再結晶之后，如繼續(xù)保溫或升溫時，晶粒就要長大，晶粒長大的速度，既是溫度的函數(shù)，又是保溫時間的函數(shù)。圖 26-416為 GH2135 合金在保溫兩小時的情況下，晶粒大小和溫度的關系，可見超過 1160晶粒長大速度明顯加快。圖 26-516為不同溫度下，晶粒與保溫時間的關系?？梢钥闯觯訜釡囟炔煌?，晶粒長大達到平衡的時間不同；1100保溫 2 小時，晶粒就接近平衡，而在 1140及 1180要保溫 5 小時左右，才開始穩(wěn)定下來。同時還指出，在 1140保溫 5 小時后的晶粒相當于1180保溫 2 小時后的晶粒，說明溫度愈高，晶粒長大。在加工過程中晶粒的劇烈長

30、大，不但對鍛造塑性不利，而且鍛后成品也容易出現(xiàn)大晶粒或晶粒的不均勻。因此，GH2135 合金在加工過程中的加熱溫度不能太高(不能超過 1160)，甚至在 1140加熱時間也不宜過長，因為這都要引起晶粒的過分粗大而有損于熱加工性能。從 26.1.1 和 26.1.2 節(jié)我們了解到高溫合金由于日益復雜的化學成分，初熔溫度不斷降低，而再結晶溫度和g¢相等相的溶解溫度不斷提高。更為嚴重的是由于存在嚴重的凝固偏析以及各種各樣的低熔點共晶組織，使合金初熔溫度更進一步大幅度的降低。因此，高溫合金熱加工溫度的上限溫度不斷降低，而下限溫度不斷提高，致使熱加工溫度范圍愈來愈窄。同時，嚴重的凝固偏析和低熔

31、點共晶組織的存在，也使熱加工塑性嚴重降低。圖 26-4 GH2135 合金加熱溫度與晶粒平均直徑的關系(保溫 2 小時)圖 26-5 GH2135 合金保溫時間與晶粒平均直徑的關系高溫合金通過固溶強化和沉淀強化，特別是g¢相沉淀強化，使高溫強度不斷提高， 而與此同時，卻使熱加工變形抗力不斷增大，加工塑性進一步降低，即使在g¢相溶解的溫度范圍進行熱加工，也因難熔金屬元素的大量加入而產(chǎn)生的固溶強化效應使變形抗力明顯增大。因此，高溫合金熱加工的重要特點是工藝塑性低，變形抗力大，變形溫度范圍窄。26.2高溫合金熱塑性變形特點及熱加工參數(shù)的確定26.2.1 高溫合金熱塑性變形的特點高

32、溫合金由于高合金化，其熱加工變形與普通合金結構鋼相比，有其獨特的特點。1熱加工塑性低沉淀強化和固溶強化使高溫合金高溫強度增高，而塑性則明顯降低。表 26-6 給出了幾種鎳基和鐵基高溫合金在熱加工溫度 1000時的拉伸延伸率。一般可用高溫拉伸延伸率表示合金的熱加工塑性?？梢婋S合金化程度的增大，熱加工塑性明顯降低。從此表還可看出，高溫合金的熱加工塑性較合金鋼 3Cr2W8 和 30CrMnSiA 在 800和780的塑性還低很多。如果在 1000，合金鋼的塑性將更高。正是由于高溫合金熱加工塑性低，高溫合金的熱加工性差。表 26-6 幾種高溫合金在 1000時的熱加工塑性和變形抗力2變形抗力大一般以

33、高溫拉伸時屈服強度(流變應力)或抗張強度表示合金的變形抗力。高溫合金的變形抗力也因固溶強化和沉淀強化要比合金鋼大。從表 26-6 熱加工溫度為 1000 時的瞬時拉伸強度可以清楚說明這一點。隨高溫合金合金化程度的提高，變形抗力逐漸增大。GH4049 變形抗力最大，達 400MPa，而 GH2901 僅及 GH4049 的五分之一。表 26-6 中所有高溫合金的變形抗力均比合金鋼大得多，比普通結構鋼大 4-7 倍。例如表中3Cr2W8 和 30CrMnSiA 在 780-800的變形抗力僅 30-49MPa，如果溫度升到 1000，它們的變形抗力將更低。合金d(%)sb(MPa)GH404916

