文/袁大慶，孫風(fēng)軍，尹林，魏麗，劉新權(quán)·無(wú)錫透平葉片有限公司

GH4169 合金是一種鐵-鎳-鉻基的變形高溫合金，合金的組織由γ 基體、δ 相、碳化物和作為強(qiáng)化相的γ"相(Ni3Nb)和γ'相(Ni3AlTi)組成，作為一種主要的鎳基變形高溫合金，GH4169 合金以其在(-253 ～650)℃時(shí)優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，成為我國(guó)航空和航天發(fā)動(dòng)機(jī)的關(guān)鍵材料。然而，GH4169 合金的組織性能對(duì)熱加工工藝十分敏感，在實(shí)際生產(chǎn)中常因?yàn)楣に囍贫ú划?dāng)導(dǎo)致出現(xiàn)粗晶和混晶等不利的顯微組織；同時(shí)，在制備模鍛件過(guò)程中，由于關(guān)鍵零部件復(fù)雜的幾何特征及不可避免的摩擦、坯料形狀等因素的影響，導(dǎo)致在模鍛過(guò)程中不可避免地會(huì)出現(xiàn)局部混晶或粗晶，進(jìn)而影響了鍛件的使用性能和壽命。生產(chǎn)實(shí)踐表明，軸流葉片柄部圓形特點(diǎn)，應(yīng)用再結(jié)晶工藝路線會(huì)導(dǎo)致在模鍛過(guò)程中不可避免地在軸流葉片柄部外圓一周出現(xiàn)應(yīng)變過(guò)小的死變形區(qū)，從而在柄部一周出現(xiàn)深度不同的粗晶現(xiàn)象；葉柄心部與外圓一周的應(yīng)變梯度大，柄部縱向低倍在不同的爐批會(huì)出現(xiàn)輕微的亮帶，導(dǎo)致產(chǎn)品的質(zhì)量不穩(wěn)定。

羅恒軍等研究了GH4169 合金渦輪盤(pán)增大變形量會(huì)導(dǎo)致應(yīng)變差過(guò)大但不利于增大小應(yīng)變；程明等研究了GH4169 模鍛階段動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、變形速率、鍛造速度和摩擦力對(duì)顯微組織的影響；王冠強(qiáng)等研究了GH4169 鍛后的熱處理對(duì)混晶組織的均勻化機(jī)制；王巖等研究了熱處理溫度和保溫時(shí)間對(duì)GH4169 合金晶粒長(zhǎng)大規(guī)律的影響。而關(guān)于低溫小應(yīng)變對(duì)GH4169 合金軸流類葉片的高低倍組織的影響鮮有報(bào)道。

本試驗(yàn)采用低溫小應(yīng)變的工藝路線，探索GH4169 合金軸流葉片的鍛造工藝邊界，使該類葉片鍛件無(wú)縱向低倍“亮帶”，獲得更加均勻化的晶粒組織，為此類材料的軸流葉片的生產(chǎn)提供依據(jù)。

試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)材料

本試驗(yàn)采用ATI 進(jìn)口的φ38.1mm 熱軋棒材，其化學(xué)成分如表1 所示。該合金的初始組織如圖1 所示，可以發(fā)現(xiàn)，初始組織的平均晶粒度為10.5 級(jí)。

表1 試驗(yàn)用原材料化學(xué)成分/wt%

圖1 GH4169 合金初始組織

試驗(yàn)方法

模鍛初鍛溫度為980℃，模鍛后空冷至室溫。之后對(duì)鍛件進(jìn)行熱處理并進(jìn)行縱向高低倍組織檢測(cè)，具體試驗(yàn)工藝路線如表2 所示。模鍛采用J58K-1000T螺旋鍛造壓力機(jī)，滑塊速度為500mm/s；光學(xué)顯微組織觀察使用LEICA-DMTRM 圖像分析儀，采用5 毫升H2SO4+150 毫 升HCl+20 克CuSO4·5H2O+80 毫 升H2O 溶液腐蝕碳化物和晶界。

表2 試驗(yàn)工藝路線

試驗(yàn)結(jié)果和分析

鍛件低倍組織分析

圖2 鍛件的低倍組織照片

整體的變形是小變形量，葉片模鍛過(guò)程是不完全再結(jié)晶過(guò)程，柄部中心和柄部一周的組織差異小，不會(huì)出現(xiàn)中心因變形量過(guò)大而導(dǎo)致的完全再結(jié)晶的細(xì)晶，所以不會(huì)出現(xiàn)“亮帶”。

