chapter26第八篇高温合金的压力加工

1、第八篇高温合金的加工高温合金的加工是指高温合金在外力作用下，通过塑性变形，形成具有一定形状、加工。和力学性能的型材、毛坯和零件的加工方法。可分为冷加工、温加工和热高温合金在外力作用下，产生弹性变形，当外力超过某一定值后，高温合金发生屈服并产生塑性变形。对于单晶高温合金，塑性变形是晶内的变形，通过滑移方式实现，是晶内位错沿晶体密排面的密排方向移动的结果。对于多晶高温合金，塑性变形比单晶高温合金要复杂，除晶内产生滑移外，还要产生晶间滑动和转动，晶界对位错运动构成。晶粒越细，晶界总面积越大，对位错运动的阻碍作用也越大，合金的强度越高。同时，晶粒越细，有利于滑移的晶粒越多，变形越分散，因而塑性越高。所

2、以晶粒细化，强度和塑性可以同时提高。高温合金在室温进行加工，称为冷加工。冷加工时晶粒要发生相对移动和转动， 并沿受力方向伸长、排列，形成细条状，宏观上看是加工流线。材料呈现各向异性， 沿加工方向强度明显高于其他方向；另一方面，由于塑性变形，位错密度明显增加， 产生加工硬化，即强度和硬度提高，而塑性和韧性下降。利用这一现象可以使高温合金实现低温形变热处理，这已在第七章中进行了介绍。冷加工变形还在高温合金中产生残余内应要是由于金属内部塑性变形不均匀所产生的内应力。因工件整体变形不均匀而产生的内应力，称第一类内应力。微观内应力包括晶粒间和晶粒内因变形不均匀产生的内应力以及晶格畸变产生的内应力， 分别

3、称为第二类和第三类内应力。其中第三类内应力是形变强化的主要原因。如果冷加工变形量很大，达 70%-80%。晶粒甚至出现择优取向。晶格的位向趋向一致的现象称为形变织构，材料性能出现明显方向性。冷加工组织是一种高能的不稳定组织，加热时要发生回复，原子通过扩散使晶格扭曲减轻，内应力减小。但晶粒形状、大小及其强度和塑性不发生变化。随加热温度提高，原子扩散能力增强，变形的晶粒通过形核长大，发生再结晶，残余应力消除， 形变强化现象消失。温加工是在室温至再结晶温度之间的某一温度进行加工。温加工过程中材料也产生加工强化，但可以发生回复。高温合金热加工是在再结晶温度以上的高温进行塑性变形。由于回复和再结晶的速度

4、高于形变强化的速度，不产生加工硬化。热加工变形可以细化晶粒，均匀组织， 还可以消除铸造缺陷，如气孔、缩疏和偏析等，显著改善合金的力学性能。组织为再结晶组织。本篇将重点介绍高温合金的热加工变形，包温合金热加工变形特点，涡的热加工，涡轮叶片的热加工和管材的热加工与冷加工。第二十六章高温合金热加工特点为了满足和工业燃气轮机涡轮进口温度不断提高的要求，高温合金通过固溶强化、沉淀强化和晶界强化，强度愈来愈高，组织结构也日益复杂。然而由此而带来热加工变形抗力愈来愈大，工艺塑性愈来愈差，因而热加工变形愈来愈。本章将简要介绍高温合金的热加工特点，包温合金本身对热加工的影响，高温合金热变形特点，热加工改善组织与

5、性能以及热加工性能的改善途径。26.1高温合金的成分与组织对热加工的影响高温合金分为铁基、镍基和钴基三种，主要合金元素多达十多种，另有微量元素几十种，合金元素含量高达 60%以上。合金组织复杂，由g奥氏体、g¢相、各种碳化物和硼化物等构成。复杂的化学成分和组织必然对热加工性产生明显影响，因此掌握这些影响规律对于高温合金热加工性能的改善以及热加工参数的确定都具有重要意义。26.1.1 高温合金成分的影响1.降低初熔温度高温合金由于加入的合金元素种类多，数量大，加之微量元素的影响，使合金初熔温度明显降低，其中尤以低熔点元素 Al 和 Ti 等以及微量元素 P、Si、S、B 等的影响最甚。

6、表 26-1 给出了作者等研制的几个铁基和镍基高温合金的初熔温度，可以看出，随着 Al+Ti 含量的增加，合金的初熔温度呈降低趋势。正如前面指出，热加工是在再结晶温度以上的加工，而初熔温度的降低使热加工上限温度受到严格限制, 使热加工温度范围变窄,甚至于无法热加工，只能以铸造合金使用，像 K435 和 DZ417G 合金那样。表 26-1 几种铁基和镍基高温合金的熔点合金GH2984GH2901GH2135GH4413GH2761K435DZ417G初熔温度()1400136013501350134512801260Al+Ti(%)1.53.44.54.65.07.410.3高温合金中 Al+