34、400GH469899200GH4133110110GH2901115803Cr2W8156(800)49 (800，流變應力)30CrMnSiA370 (780)30-45 (780)3熱加工溫度范圍窄高溫合金中加入的合金元素多，它們明顯降低初熔溫度，其中尤以 Al 和 Ti 等的作用最甚，此外，凝固偏析的存在，尤其是最后凝固區(qū)域低熔點共晶的存在，大大降低了初熔溫度和熱加工溫度的上限。同時，再結晶溫度、g¢相溶解溫度和晶界碳化物等化合物的溶解溫度的提高以及晶粒快速長大溫度都使熱加工下限溫度提高。這樣就使高溫合金熱加工溫度范圍變窄，而且隨著高溫合金使用溫度的不斷提高，熱加工溫度范圍愈

35、來愈窄，熱加工成形愈來愈 。表 26-7 給出了作者作為，之一或者主要科研骨干參加研究的 9 種變形高溫合金的熱加工溫度范圍以及與碳鋼和合金鋼的比較?？梢钥闯觯碇兴凶冃胃邷睾辖鸬臒峒庸囟确秶?70至 200之間。最難加工的 GH4742 熱變形溫度范圍最小，僅有 70，因此，給熱加工帶來最大。成分與 GH4742 合金相當?shù)?42，由于熱加工，在俄羅斯不得不走粉末冶金路線，以制成先進用渦。正如表 26-7 所示，與高溫合金熱加工溫度范圍成鮮明對照的是碳素鋼的熱加工溫度范圍達 600，合金鋼為 400，而不銹鋼也有 310。因此，高溫合金熱加工溫度范圍窄為其熱加工的突出特點，也是高溫合金

36、熱加工性能差的主要原因之一。表 26-7 幾種高溫合金的熱加工溫度范圍沒有相的重結晶現(xiàn)代高溫合金，包括鐵基、鎳基和鈷基高溫合金，都是以g奧氏體為基，從室溫到高溫都具有面心立方結構，不像普通碳素鋼和合金鋼那樣有相的重結晶。因此，高溫合金在鍛壓和熱處理過程中，不能通過相的重結晶修正變形后鍛件的晶粒組織。5導熱率低高溫合金由于加入大量的多種合金元素合金化，導致導熱率顯著降低。從表 26-8 可以看出，從室溫至 900，高溫合金的熱導率隨合金化程度的升高而降低。與合金鋼和不銹鋼比較，導熱率要低得多。所以高溫合金鑄錠加熱要采用特殊措施，即裝爐溫度要低，升溫速度要慢，這樣才能使鑄錠內(nèi)外溫度逐漸均勻，否則會

37、因導熱率低而造成熱應力過大，引起鋼錠“炸裂”而掉頭。如果電渣重熔后，不采用緩冷，同樣會因合金始鍛溫度，終鍛溫度，熱加工溫度范圍，預熱溫度，加熱溫度，GH213511009002007501120GH276110909501407001090GH298411009501507501140GH290111209501707501140-1160GH1035A11009002007501120GH290311009002007001110GH441311109801307001170GH46981060980807001160GH4742109010207070011501Cr18Ni9Ti1160

38、85031020CrNiMo1230830400A1 鋼熱應力過大而引起裂紋，鍛造開坯時即造成鋼錠“掉頭”。大冶鋼廠生產(chǎn)的 425 毫米方、重為 1.31.5 噸的 GH2135 鋼錠，在鍛造開坯的加熱和錘擊的過程中發(fā)生過較嚴重的橫裂，這種橫裂斷面距鋼錠頂部或尾端約 300400 毫米，嚴重影響了鋼錠的成材率。主要是因為鋼錠脫模過早，或入爐溫度過高，升溫過快，熱應力造成鋼錠內(nèi)部裂紋，因此在以后繼續(xù)加熱過程中便沿裂紋發(fā)生橫裂16。表 26-8 幾種高溫合金的導熱率(W/cm.c)1969 年底，大冶鋼廠開始對電渣錠采用緩冷措施，即將脫模后的 11 個電渣錠置于雙層套筒中緩冷 24 小時，在以后的

39、熱加工過程中就沒出現(xiàn)過這種掉頭現(xiàn)象。從 1970年開始，電渣錠全部采取緩冷工藝，鋼錠橫裂的百分數(shù)就由 1969 年的 41%下降到 1970生產(chǎn)的 41 爐，則沒有發(fā)生掉頭現(xiàn)象。表 26-916為大冶鋼廠采用年的 6%，而緩冷前后的橫裂情況。表 26-9 鋼錠緩冷對鋼錠掉頭(橫裂)影響統(tǒng)計 1970 年大冶鋼廠鋼錠掉頭情況，由表 26-1016可見，15 批，采取緩冷后， 雖然顯著降低了掉頭的百分數(shù)，但并未完全消除，當生產(chǎn)到第五批時，掉頭的百分數(shù)又有所回升，經(jīng)檢查，發(fā)現(xiàn)加熱爐爐尾溫度過高(達 960)。以后將爐尾溫度降低到小于或等于 700，鋼錠的掉頭現(xiàn)象就基本消除了。這些結果說明，對 GH2