鍛件高倍組織分析

圖3 為1#、2#、3#鍛件的縱向中心位置的高倍組織照片，可以看出：1#鍛件為模鍛后的高倍組織，因變形的原因晶粒有拉長(zhǎng)的現(xiàn)象，經(jīng)過(guò)熱處理后，晶粒等軸化，呈現(xiàn)出更為均勻的細(xì)晶組織(1#、2#鍛件)。對(duì)比1#鍛件和2#鍛件縱向中心位置高倍組織，980℃鍛態(tài)高倍組織經(jīng)過(guò)950℃固溶熱處理后，葉頂中心晶粒度從鍛態(tài)的10.5 級(jí)細(xì)化到11.5 級(jí)，柄部中心部位晶粒度均勻化到11.5 級(jí)，而葉身位置晶粒度固溶前后均為11.5 級(jí)，可見(jiàn)縱向中心位置晶粒度未有異常長(zhǎng)大趨勢(shì)，晶粒度有均勻化的趨勢(shì)；對(duì)比2#鍛件和3#鍛件縱向中心位置高倍組織，在950℃固溶前增加920℃預(yù)處理，縱向中心位置晶粒度既沒(méi)有顯著的長(zhǎng)大趨勢(shì)也未有顯著的細(xì)化趨勢(shì)。

圖3 1#、2#、3#鍛件縱向中心位置高倍組織照片

據(jù)文獻(xiàn)報(bào)道，δ 相的完全溶解溫度為1038℃，且δ 相的存在會(huì)抑制晶粒的長(zhǎng)大而使晶粒長(zhǎng)大速度緩慢。因此在較低的固溶溫度(950℃)下，由于δ相的存在，鍛件仍然保持與模鍛時(shí)差不多的細(xì)小的晶粒尺寸。

增加920℃預(yù)處理晶粒度未有明顯變化，這是因?yàn)榈蜏匦?yīng)變導(dǎo)致鍛件應(yīng)變儲(chǔ)能相對(duì)較低，晶粒度異常長(zhǎng)大影響較小。所以，920℃時(shí)的應(yīng)變儲(chǔ)能對(duì)晶粒異常長(zhǎng)大的影響較小。

圖4 為1#、2#、3#鍛件柄部的縱向上模和下模位置的高倍組織照片，對(duì)比同一位置的上模和下模的高倍組織可以看出：下模位置的不完全再結(jié)晶程度低于上模位置，這是由于上模與下模位置的應(yīng)變差不多(圖5c)，但是下模位置的坯料在鍛造過(guò)程需先接觸模具2 ～3 秒鐘(坯料放置在下模等待鍛造過(guò)程)，溫降快于上模位置的坯料，下模位置的坯料始鍛溫度低，因此下模位置的不完全再結(jié)晶程度低于上模位置；上模位置不完全再結(jié)晶程度低于中心位置，且中心位置出現(xiàn)了細(xì)微的細(xì)晶帶，這是由于中心位置的坯料應(yīng)變和始鍛溫度均高于上模位置，因此上模位置不完全再結(jié)晶程度低于中心位置。

圖4 1#、2#、3#鍛件縱向上模和下模位置高倍組織照片

分析和討論

圖5 所示為鍛件的溫度場(chǎng)和應(yīng)變場(chǎng)，圖5a 為始鍛溫度場(chǎng)，坯料經(jīng)過(guò)980℃×60min 加熱后轉(zhuǎn)移到鍛模上時(shí)，坯料的整體溫度為(869 ～953)℃；圖5b 為終鍛溫度場(chǎng)，模鍛后，葉片心部終鍛溫度為(906 ～979)℃；圖5c 為終鍛等效應(yīng)變場(chǎng)，模鍛后葉片心部的最大等效應(yīng)變?yōu)?.6，柄部周邊與心部的應(yīng)變差在0.5 左右。經(jīng)過(guò)此低溫小應(yīng)變成形后，葉片縱向低倍未見(jiàn)“亮帶”；且當(dāng)原始晶粒度為10.5 級(jí)，經(jīng)過(guò)此低溫小應(yīng)變成形后，晶粒沒(méi)有異常長(zhǎng)大的趨勢(shì)，鍛件平均晶粒度11.5 級(jí)。

圖5 數(shù)值模擬溫度場(chǎng)和應(yīng)變場(chǎng)(縱剖面)

結(jié)論

⑴經(jīng)過(guò)低溫小應(yīng)變成形后，葉片縱向低倍未見(jiàn)亮帶；

⑵當(dāng)原始晶粒度為10.5 級(jí)，經(jīng)過(guò)980℃鍛造+950℃固溶熱處理的低溫小應(yīng)變的工藝路線，晶粒度不會(huì)有異常長(zhǎng)大的趨勢(shì)，鍛件平均晶粒度11.5 級(jí)；

⑶鍛后的920℃預(yù)處理對(duì)最終固溶處理的晶粒細(xì)化沒(méi)有顯著優(yōu)勢(shì)；

⑷柄部中心位置的不完全再結(jié)晶程度大于上模位置，且上模位置的不完全再結(jié)晶程度大于下模位置；

⑸不完全再結(jié)晶行為的發(fā)生，為塑性變形提供了細(xì)小等軸組織，有利于該合金細(xì)化晶粒。