7、Ti 之和和组织对于热加工温度范围的影响见图 26-11。可以看出， 随着 Al+Ti 之和的增加，合金的初熔温度不断降低是总的趋势。同时还可以看出，根据 Al+Ti 之和的多少，可分为三类合金；即高塑性变形合金，其 Al+Ti 之和小于 3%， 在锻造温度范围内，合金处于单相g区；中等塑性变形合金，其 Al+Ti 含量在 3%-6%范围，在热加工温度范围，有晶界碳化物存在，给热加工带来不利影响；低塑性难变形合金，其 Al+Ti 之和大于 6%，在锻造温度范围，组织中存在晶界碳化物和未溶解的g¢相，合金处于多相状态，工艺塑性很低。图 26-1 高温合金Al+Ti 之和和组织对热加工温

8、度范围的影响12.提高再结晶温度高温合金中加入大量固溶强化元素，如 W、Mo、Nb、Ta、Co 和 Cr 等。合金元素的原子溶入g固溶体，使晶格产生畸变，造成长短程应力场而引起强化。同时，增加原子间结合力，降低扩散系数，提高再结晶温度，增加高温合金的高温强度。从表 26-2 可以看出，国产的四种沉淀强化镍基高温合金的再结晶温度随固溶强化元素加入总量的增加，有明显增加趋势。再结晶温度的提高是由于固溶强化元素增加了扩散激活能， 使原子扩散能力降低之故。例如，纯镍的扩散激活能约为 216.5kJ/mol，Ni-Ti 二元系提高到 287.2kJ/mol ， Ni-Cr-Ti 三元系则为 351.7k

9、J/mol ， Ni-Cr-Ti-W-Al 系为363kJ/mol，六元及七元系则达到 381410kJ/mol。表 26-2 几种沉淀强化镍基合金的再结晶温度由于高温合金中加入固溶强化的元素越来越多，再结晶温度越来越高，因而热加工温度愈来愈高，热加工温度范围愈来愈窄，相应热加工越来越。同时，由于难熔金属元素 W、Mo、Ta、Nb 等元素的固溶强化作用，使高温合金的变形抗力增大，而且随着固溶强化元素种类和数量的增多，变形抗力愈来愈大。3.偏析倾向加剧高温合金的凝固偏析随合金化程度的提高日益严重，合金的组织稳定性不断降低， 工艺性能特别是热加工性能不断变坏。高温合金铸锭通常以树枝状结晶方式完成凝

10、固过程。先凝固的枝晶轴与后凝固的枝晶间要发生元素的微观偏析。而这种偏析的程度与合金液的固相线和液相线的相对位置有关。即凝固温度范围大者，树枝状偏析严重，相反，凝固温度区间小者树枝状偏析较轻。一般熔点较高的元素如 W、Co 和V 等在枝晶轴上含量较高，枝晶间较低，相反，熔点较低的 Mo、Ti、Al、Cr 或 P、S、Si 等在枝晶间含量较高，而枝晶轴较低。作者等发明2的 DZ417G 合金铸态组织在热处理前后树枝晶偏析和共晶反应偏析的分析结果见图 26-23。可以看出，铸态下 Mo 和 Cr 是正树枝状偏析元素，在枝晶间的含量比枝晶轴高。再加上共晶反应使得它们在共晶外沿富集，共晶外沿 Mo 和

11、Cr 的偏析系数远大于 1。经标准热处理后，枝晶轴和枝晶间由于高温扩散，元素分布比较均匀，偏析情况大有好转。由于枝晶轴与枝晶间成分不均匀，必然造成两区域间变形抗力不一样和初熔温度的明显差别，产生不均匀变形，从而使高温合金的热加工性能变差。枝晶偏析严重者经过热加工也不能完全消除。正如作者在第二十五章中所介绍，GH2135 合金因电渣重熔功率太大，形成的严重枝晶偏析，经锻造加工后在横低倍上表现为明显的枝晶偏析合金GH4033GH4037GH4049GH4151再结晶温度()950100010801100Cr+W+Mo+Nb+Co,(%)20.027.036.037.5花纹，在纵低倍上表现为清晰的流

12、线。电子探针分析表明，通过热加工变形后，枝晶间仍然富 Ni、Al、Ti、Mo 等元素，而枝晶轴 W 和 Fe 含量较高。图 26-2 DZ417G 合金溶质元素的分布(a)cast (b)1200×4h，AC+980×16h，AC更有甚者，微量元素如 P、S、Si、Zr 和 B 等促进枝晶偏析。它们往往富集于最后凝固的枝晶间区域，形成低熔点组织，降低热加工温度范围。作者等研究了 P、S 和 Si 对铸造镍基合金 K4169 凝固偏析的影响46，观察到 P 或 S 对初凝温度(液相线)影响很小，对 TiC 的析出温度影响也不大，而 Si 则明显降低初凝温度，见表 26-3。合

