不同鍛造方法對GH141 環(huán)件組織性能的試驗研究

文／姚彥軍，高殿毅·陜西宏遠(yuǎn)航空鍛造有限責(zé)任公司

GH141 合金屬于沉淀硬化型鎳基變形高溫合金，具有優(yōu)異的高溫強度和持久蠕變強度，在航空發(fā)動機等領(lǐng)域應(yīng)用比較廣泛。在航空發(fā)動機零部件中，GH141 環(huán)件通常作為支撐盤、渦輪盤等關(guān)鍵件，其工作條件復(fù)雜，為滿足該實際應(yīng)用工況，對于GH141 鍛件材料的組織與性能提出了較高的要求。

眾多學(xué)者對GH141 鍛件制備工藝進行了研究，如：胡向東等人通過對GH141 環(huán)件進行不同溫度下的退火和固溶熱處理，得出在1080℃退火處理下，環(huán)件邊角處的晶粒會發(fā)生一定程度的長大，并且隨著固溶時間的增加，晶粒尺寸基本不發(fā)生變化；梁艷等人采用300kg 鍛錘制備了GH141 鍛件，并對合金的熱加工塑性進行了研究，結(jié)果表明，GH141 合金最佳的加熱溫度為1130℃，開鍛溫度≥1100℃，停鍛溫度≥1000℃。但是，對加熱溫度、鍛造火次、變形量及采用保溫措施等因素對鍛件的影響探究卻甚少。

GH141 環(huán)件在試制過程中發(fā)現(xiàn)存在晶粒度、力學(xué)性能富裕度欠佳情況，為改善鍛件組織性能，在借鑒相關(guān)文件資料中加熱溫度、變形量對組織性能影響的基礎(chǔ)上，本文結(jié)合生產(chǎn)過程的實際情況，通過對鍛造過程中的加熱溫度、變形量分布等主要工藝設(shè)定參數(shù)進行調(diào)整，開展工藝試驗，試驗采用光學(xué)顯微鏡、拉伸試驗機等檢測方法對優(yōu)化前后鍛件的組織與性能進行表征。

經(jīng)過對比采用調(diào)整前后鍛造工藝所生產(chǎn)的環(huán)件組織性能，發(fā)現(xiàn)適當(dāng)降低鍛造溫度，合理分配各火次的變形量，可使得GH141 環(huán)件晶粒度提高兩個等級，力學(xué)性能得到顯著提升。優(yōu)化后的GH141 鍛造工藝可為制備航天航空等材料領(lǐng)域的鍛件奠定一定的基礎(chǔ)。

試驗材料與方法

某型機用GH141 環(huán)件制備的主要工序分為3t 自由鍛錘上鍛荒(鐓餅、沖孔、馬擴)；φ1200mm 擴孔機上輾擴和熱處理。在產(chǎn)品試制過程中存在晶粒度、力學(xué)性能富裕度欠佳情況。為提高環(huán)件的性能，本試驗結(jié)合生產(chǎn)過程實際，通過調(diào)整3t 自由鍛錘上鍛荒和擴孔輾擴過程中的加熱溫度、鍛造火次、變形量等措施，研究了鍛件在不同加熱條件下獲得的組織與性能的差異。

本試驗根據(jù)對優(yōu)化前后兩種鍛造工藝下生產(chǎn)的GH141 環(huán)件的鍛件晶粒度、力學(xué)性能進行對比的結(jié)果，獲得了較優(yōu)的鍛造工藝參數(shù)。并從理論方面初步分析不同工藝參數(shù)對鍛件組織、性能的影響規(guī)律。

試驗材料

⑴原材料化學(xué)成分。

表1 為GH141 合金的成分明細(xì)，從中可以看出GH141 合金中主要以Ni 元素為主，其中Co 和Mo 的加入可以提高合金的固溶強化效果；Al 和Ti 的加入可以提高合金的時效強化作用；B 元素可強化晶界等。