40、135 合金來說，電渣錠的緩冷和嚴格控制入爐溫度是提高合金成材率，防止橫裂掉頭現(xiàn)象的重要工藝措施。由這里還可以看出，GH2135 合金鋼錠橫裂掉頭現(xiàn)象主要是由熱應力造成的。因為它的導熱性差，在快速加熱過程中，錠心部產(chǎn)生很大拉應力，當其超過極限年度鋼 錠 未 經(jīng) 緩 冷鋼 錠 經(jīng) 過 緩 冷生產(chǎn)爐數(shù)掉頭爐數(shù)%生產(chǎn)爐數(shù)掉頭爐數(shù)%196619671968196919701971總計121030544250674145113791545440240240604.4溫度，252003004005006007008009001000GH47428.510.212.714.216.017.819.821.6

41、23.6GH213510.913.014.616.318.019.721.823.024.3GH44137.1211.313.716.018.320.522.524.425.927.31Cr18Ni9Ti16.519.020.021.623.424.926.328.740CrNiMoA41.841.039.236.933.431.428.625.8強度時，便導致錠的開裂。人對一個直徑為 1 米的大錠(HastelloyX，Cr22、Co2、Fe20、Mo10、余為 Ni) 在加熱過程中產(chǎn)生的內(nèi)應力進行了計算，當其采用高溫(1226) 裝爐時，其中心拉應力可超過屈服強度好幾倍，產(chǎn)生裂紋勢難避免1

42、6。反之，快速冷卻在錠中也能造成很大的熱應力。只不過在錠子外部產(chǎn)生很大拉應力，同樣當拉應力超過抗張強度時產(chǎn)生開裂。因此，GH2135 錠橫裂的產(chǎn)生與加熱或冷卻制度有關，其根本原因是導熱率低造成的。表 26-10 1970 年大冶鋼廠各批 GH2135 合金鋼錠掉頭情況統(tǒng)計高溫合金導熱率低，熱加工時需要低溫裝爐，逐級緩慢升溫，鋼錠脫模時需采用緩冷工藝。同時，模鍛時模具需要預熱，防止工件與冷模具接觸時引起嚴重的溫度不均，降低塑性，產(chǎn)生局部粗晶。作者等研制特大型難變形高溫合金 GH4698 渦采用 5CrNiMo 鋼作模具，預熱溫度提高至 350。時，26.2.2 高溫合金熱加工參數(shù)的確定高溫合金熱

43、加工工藝參數(shù)對保證工件質量具有重要意義。高溫合金熱加工的目的既要保證鋼錠良好成形，又要使合金具有良好的組織與性能。高溫合金熱加工參數(shù)包括變形溫度范圍、變形程度、變形抗力和變形速度。1變形溫度范圍變形高溫合金錠的加熱溫度通常都在初熔溫度和低熔點共晶溫度以下，而且還要低于合金的晶?？焖匍L大溫度，即過熱溫度。在加熱溫度保持時間過長也會造成晶粒過分長大，引起過熱。加熱溫度一般就是熱加工上限溫度，但由于鑄錠從加熱爐到鍛壓設備轉移，溫度有所降低，所以熱加工溫度的上限往往要低于加熱溫度。熱加工溫度過高，要相繼引起過熱和局部熔化，使熱加工性能和沿晶界氧化腐蝕，熱變形時易于引起沿晶界開裂。同時也要引起過量的氧化

44、作者等研制的 GH2135 合金的初熔溫度為 1350，硼化物共晶溫度為 1260，生 產(chǎn) 批 次生 產(chǎn) 爐 數(shù)掉 頭 爐 數(shù)百 分 數(shù) (%)1112419441255451022664357470085100計379246而晶?？焖匍L大的溫度在 1160(見圖 26-4)。從 GH2135 的塑性圖(見圖 26-6)選定的合金錠加熱溫度為 1120。由于加熱爐都與鍛錘設備有一定距離，從出爐到開始熱加工，轉移時間需要 1-3 分鐘，合金錠要降低溫度約 100。所以 GH2135 合金的開鍛溫度通常1000，實測 1020-1050。變形高溫合金熱加工的下限溫度，除第七章 7.7 節(jié)介紹的形變