13、金最终凝固都以g/Laves 共晶反应而结束。所以共晶温度即为 K4169 合金的终凝温度。从表26-3 可以看出，随着 P 和 S 含量增加，在初凝温度变化不大的情况下，终凝温度即共晶温度不断降低，从而扩大了凝固温度范围，因而加大了凝固偏析程度。而 Si 虽使凝固温度范围减少，但它使 K4169 合金凝固组织中枝晶间距增大，枝晶干随 Si 含量增加愈来愈发达，而且促进 Nb 在枝晶间偏析，使 Laves 相数量增多6。但在铁镍基变形高温合金 GH2761 合金中，Si 仍然与 P 和 S 一样，降低终凝温度。例如，当合金中 Si 含量为 0.070%时，终凝温度为 1198，当 Si 含量增

14、加至 0 .91%时，终凝温度降低至1100，降低 987，降低温度相当大。应当指出，变形镍基高温合金 GH4169 的化学成分与 K4169 基本一样，微量元素 P、S、Si 的影响规律完全一样。此外，微量有益元素 Zr 和B 也有类似影响，降低初熔温度，缩小凝固温度范围。多种微量元素的综合影响比单一元素要大得多8。由于微量元素大幅度降低初熔温度，使热加工温度的上限大幅度降低，使热加工温度范围大幅度缩小，对热加工十分有害。表 26-3 根据 DTA 冷却曲线所测得的 K4169 合金特征温度26.1.2 高温合金组织的影响1g¢相铁基和镍基高温合金的高温强度随合金中g¢相

15、数量的增加而提高，而g¢相的数量随Al+Ti 总含量的增加而增多。作者等9系统研究 Al+Ti 之和与 Ti/Al 之比对 GH2135 合金组织结构与力学性能影响的结果表明，随着 Al+Ti 之和从 2.7%增加到 6.52%，合金在 650的屈服强度显著增加，而随 Ti/Al 比的增加亦明显增加，650抗张强度也随Al+Ti 之和和 Ti/Al 之比增加而增加。然而塑性(d和j)和冲击韧性则相反，随 AlTi 之和增加而降低，见图 26-39。作者的研究结果表明，GH2135 铁基高温合金中g¢相的数量随AlTi 之和直线增加，而与 Ti/Al 比无关。因此，GH213

16、5 合金高温强度随g¢相数量增多而增大，相反，塑性合金号PSSi初凝 温度()MC 析出温度()硫化物析出温度()gLaves 共晶温度()凝固温度范围()10.00080.00380.0513291129115717230.0080.00380.0513211125113918250.0320.00380.0513211125112919280.00080.0510.051329112512001143186100.00080.00380.9513071186121则随g¢相数量增多而降低。不同类型的铁基和镍基高温合金的高温强度和塑性，随g¢相数量而变化的规律与

17、此类似10。所以，在g+g¢两相区进行热加工，高温合金g¢沉淀强化使变形抗力增大，而且g¢相数量愈多，强化程度愈大，热加工变形的抗力愈大，相应热加工塑性愈低。图 26-3 AlTi 和Ti/Al 比对 GH2135 合金 650瞬时性能的影响铁基和镍基高温合金中g¢强化相的数量随 Al+Ti 之和的增加而增加的同时，g¢相的溶解温度也随 Al+Ti 之和的增加而提高，这对高温合金使用温度的提高十分有利，然而，对于高温合金的热加工十分不利。因为g¢的存在，增加变形抗力，所以一般都希望在无g¢相的单相奥氏体区锻造最为有利。从表

18、26-411可以看出，Nimonic 合金随 Al+Ti 含量的增加，g¢相数量增多，g¢相的溶解温度不断提高。这样就使高温合金热加工的下限温度再次被提高，见图 26-1。从而使热加工温度范围进一步缩小。表 26-4 Nimonic 合金 Al+Ti 之和与g¢相的溶解温度2gg¢共晶g¢相强化的高温合金，从高温熔体开始凝固结晶后，g基体和熔体的成分分别沿固相线和液相线变化。随着温度不断降低，先凝固与后凝固的g基体中 Al+Ti 含量是不同的。先凝固的枝晶轴 Al+Ti 之和低，而后凝固的枝晶间 AlTi 之和高。因此铸态高温合金枝晶轴g

19、62;相数量少，而枝晶间多。在一些 Al+Ti 之和很高的铸造镍基合金中，在凝固后期，剩余熔体中 Al+Ti 含量不断提高。在生产条件下，g相生长较快的前沿，富集的g¢形成元素 Al+Ti，当达到 Lgg¢的共晶线，发生共晶反应而形成gg¢共晶相。gg¢相共晶的数量与合金主要元素含量或微量元素的种类和数量有关。微量元素 P、S、Si 和 B 都使gg¢共晶数量增加，同时降低初熔温度，表 26-58为 P 含量对 K438 合金初熔温度与共晶数量的影响。如果锻造温度接近或超过共晶点，该处因熔化会产生热裂纹。共晶数量愈多，这种影响更严重。所以 K4