表1 GH141 合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

⑵原材料晶粒度。

表2 為原材料晶粒度檢查結(jié)果，從中可以看出棒料不同位置對應(yīng)的晶粒度等級存在一定差異，原材料高倍組織詳見圖1。

圖1 原材料高倍組織

表2 原材料晶粒度(級)

鍛造工藝與設(shè)備

制坯：鍛造設(shè)備為3t 自由鍛錘；加熱爐為天然氣爐，加熱溫度范圍為1090℃～(1120±20)℃；擴孔設(shè)備：φ1200mm 擴孔機。力學(xué)性能均取3 組有效數(shù)值，結(jié)果求其平均值。

⑴優(yōu)化前工藝參數(shù)

下料規(guī)格：φ250mm×110mm；重量：45.5kg。

熱處理：固溶1120℃×60min；時效900℃×60min。

優(yōu)化前工藝共經(jīng)歷了6 火次的加熱鍛造，其中鐓餅沖孔2 火次、馬擴2 火次，均在3t 自由鍛錘上進行，擴孔工序2 火次在φ1200mm 擴孔機上進行，各火次和加熱溫度如圖2，圖3 和圖4 所示，其中圖2 為鐓餅工序，圖3 為馬擴工序，圖4 為擴孔工序；圖中的2 火均指熱料回爐保溫。主要變形情況如下：

圖2 優(yōu)化前鐓餅加熱曲線

圖3 優(yōu)化前馬擴加熱曲線

圖4 優(yōu)化前擴孔加熱曲線

①鐓餅沖孔工序。

第1 火次：φ250mm×110mm →～φ300mm×75mm；

第2 火次：沖孔尺寸≤φ110mm×30mm。

②馬擴工序。

第1 火次：馬擴至約φ370mm×φ250mm×71mm；

第2 火次：馬擴至約φ407mm×φ300mm×71mm。

③擴孔工序。

第1 火次：φ480mm×φ380mm×75mm；

第2 火次：φ591mm×φ523mm×75mm。

⑵優(yōu)化后工藝參數(shù)。

下料規(guī)格：φ250mm×110mm；重量：45.5kg。

優(yōu)化后工藝共經(jīng)歷了8 火次的加熱鍛造，其中鐓餅沖孔2 火次、馬擴4 火次均在3t 自由鍛錘上進行，擴孔工序2 火次在φ1200mm 擴孔機上進行，各火次和加熱溫度如圖5，圖6 和圖7 所示，其中圖5 為鐓餅工序，圖6 為馬擴工序，圖7 為擴孔工序；圖中的2 火均指熱料回爐保溫。主要變形情況如下：