45、熱處理外，一般都高于再結晶溫度，但接近再結晶溫度。否則就是溫加工或冷加工了，這不僅使變形抗力大幅度增加，而且有可能造成 45°剪切破壞。同時，在以后的熱處理還容易出現(xiàn)粗大晶粒，造成晶粒不均勻。GH2135 合金的再結晶溫度在 900左右。熱加工的下限溫度定為 900。對于一個新研制的合金，或沒有熱加工資料的合金，做出合金的塑性圖是最基本的，必要的。掌握了塑性圖就可具體地從最大塑性區(qū)選定熱加工溫度范圍。而最大塑性區(qū)還與變形速度有關，通常鍛壓設備工作速度高時開鍛溫度要低一些。圖 26-6 GH2135 合金塑性圖GH2135 合金的塑性圖見圖 26-616。試驗方法是采用兩種變形速度，一

46、種是 0.1毫米/秒的拉伸，一種是 550 毫米/秒的沖擊彎曲(ak)。此外，還用工作速度約 6000 毫米/秒的鍛錘進行鐓粗及工作速度約 100 毫米/秒的軋機進行軋制?？梢钥闯?，當溫度從 850上升到 950時，不管變形速度如何，塑性指標都迅速增加，一直到 1100-1125，變形速度較大的沖擊和鍛造的塑性開始下降，而速度最慢的拉伸試驗到1175還未顯著降低，變形速度介于中間的軋制則處于兩者之間。當超過 1100-1125以后，塑性指標隨溫度的上升而下降這一事實，在工廠生產(chǎn)實踐中也得到證明， 如目前工廠采用的開坯設備，一種是工作速度在 200 毫米/秒左右的水壓機，一種是高速變形的鍛錘，兩

47、者工作速度相差 30 倍左右，它們運用的加熱溫度范圍則不相同，在鍛錘上開坯加熱超過 1130時，就容易出現(xiàn)問題；在水壓機開坯同樣大小的錠型，加熱到 1140時，仍得到良好結果(坯的截面在 400 毫米以下)。同樣，在 900950范圍內(nèi)，速度高的比速度低的塑性稍高一些，這主要是由于變形過程中的熱效應使溫度有所提高。根據(jù)這個理由，所以工廠在水壓機上壓 90 毫米方時，溫度很快就下降到終鍛溫度，而在 35 噸錘上鍛 90 毫米方時，則由于熱效應所產(chǎn)生的熱量使鍛件一直保持在 1000以上，甚至有時快速打擊，會超出開鍛溫度，使鍛件中心溫度過高，而造成網(wǎng)狀裂紋或 在鍛件表面成為“破肚子”現(xiàn)象16。從 G

48、H 2135 合金塑性圖可以看出，對于工作速度為 6000mm/s 的鍛錘工作條件，最大塑性區(qū)溫度范圍為 900-1125。GH2135 合金的再結晶溫度在 900左右。所以就確定了 GH2135 合金的鍛造溫度范圍為 1120-900。2變形程度高溫合金的變形程度取決于合金化程度、材料狀態(tài)、變形溫度和變形速率等因素。通常高溫合金合金化程度高者，工藝塑性低，變形程度低，反之亦然；同一合金鑄態(tài)的變形程度較軋態(tài)的低；鍛錘開坯允許的變形程度比水壓機開坯要低，因為前者變形速率高于后者；熱加工溫度過低或過高，超出最大塑性溫度范圍(參看圖 26-6)，變形程度要明顯降低。對于某一種高溫合金要確定合適的變形

49、程度，應通過試驗繪制固溶再結晶圖，避開臨界變形量，防止晶粒過分長大。高溫合金臨界變形量大約在 3%-25%范圍，取決于合金化程度和變形溫度。有些高溫合金有兩個臨界變形區(qū)，另一個在變形程度很高的范圍，也要出現(xiàn)粗大晶粒。所以也要避開這一區(qū)域。前一類合金變形程度的下限是大于臨界變形量，上限則可通過高溫頂鍛模擬試驗確定。一般采用直徑 10mm，長 15mm的圓柱體試樣，兩端面加工出 0.2mm 深的凹槽，填充潤滑劑，它在高溫下處于熔融狀態(tài)起潤滑作用。在不同溫度下以不同變形量進行壓縮變形，然后檢查表面和中心是否出現(xiàn)裂紋。表面和中心都不出現(xiàn)裂紋的最大變形量即為該溫度下的最大變形量， 也就是最大變形程度。對