20、17 或 K438 这样的合金由于较多共晶的存在，不能锻造，只能以铸造形式生产零件。表 26-5 P 含量对 K438 合金初熔温度和gg¢共晶数量的影响3gLaves 相共晶一些高铌的镍基高温合金，典型代表为 GH4169 和 K4169 合金。其初熔温度为1260，然而由于凝固偏析，在最后凝固的枝晶间区域往往要形成gLaves 相共晶，P，%0.00050.00140.00190.00490.0150.0510.0640.097初熔温度，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¢相溶解温度,820-910(840-880)910-9701060-1080(1020-1060)11501160而形成共晶的温度与合金中的微量元素有关。表 26-3 可以充分说明这一点。K4169 合金的初熔温度为 1260，而gLaves 相的共晶温度在 P、S 和Si 含量很低时，已降低至 1157，降低 103。随 P、S、Si 含量的增加，共晶温度不断降低，如 P 含量为 0.032%的合金共晶温度

22、只有 1129，初熔温度降低 131，这是很惊人的降低。这样，与 K4169 合金成分基本相同的 GH4169 合金锭的锻造温度就不能超过 Laves 相共晶温度，否则形成液态共晶相的位置就是裂纹产生的位置。4gM3B2 相共晶大多数高温合金中都加入少量的硼，硼原子偏聚于晶界，使晶界区域获得强化与韧化。但高温合金g基体中硼的溶解度很小，例如 GH2135 合金中硼的溶解度仅0.004%12，而一般高温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在研究硼含量对 GH2135 合金组织结构的影响时发现，当变形的 GH2135 合金棒材经高温固

23、溶处理在晶界要析出gM3B2 共晶，共晶析出温度随硼含量从 0.015%增加到 0.092%直线下降，即从 1260降低到 1220。GH2135 合金的初熔温度为 1350，正常硼的加入量为 0.015%，其硼化物共晶温度为 1260，这样就使得GH2135 合金的热加工上限温度降低到低于 1260以下的某一温度。5碳化物、硼化物及其他相高温合金由于加入有 C、W、Mo、Nb 等碳化物形成元素，而且合金的强度愈高，加入的数量愈多。所以一般都会形成 MC、M23C6 和 M6C 等碳化物。碳化物硬而脆，与基体界面呈非共格关系。一次碳化物从高温合金熔体直接形成，二次碳化物在热处理或长期使用过程中

24、从g奥氏体中沉淀析出。其中尤以一次碳化物对热加工性能最为有害，热加工变形时碳化物与基体界面易于产生裂纹，从而使热加工塑性降低。然而，当碳化物沿晶界呈薄膜状分布时，在热加工时易产生沿晶界裂纹。当硼化物数量很少时，对热加工性能影响不大。但是，当硼化物数量很多，或者由于冶炼工艺不当，造成硼化物、碳化物、对高铌合金还有 Laves 相等的集中，形成宏观点状偏析，也会明显降低热加工性能。作者等13曾经研究过 GH2135 合金点状偏析对力学性能的影响，观察到点状偏析区的熔点降低，由没有点状偏析的 1350降低至 1190-1200。作者等还将 GH2135 合金有点状偏析的F85mm 坯料，经 1170

25、镦粗变形 50%后，发现点偏区已变成了宏观裂纹。因此，含有点状偏析的 GH2135 合金锭或坯料，在锻造或模锻过程中，由于热效应使温度升高，使点状偏析区晶界强度急剧降低，往往产生热加工裂纹。与碳化物一样，如果硼化物沿晶界呈薄膜分布，同样使热加工性能急剧。一次h-Ni3Ti 相往往也使热加工性能变坏，例如，直接从高温合金凝固结晶后期析出的 Ni3Ti，甚至是由枝晶间高度偏析的富 Ti 熔体直接析出而结束凝固过程的 Ni3Ti 都如此。作者等14对 GH2761 合金凝固过程的研究结果表明，GH2761 合金的初凝温度为 1380，在 1350开始析出 MC 碳化物，1280开始析出g相。随着合金

26、中加入的磷含量增多，终凝温度急剧降低。当磷含量为 0.0005%时为 1198，磷含量为 0.0009%时为 1160，当磷含量达到 0.016%时，下降至 1095。特别是当磷含量提高到 0.051%1060，才以析出块状和针状h-Ni3Ti时，少量液体在凝固后期长期不凝，直到相结束凝固。所以这样的合金成分，当热加工温度达到或接近 1060时，肯定在最后凝固的h相区要出现热加工裂纹，从而严重降低热加工性能。因此，碳化物等化合物因其本身的性质，在大块时往往成为热加工裂纹萌生源。而晶界的二次碳化物或硼化物连续状薄膜是热加工沿晶裂纹的祸首。因此，热加工时最好选择在晶界沉淀物溶解的温度以上。这说明晶

27、界化合物的溶解温度也是限制热加工温度下限的因一。6. 晶粒变形高温合金的铸锭通常由外层等轴细晶，中间层柱状晶和占主体的内层等轴粗晶构成。钢锭愈大，凝固速率愈慢，枝晶间距愈大，晶粒组织愈粗大，热加工塑性愈差。具有细小等轴晶组织的铸锭，热加工性能好。美国 Howmet 公司利用 Microcast-X 细晶铸造工艺15，铸出了镍基合金 René95、MERL76、IN718 和 C103 重达 500 磅的圆形铸锭，等轴晶晶粒直径在 100mm 左右。这种铸锭热加工性能良好，不用锻造开坯，可以直接进行等温锻或热模锻，压下量可达 80%， 零件质量完全符合要求。将结晶良好的真空自耗或电渣重