圖5 優(yōu)化后鐓餅加熱曲線

圖6 優(yōu)化后馬擴加熱曲線

圖7 優(yōu)化后擴孔加熱曲線

①鐓餅沖孔工序。

第1 火次：φ250mm×110mm →約φ300mm×75mm；

第2 火次：沖孔尺寸≤φ110mm×30mm。

②馬擴工序。

第1 火次：馬擴至φ392mm×φ280mm×85mm；

第2 火次：平端面H ＝71mm；

第3 火次：馬擴至φ407mm×φ300mm×85mm；

第4 火次：平端面H ＝71mm。

③擴孔工序。

第1 火次：φ480mm×φ380mm×75mm；

第2 火次：φ591mm×φ523mm×75mm。

⑶優(yōu)化前后對比。

加熱設(shè)備對比，詳見表3。

表3 加熱設(shè)備對比

加熱溫度對比，詳見表4 和表5。

表4 加熱溫度對比

表5 加熱溫度對比

實際生產(chǎn)鍛件的變形量優(yōu)化前后對比：優(yōu)化前見表6；優(yōu)化后見表7。

表6 優(yōu)化前變形量

表7 優(yōu)化后變形量

⑷熱處理。

固溶1120℃×60min；時效900℃×60min。

⑸加熱參數(shù)優(yōu)化前后模擬圖。

從圖8、圖9、圖10、圖11 可以看出，加熱溫度為1090℃時，由于提高了設(shè)計變形量，環(huán)件整體的變形程度增大，鍛透性提高，心部的等效塑性應(yīng)變在0.5 以上，有利于提高環(huán)件的再結(jié)晶程度細(xì)化晶粒。同時環(huán)件最高溫度為1091℃，在該溫度下碳化物還未溶解，能保持較小的晶粒尺寸。加熱溫度為1100℃時，由于設(shè)計的變形量小于1090℃時的變形量，環(huán)件心部的變形量較小，同時心部的溫度為1103℃，在該溫度下碳化物開始溶解，不利于獲得均勻細(xì)小的晶粒。

圖8 1100℃鍛造溫度模擬圖

圖9 1100℃等效塑性應(yīng)變圖

圖10 1090℃鍛造溫度模擬圖

圖11 1090℃等效塑性應(yīng)變圖

首先，預(yù)鍛造階段，降低溫度是為了增加臨界變形量和盡量保證鍛前原始晶粒度大小，而多火次變形是在變形均勻基礎(chǔ)上，保證終鍛前組織的均勻性。

其次，終鍛階段，在鍛造應(yīng)變速率基本一致前提下，降低鍛造溫度，同樣為了保證原始晶粒度，同時模擬結(jié)果表明，平均變形量增加動態(tài)再結(jié)晶時的形核，并控制其晶粒長大速率，從而保證再結(jié)晶晶粒大小。

再次，同時在熱處理作用下發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶，進而保證其晶粒均勻性。

⑹試樣制備。

如 圖12(a) 所 示，陰 影 所 示A、B、C、D、E區(qū)域為GH141 鍛件試驗用樣的取樣位置，試樣尺寸為10mm×10mm×10mm；分別用400#、600#、800#、1000#砂紙拋磨試樣，將拋磨后試樣進行拋光，隨后使用酒精對拋光面進行擦洗并備用。金相腐蝕液選用HCl:HNO3，按3:1 比例配置。

圖12 GH141 鍛件取樣示意圖與四個取樣位置的組織結(jié)構(gòu)圖

其中，A 區(qū)、B 區(qū)、C 區(qū)、D 區(qū)四個取樣位置的組織結(jié)構(gòu)圖，如圖12（b）所示。

組織結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能

顯微組織對比

圖13 為工藝優(yōu)化前后對應(yīng)的GH141 鍛件取樣的中心位置E 的顯微組織形貌圖。從中可以觀察到，工藝優(yōu)化前(如圖13(a)所示)E 區(qū)的GH141 組織中存在有較大尺寸的晶粒，鍛件晶粒度評級為85%7 級+15%4 ～5 級。與工藝優(yōu)化前GH141 晶粒尺寸相比，工藝優(yōu)化后(如圖13(b)所示)E 區(qū)的GH141 組織中晶粒尺寸均比較細(xì)小，并且組織分布比較均勻，未出現(xiàn)尺寸較大的晶粒，鍛件晶粒度評級為5 級。

圖13 工藝優(yōu)化前后GH141 組織形貌圖

力學(xué)性能對比

工藝優(yōu)化前后GH141 鍛件力學(xué)性能測試結(jié)果見表8、表9 和表10。由表可以看出，與工藝優(yōu)化前GH141 性能相比，優(yōu)化后的GH141 鍛件力學(xué)性能均有顯著提高，該工藝下鍛件的性能較好。

表8 常規(guī)性能試驗結(jié)果

表9 高溫拉伸試驗結(jié)果

表10 持久度試驗結(jié)果

分析與討論

加熱溫度對組織性能的影響

加熱溫度與變形量關(guān)系如圖14 所示，由于GH141合金鍛件對內(nèi)部組織的要求不同，致使對鍛件的生產(chǎn)參數(shù)控制要求不同，如果生產(chǎn)參數(shù)控制不到位，每一參數(shù)的變化，都直接影響鍛件的內(nèi)部組織，使得產(chǎn)品無法滿足最終所需要求。