50、于后一類合金，變形程度的下限即為第一個臨界變形量，而上限則為第二個臨界變形量。也就是說這類合金的變形程度范圍處于兩個臨界變形量之間。GH2135 合金的固溶再結晶圖見 26-716。該圖由 GH2135 合金棒材，經(jīng)過楔形軋制后，在 1140經(jīng) 4 小時再結晶固溶處理，用金相法測定?？梢钥闯?，對于不同變形溫度，合金的臨界變形量在 4-6%范圍以內(nèi)。在臨界變形量下的大晶粒多在 0-1 級，少數(shù)為-1 級。437合金的臨界變形量則為 3 10%，有時在 15%左右還會出現(xiàn)晶粒的突然長大。787 合金的臨界變形量在 10%左右，有時也會到 15%，顯然 GH2135合金的臨界變形量范圍要比437和7

51、87 合金窄而偏低，因為這個緣故，GH2135 合金在模鍛渦和葉片過程中不容易出現(xiàn)局部大晶粒或晶粒度的不均勻問題。在這方面 GH2135 合金比437合金是有優(yōu)越性的16。圖 26-7 GH2135 合金再結晶圖(熱軋后在 1140固溶 4 小時)由壓縮變形試驗結果表明，GH2135 合金的最大變形程度可達 70%。因此，對GH2135 變形程度可控制在 10%-70%范圍。GH4698 合金在 900-1200范圍進行壓縮試驗，獲得固溶再結晶圖，所有溫度的第一個臨界變形程度為 3-13%，第二個臨界變形程度大于 70%，在 1000-1150 范圍出現(xiàn)。兩個臨界變形位置都出現(xiàn)粗大晶粒。對于

52、GH4698 合金，變形程度控制在兩個臨界變形范圍之間的區(qū)域，即 18%-60%是比較合適的11。高溫合金由于沒有同素異構轉變，合金的晶粒度主要受鍛壓變形控制。因此，在變形溫度確定之后，變形程度的選擇就非常重要了。在終鍛變形時應采取較低的加熱溫度和較大的變形程度，以獲得均勻細小晶粒組織。3變形抗力高溫合金由于合金化程度高，變形抗力大。因而需要大噸位的加工設備。變形抗力又稱變形阻力，可用高溫屈服強度、抗張強度或流變應力表示。對某一具體合金可以作出變形抗力圖或者流變應力-應變(真應力-真應變)曲線，以確定變形抗力在不同溫度和不同變形程度下的具體數(shù)值，從而確定合適噸位的熱加工設備。GH2135 合金

53、的變形阻力圖見圖 26-816。在摩擦機上測定合金的變形阻力，試樣采用了有效的保溫裝置。由圖 26-8 可以看出，在低于 980變形，變形阻力急劇增加，由 1150到 980間，隨溫度的降低，變形阻力的增加比較均勻；這與塑性圖( 圖266)中的s0.2 隨溫度的變化，有相同的結論；在980以上，其屈服強度不到100MPa。因此，在模鍛時，特別當設備能力不足時，要注意溫度的控制，以防止造成欠壓或充不滿現(xiàn)象。但是更應該注意溫度不能過高，因為這樣會造成更嚴重的冶金缺陷，如過1200，其變形阻力或s0.2燒或裂紋等。而且從 1150開始，即使再提高 50，到降低并不十分顯著，這一點亦為 GH2135

54、合金渦模鍛實踐所證實。1000900800oCoC700890930600oCoC98050010204001055oC300oC oC11001150oC20012001000102030405060形程度 e / %變圖 26-8GH2135 合金變形阻力與變形溫度和變形程度的關系GH4586 合金真應力-真應變曲線見圖 26-917。對壓縮實驗獲得的位移-載荷數(shù)據(jù)進行處理后得到真應力-真應變曲線，由圖可知在應變速率恒定的條件變應力隨溫度的下降而快速上升。當變形溫度為 1150時，隨著應變速率從 0.001 s1 增大到 1s1，峰值應力從 56MPa 增大到 222MPa；當變形溫度為 950時，隨著應變速率從 0.001 s1 增大到 1s1，峰值應力則從 508MPa 增大到 964MPa。同樣流變應力隨應變速率變 形阻 力 P / MPa的增大而增大；在 1100的高溫區(qū)，0.001s1 的應變速率條件下峰值應力僅為