28、熔铸锭，进行热挤压。挤压温度在再结晶温度以下约 100-200。挤压比>5：1。挤压产生温升，使合金发生再结晶，晶粒< 40mm，或者在接近再结晶温度进行压缩变形，以获得细小晶粒组织(10mm)，也可以将高温合金制成粉末，这种粉末不仅凝固速率快，消除了偏析，而且晶粒细小。粉末通常小于 100mm，而每一个粉末由几个晶粒构成，因此，晶粒只有 5-20mm。这些细小晶粒组织的高温合金通常都具有超塑性，宜于超塑性成型10。高温合金锭进行热加工时，还要注意加热温度不能选在合金晶粒快速长大的温度范围，也就是应该低于合金的过热温度，否则热加工性能变坏。GH2135 合金在经过变形之后，先是发生

29、恢复和再结晶，再结晶温度随变形量而不同。再结晶之后，如继续保温或升温时，晶粒就要长大，晶粒长大的速度，既是温度的函数，又是保温时间的函数。图 26-416为 GH2135 合金在保温两小时的情况下，晶粒大小和温度的关系，可见超过 1160晶粒长大速度明显加快。图 26-516为不同温度下，晶粒与保温时间的关系。可以看出，加热温度不同，晶粒长大达到平衡的时间不同；1100保温 2 小时，晶粒就接近平衡，而在 1140及 1180要保温 5 小时左右，才开始稳定下来。同时还指出，在 1140保温 5 小时后的晶粒相当于1180保温 2 小时后的晶粒，说明温度愈高，晶粒长大。在加工过程中晶粒的剧烈长

30、大，不但对锻造塑性不利，而且锻后成品也容易出现大晶粒或晶粒的不均匀。因此，GH2135 合金在加工过程中的加热温度不能太高(不能超过 1160)，甚至在 1140加热时间也不宜过长，因为这都要引起晶粒的过分粗大而有损于热加工性能。从 26.1.1 和 26.1.2 节我们了解到高温合金由于日益复杂的化学成分，初熔温度不断降低，而再结晶温度和g¢相等相的溶解温度不断提高。更为严重的是由于存在严重的凝固偏析以及各种各样的低熔点共晶组织，使合金初熔温度更进一步大幅度的降低。因此，高温合金热加工温度的上限温度不断降低，而下限温度不断提高，致使热加工温度范围愈来愈窄。同时，严重的凝固偏析和低熔

31、点共晶组织的存在，也使热加工塑性严重降低。图 26-4 GH2135 合金加热温度与晶粒平均直径的关系(保温 2 小时)图 26-5 GH2135 合金保温时间与晶粒平均直径的关系高温合金通过固溶强化和沉淀强化，特别是g¢相沉淀强化，使高温强度不断提高， 而与此同时，却使热加工变形抗力不断增大，加工塑性进一步降低，即使在g¢相溶解的温度范围进行热加工，也因难熔金属元素的大量加入而产生的固溶强化效应使变形抗力明显增大。因此，高温合金热加工的重要特点是工艺塑性低，变形抗力大，变形温度范围窄。26.2高温合金热塑性变形特点及热加工参数的确定26.2.1 高温合金热塑性变形的特点高

32、温合金由于高合金化，其热加工变形与普通合金结构钢相比，有其独特的特点。1热加工塑性低沉淀强化和固溶强化使高温合金高温强度增高，而塑性则明显降低。表 26-6 给出了几种镍基和铁基高温合金在热加工温度 1000时的拉伸延伸率。一般可用高温拉伸延伸率表示合金的热加工塑性。可见随合金化程度的增大，热加工塑性明显降低。从此表还可看出，高温合金的热加工塑性较合金钢 3Cr2W8 和 30CrMnSiA 在 800和780的塑性还低很多。如果在 1000，合金钢的塑性将更高。正是由于高温合金热加工塑性低，高温合金的热加工性差。表 26-6 几种高温合金在 1000时的热加工塑性和变形抗力2变形抗力大一般以

33、高温拉伸时屈服强度(流变应力)或抗张强度表示合金的变形抗力。高温合金的变形抗力也因固溶强化和沉淀强化要比合金钢大。从表 26-6 热加工温度为 1000 时的瞬时拉伸强度可以清楚说明这一点。随高温合金合金化程度的提高，变形抗力逐渐增大。GH4049 变形抗力最大，达 400MPa，而 GH2901 仅及 GH4049 的五分之一。表 26-6 中所有高温合金的变形抗力均比合金钢大得多，比普通结构钢大 4-7 倍。例如表中3Cr2W8 和 30CrMnSiA 在 780-800的变形抗力仅 30-49MPa，如果温度升到 1000，它们的变形抗力将更低。合金d(%)sb(MPa)GH404916