圖14 加熱溫度與變形量關(guān)系圖

從圖14 可以看出，當(dāng)鍛造溫度為1000℃時，即可使變形量增加到60%，GH141 合金也只能部分再結(jié)晶；當(dāng)鍛造溫度在1050℃變形量為58%時，該合金才獲得完全再結(jié)晶；加熱溫度升到1100℃以上，變形量必須控制在35%左右，該合金才能達(dá)到完全再結(jié)晶，由此一來，對GH141 再結(jié)晶的難變形合金，要獲得晶粒度均勻的鍛件，難度是比較大的。

GH141 坯料若直接在較高溫度區(qū)間加熱，則易出現(xiàn)微裂紋或晶粒異常長大等缺陷；溫度越高，變形越劇烈，能量存蓄越多，達(dá)到一定值時，就會發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶和動態(tài)回復(fù)，即能量釋放過程；變形程度是動態(tài)再結(jié)晶的必要條件，鍛件存在變形死區(qū)域時，無論溫度與變形速率如何變化也不發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶；而隨著溫度的升高，變形程度增大，動態(tài)再結(jié)晶發(fā)生的更完全。

因此，在對GH141 坯料進行鍛前加熱時，優(yōu)化后工藝的加熱溫度比優(yōu)化前工藝的溫度降低了20℃。因為當(dāng)加熱溫度為1120℃時，坯料內(nèi)部晶粒會出現(xiàn)過度長大現(xiàn)象，導(dǎo)致后續(xù)鍛造過程中晶粒無法有效破碎，從而使得鍛件中出現(xiàn)較大晶粒組織，與此同時，過度生長的晶粒也會引起晶粒之間結(jié)合力減弱，降低鍛件機械性能，因此，有效降低該區(qū)段的溫度，有利于使晶粒獲得較合適的生長速度，同時，為防止晶粒粗大，可適當(dāng)調(diào)節(jié)保溫時間。由優(yōu)化后工藝可知，去除了(950±50)℃的加熱臺階，這是由于在第二臺階加熱保溫過程中，GH141 坯料中會出現(xiàn)析出相，這些析出相會釘扎在晶界上，阻礙晶粒的長大。

變形量對組織性能的影響

對于鍛件而言，過大或過小的變形量均會引起鍛件內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)不均勻，同時也會造成鍛件不同部位力學(xué)性能存在較大的偏差。

在優(yōu)化前與優(yōu)化后的工藝中，鐓餅尺寸未發(fā)生變化，變形量均控制在20%左右。但在馬擴1 火階段，優(yōu)化前鍛件的變形量約為16%，優(yōu)化后鍛件的變形量約為23%；優(yōu)化后的工藝生產(chǎn)的鍛件的組織與性能更加優(yōu)良。由于過小的變形量會造成坯料內(nèi)部金屬徑向流動量減少，熱變形儲存的變形能也隨之會減少，導(dǎo)致得到的晶粒尺寸較大；此外，變形能的減少不利于固溶程度的提高以及強化相的析出，也就造成鍛件力學(xué)性能的下降。

結(jié)論

⑴鍛造加熱溫度的設(shè)定對鍛件晶粒度及力學(xué)性能有一定的影響。在3t 自由鍛錘預(yù)制荒型及φ1200mm擴孔機擴孔時，通過將加熱溫度降低10℃～20℃及增加平端面工序來控制鍛荒變形量，可使鍛件的晶粒度由原來的3 級標(biāo)準(zhǔn)提高至5 級標(biāo)準(zhǔn)，力學(xué)性能也得到相對提高。

⑵當(dāng)設(shè)定預(yù)成形變形量為35%～40%、成形變形量為28%～35%時，對應(yīng)鍛件的性能較好，這得益于較大的變形量可增加金屬流動量以及強化相的析出。