34、400GH469899200GH4133110110GH2901115803Cr2W8156(800)49 (800，流变应力)30CrMnSiA370 (780)30-45 (780)3热加工温度范围窄高温合金中加入的合金元素多，它们明显降低初熔温度，其中尤以 Al 和 Ti 等的作用最甚，此外，凝固偏析的存在，尤其是最后凝固区域低熔点共晶的存在，大大降低了初熔温度和热加工温度的上限。同时，再结晶温度、g¢相溶解温度和晶界碳化物等化合物的溶解温度的提高以及晶粒快速长大温度都使热加工下限温度提高。这样就使高温合金热加工温度范围变窄，而且随着高温合金使用温度的不断提高，热加工温度范围愈

35、来愈窄，热加工成形愈来愈 。表 26-7 给出了作者作为，之一或者主要科研骨干参加研究的 9 种变形高温合金的热加工温度范围以及与碳钢和合金钢的比较。可以看出，表中所列变形高温合金的热加工温度范围在 70至 200之间。最难加工的 GH4742 热变形温度范围最小，仅有 70，因此，给热加工带来最大。成分与 GH4742 合金相当的742，由于热加工，在俄罗斯不得不走粉末冶金路线，以制成先进用涡。正如表 26-7 所示，与高温合金热加工温度范围成鲜明对照的是碳素钢的热加工温度范围达 600，合金钢为 400，而不锈钢也有 310。因此，高温合金热加工温度范围窄为其热加工的突出特点，也是高温合金

36、热加工性能差的主要原因之一。表 26-7 几种高温合金的热加工温度范围没有相的重结晶现代高温合金，包括铁基、镍基和钴基高温合金，都是以g奥氏体为基，从室温到高温都具有面心立方结构，不像普通碳素钢和合金钢那样有相的重结晶。因此，高温合金在锻压和热处理过程中，不能通过相的重结晶修正变形后锻件的晶粒组织。5导热率低高温合金由于加入大量的多种合金元素合金化，导致导热率显著降低。从表 26-8 可以看出，从室温至 900，高温合金的热导率随合金化程度的升高而降低。与合金钢和不锈钢比较，导热率要低得多。所以高温合金铸锭加热要采用特殊措施，即装炉温度要低，升温速度要慢，这样才能使铸锭内外温度逐渐均匀，否则会

37、因导热率低而造成热应力过大，引起钢锭“炸裂”而掉头。如果电渣重熔后，不采用缓冷，同样会因合金始锻温度，终锻温度，热加工温度范围，预热温度，加热温度，GH213511009002007501120GH276110909501407001090GH298411009501507501140GH290111209501707501140-1160GH1035A11009002007501120GH290311009002007001110GH441311109801307001170GH46981060980807001160GH4742109010207070011501Cr18Ni9Ti1160

38、85031020CrNiMo1230830400A1 钢热应力过大而引起裂纹，锻造开坯时即造成钢锭“掉头”。大冶钢厂生产的 425 毫米方、重为 1.31.5 吨的 GH2135 钢锭，在锻造开坯的加热和锤击的过程中发生过较严重的横裂，这种横裂断面距钢锭顶部或尾端约 300400 毫米，严重影响了钢锭的成材率。主要是因为钢锭脱模过早，或入炉温度过高，升温过快，热应力造成钢锭内部裂纹，因此在以后继续加热过程中便沿裂纹发生横裂16。表 26-8 几种高温合金的导热率(W/cm.c)1969 年底，大冶钢厂开始对电渣锭采用缓冷措施，即将脱模后的 11 个电渣锭置于双层套筒中缓冷 24 小时，在以后的

39、热加工过程中就没出现过这种掉头现象。从 1970年开始，电渣锭全部采取缓冷工艺，钢锭横裂的百分数就由 1969 年的 41%下降到 1970生产的 41 炉，则没有发生掉头现象。表 26-916为大冶钢厂采用年的 6%，而缓冷前后的横裂情况。表 26-9 钢锭缓冷对钢锭掉头(横裂)影响统计 1970 年大冶钢厂钢锭掉头情况，由表 26-1016可见，15 批，采取缓冷后， 虽然显著降低了掉头的百分数，但并未完全消除，当生产到第五批时，掉头的百分数又有所回升，经检查，发现加热炉炉尾温度过高(达 960)。以后将炉尾温度降低到小于或等于 700，钢锭的掉头现象就基本消除了。这些结果说明，对 GH2

40、135 合金来说，电渣锭的缓冷和严格控制入炉温度是提高合金成材率，防止横裂掉头现象的重要工艺措施。由这里还可以看出，GH2135 合金钢锭横裂掉头现象主要是由热应力造成的。因为它的导热性差，在快速加热过程中，锭心部产生很大拉应力，当其超过极限年度钢 锭 未 经 缓 冷钢 锭 经 过 缓 冷生产炉数掉头炉数%生产炉数掉头炉数%196619671968196919701971总计121030544250674145113791545440240240604.4温度，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强度时，便导致锭的开裂。人对一个直径为 1 米的大锭(HastelloyX，Cr22、Co2、Fe20、Mo10、余为 Ni) 在加热过程中产生的内应力进行了计算，当其采用高温(1226) 装炉时，其中心拉应力可超过屈服强度好几倍，产生裂纹势难避免1

42、6。反之，快速冷却在锭中也能造成很大的热应力。只不过在锭子外部产生很大拉应力，同样当拉应力超过抗张强度时产生开裂。因此，GH2135 锭横裂的产生与加热或冷却制度有关，其根本原因是导热率低造成的。表 26-10 1970 年大冶钢厂各批 GH2135 合金钢锭掉头情况统计高温合金导热率低，热加工时需要低温装炉，逐级缓慢升温，钢锭脱模时需采用缓冷工艺。同时，模锻时模具需要预热，防止工件与冷模具接触时引起严重的温度不均，降低塑性，产生局部粗晶。作者等研制特大型难变形高温合金 GH4698 涡采用 5CrNiMo 钢作模具，预热温度提高至 350。时，26.2.2 高温合金热加工参数的确定高温合金热

43、加工工艺参数对保证工件质量具有重要意义。高温合金热加工的目的既要保证钢锭良好成形，又要使合金具有良好的组织与性能。高温合金热加工参数包括变形温度范围、变形程度、变形抗力和变形速度。1变形温度范围变形高温合金锭的加热温度通常都在初熔温度和低熔点共晶温度以下，而且还要低于合金的晶粒快速长大温度，即过热温度。在加热温度保持时间过长也会造成晶粒过分长大，引起过热。加热温度一般就是热加工上限温度，但由于铸锭从加热炉到锻压设备转移，温度有所降低，所以热加工温度的上限往往要低于加热温度。热加工温度过高，要相继引起过热和局部熔化，使热加工性能和沿晶界氧化腐蚀，热变形时易于引起沿晶界开裂。同时也要引起过量的氧化

44、作者等研制的 GH2135 合金的初熔温度为 1350，硼化物共晶温度为 1260，生 产 批 次生 产 炉 数掉 头 炉 数百 分 数 (%)1112419441255451022664357470085100计379246而晶粒快速长大的温度在 1160(见图 26-4)。从 GH2135 的塑性图(见图 26-6)选定的合金锭加热温度为 1120。由于加热炉都与锻锤设备有一定距离，从出炉到开始热加工，转移时间需要 1-3 分钟，合金锭要降低温度约 100。所以 GH2135 合金的开锻温度通常1000，实测 1020-1050。变形高温合金热加工的下限温度，除第七章 7.7 节介绍的形变

45、热处理外，一般都高于再结晶温度，但接近再结晶温度。否则就是温加工或冷加工了，这不仅使变形抗力大幅度增加，而且有可能造成 45°剪切破坏。同时，在以后的热处理还容易出现粗大晶粒，造成晶粒不均匀。GH2135 合金的再结晶温度在 900左右。热加工的下限温度定为 900。对于一个新研制的合金，或没有热加工资料的合金，做出合金的塑性图是最基本的，必要的。掌握了塑性图就可具体地从最大塑性区选定热加工温度范围。而最大塑性区还与变形速度有关，通常锻压设备工作速度高时开锻温度要低一些。图 26-6 GH2135 合金塑性图GH2135 合金的塑性图见图 26-616。试验方法是采用两种变形速度，一

46、种是 0.1毫米/秒的拉伸，一种是 550 毫米/秒的冲击弯曲(ak)。此外，还用工作速度约 6000 毫米/秒的锻锤进行镦粗及工作速度约 100 毫米/秒的轧机进行轧制。可以看出，当温度从 850上升到 950时，不管变形速度如何，塑性指标都迅速增加，一直到 1100-1125，变形速度较大的冲击和锻造的塑性开始下降，而速度最慢的拉伸试验到1175还未显著降低，变形速度介于中间的轧制则处于两者之间。当超过 1100-1125以后，塑性指标随温度的上升而下降这一事实，在工厂生产实践中也得到证明， 如目前工厂采用的开坯设备，一种是工作速度在 200 毫米/秒左右的水压机，一种是高速变形的锻锤，两

47、者工作速度相差 30 倍左右，它们运用的加热温度范围则不相同，在锻锤上开坯加热超过 1130时，就容易出现问题；在水压机开坯同样大小的锭型，加热到 1140时，仍得到良好结果(坯的截面在 400 毫米以下)。同样，在 900950范围内，速度高的比速度低的塑性稍高一些，这主要是由于变形过程中的热效应使温度有所提高。根据这个理由，所以工厂在水压机上压 90 毫米方时，温度很快就下降到终锻温度，而在 35 吨锤上锻 90 毫米方时，则由于热效应所产生的热量使锻件一直保持在 1000以上，甚至有时快速打击，会超出开锻温度，使锻件中心温度过高，而造成网状裂纹或 在锻件表面成为“破肚子”现象16。从 G

48、H 2135 合金塑性图可以看出，对于工作速度为 6000mm/s 的锻锤工作条件，最大塑性区温度范围为 900-1125。GH2135 合金的再结晶温度在 900左右。所以就确定了 GH2135 合金的锻造温度范围为 1120-900。2变形程度高温合金的变形程度取决于合金化程度、材料状态、变形温度和变形速率等因素。通常高温合金合金化程度高者，工艺塑性低，变形程度低，反之亦然；同一合金铸态的变形程度较轧态的低；锻锤开坯允许的变形程度比水压机开坯要低，因为前者变形速率高于后者；热加工温度过低或过高，超出最大塑性温度范围(参看图 26-6)，变形程度要明显降低。对于某一种高温合金要确定合适的变形

49、程度，应通过试验绘制固溶再结晶图，避开临界变形量，防止晶粒过分长大。高温合金临界变形量大约在 3%-25%范围，取决于合金化程度和变形温度。有些高温合金有两个临界变形区，另一个在变形程度很高的范围，也要出现粗大晶粒。所以也要避开这一区域。前一类合金变形程度的下限是大于临界变形量，上限则可通过高温顶锻模拟试验确定。一般采用直径 10mm，长 15mm的圆柱体试样，两端面加工出 0.2mm 深的凹槽，填充润滑剂，它在高温下处于熔融状态起润滑作用。在不同温度下以不同变形量进行压缩变形，然后检查表面和中心是否出现裂纹。表面和中心都不出现裂纹的最大变形量即为该温度下的最大变形量， 也就是最大变形程度。对

50、于后一类合金，变形程度的下限即为第一个临界变形量，而上限则为第二个临界变形量。也就是说这类合金的变形程度范围处于两个临界变形量之间。GH2135 合金的固溶再结晶图见 26-716。该图由 GH2135 合金棒材，经过楔形轧制后，在 1140经 4 小时再结晶固溶处理，用金相法测定。可以看出，对于不同变形温度，合金的临界变形量在 4-6%范围以内。在临界变形量下的大晶粒多在 0-1 级，少数为-1 级。437合金的临界变形量则为 3 10%，有时在 15%左右还会出现晶粒的突然长大。787 合金的临界变形量在 10%左右，有时也会到 15%，显然 GH2135合金的临界变形量范围要比437和7

51、87 合金窄而偏低，因为这个缘故，GH2135 合金在模锻涡和叶片过程中不容易出现局部大晶粒或晶粒度的不均匀问题。在这方面 GH2135 合金比437合金是有优越性的16。图 26-7 GH2135 合金再结晶图(热轧后在 1140固溶 4 小时)由压缩变形试验结果表明，GH2135 合金的最大变形程度可达 70%。因此，对GH2135 变形程度可控制在 10%-70%范围。GH4698 合金在 900-1200范围进行压缩试验，获得固溶再结晶图，所有温度的第一个临界变形程度为 3-13%，第二个临界变形程度大于 70%，在 1000-1150 范围出现。两个临界变形位置都出现粗大晶粒。对于

52、GH4698 合金，变形程度控制在两个临界变形范围之间的区域，即 18%-60%是比较合适的11。高温合金由于没有同素异构转变，合金的晶粒度主要受锻压变形控制。因此，在变形温度确定之后，变形程度的选择就非常重要了。在终锻变形时应采取较低的加热温度和较大的变形程度，以获得均匀细小晶粒组织。3变形抗力高温合金由于合金化程度高，变形抗力大。因而需要大吨位的加工设备。变形抗力又称变形阻力，可用高温屈服强度、抗张强度或流变应力表示。对某一具体合金可以作出变形抗力图或者流变应力-应变(真应力-真应变)曲线，以确定变形抗力在不同温度和不同变形程度下的具体数值，从而确定合适吨位的热加工设备。GH2135 合金

53、的变形阻力图见图 26-816。在摩擦机上测定合金的变形阻力，试样采用了有效的保温装置。由图 26-8 可以看出，在低于 980变形，变形阻力急剧增加，由 1150到 980间，随温度的降低，变形阻力的增加比较均匀；这与塑性图( 图266)中的s0.2 随温度的变化，有相同的结论；在980以上，其屈服强度不到100MPa。因此，在模锻时，特别当设备能力不足时，要注意温度的控制，以防止造成欠压或充不满现象。但是更应该注意温度不能过高，因为这样会造成更严重的冶金缺陷，如过1200，其变形阻力或s0.2烧或裂纹等。而且从 1150开始，即使再提高 50，到降低并不十分显著，这一点亦为 GH2135

54、合金涡模锻实践所证实。1000900800oCoC700890930600oCoC98050010204001055oC300oC oC11001150oC20012001000102030405060形程度 e / %变图 26-8GH2135 合金变形阻力与变形温度和变形程度的关系GH4586 合金真应力-真应变曲线见图 26-917。对压缩实验获得的位移-载荷数据进行处理后得到真应力-真应变曲线，由图可知在应变速率恒定的条件变应力随温度的下降而快速上升。当变形温度为 1150时，随着应变速率从 0.001 s1 增大到 1s1，峰值应力从 56MPa 增大到 222MPa；当变形温度为 950时，随着应变速率从 0.001 s1 增大到 1s1，峰值应力则从 508MPa 增大到 964MPa。同样流变应力随应变速率变 形阻 力 P / MPa的增大而增大；在 1100的高温区，0.001s1 的应变速率条件下峰值应力仅为