粉末高温合金超塑性等温锻造技术研究

高推比、 高功重比发动机的发展 , 对涡轮盘强韧 性、 疲劳性能、 可靠性及耐久性提出了更高的要求。 随着快速凝固雾化预合金粉末和热等静压等先进热 工艺技术的兴起 , 以粉末冶金高温合金涡轮盘为代 表的航空发动机热端部件的制造和应用得到迅速发 展。粉末高温合金是为了解决铸锻合金高合金化造 成的凝固偏析和变形困难而发展起来的盘件材料 , 主要用来制造高性能发动机涡轮盘。与传统铸锻工 艺相比 , 粉末冶金工艺消除了材料的宏观冶金偏析 和组织不均匀, 把偏析 限制在了单个 粉末颗粒内。 粉末高温合金具 有组织均匀、 晶粒细小、 屈服强度 高、 疲劳性能好等优点 , 成为推重比 8 以上高性能发 [ 1] 动机涡轮盘的首选材料 。 FGH 96 合金是我国继 第一代 FGH 95合金之后正在研制的第二代损伤容 限设计的粉末高温合金 , 使用温度由 650 提高到 750 , 强度水平比 FGH 95合金略有降低 , 但材料的 抗裂纹扩展能力大幅度提高, 适合制造推重比 10 以 上的发动机涡轮盘
率 关系。 从实验结果可见, 变形温度对 FGH 96 合金超塑 性的发挥有较大的影响, 在 1050 拉伸变形时 , 合 金具有最好的超塑拉伸延伸率, 然后随变形温度的 升高或降低, 其超塑性均有所降低。初始应变速率 对合金超塑延伸率也影响较大, 初始应变速率小于 4 10
- 3
s 时 , 四种温度条件下合金都具有较高的 10
s 时 , 合金
超塑延伸率均达到 825 % , 随后当初始应变速率再 降低 , 合 金 超塑 延 伸率 开 始急 速 下降 , 但 仍 大于 200 % 。可见 , 在变形温度为 1050 , 初始应变速率 为 1 67 10
-3
s 的变形条件下, FGH 96 合金的超
-1
塑性可以得到最好的发挥。 对直接热等静压和等温锻造 FGH 96 合金进行 恒应变速率等温压缩变形 , 对其高温变形行为进行 了对比分析。图 4 为 H IP+ H IF 态与 H IP 态 FGH 96 合金在 1050 以 1 10
。
FGH 96 合金经热等静压后已完全致密化 , 有少 量保留了枝晶组织的颗粒轮廓 , 截面仍为球形 , 合金 热等静压后 晶粒尺 寸约为 20 ~ 30 m, 图 1a , b为
图 1 FGH 96 合金热等静压态及预热处理后显微组织显微组织 F ig 1 M icrostructure o f FGH 96 a lloy ( a) ( b) A s H IP ; ( c) H eat treat m ented
在 1
10
- 2
s
- 1
~ 1
10
-4
s 的范围
-1
内。等温压缩试验在 T herm echm asto r Z 型万能模拟 试验机上进行 , 试样加热采用感应加热方式。涡轮 盘等温锻造实验在 3150T 可控应变速率液压机上进 行, 模具材料采用铸造高温合金, 全部工艺在大气条 件下完成。
2 实验结果与分析
[ 6]
FGH 96 合金热等静压态显微组 织。为消除 热等静 压 FGH 96 合金显微组织中的残余枝晶并有效控制 相的尺寸、 形态和分布, 对 FGH 96 合金进行预热 处理。预热处理后 FGH 96 合金中 相显著粗化 , 主 要有两种尺寸 , 原粉末颗粒内部形成尺寸较小的 相, 不再呈枝晶状分布, 尺寸约在 1 ~ 2 m, 呈团簇 状; 在原粉末颗粒轮廓及晶界形成独立 的大 相, 尺寸约在 4~ 5 m, 图 1c 为合金预热处理后显微组 织。
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加压力 , 同时在材料的相变点温度上、 下循环变化 , 是以加载和迭加温度循环为基础的超塑性 , 这类超 塑性一般发生在具有相变的 合金。 FGH 96 合金属 于细晶超塑性材料, 细晶超塑性一般要求材料具有 均匀、 稳定、 等轴的细晶结构 , 超塑变形时晶粒度一 般要求在 10 m 以下
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材
料
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图 2 等温锻造 FGH 96 合金显微组织 F ig 2 M icrostructure of H IP + H IF FGH 96 alloy
( a) 残留晶粒轮廓 ( a) R e m a ined g ra in structures ;
( b) 再结晶晶粒与晶界 ; ( c) 亚晶组织 ; ( d) 位错组织 ; ( e) 再结晶晶粒 ( b) N ew g ra in boundary ; ( c) Sub-gra ins ; ( d) D islocation structures; ( e) R ecry sta llization gra ins
- 3
s 的恒应变速率进行等
- 1
温压缩变形时的流动应力曲线。
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[ 1] [ 4]
1 实验方法
采 用 等 离 子 旋 转 电 极 工 艺 ( PREP ) 制 备 的 FGH 96 合金粉末, 经脱气、 装套、 预热处理后 , 再经 热等静压成实验用锭坯。超塑拉伸试验在日产 Shi m adzu AG-100KNA 机器上以固定夹头速度 的方法 来进行, 实验 所选变形温度为 1020 ~ 1100 , 初 始应变速率
收稿日期 : 2006 -12-21; 修订日期 : 2006 -01-10 作者简介 : 王淑云 ( 1970 ), 女 , 硕士 , 高 级工程师 , ( E-m ail) shuyun w ang @ b iam ac cn。
2 1 超塑变形组织准备 按照获得超塑性的条件, 超塑性主要分为相变 超塑性和细晶超塑性两种, 相变超塑性是对材料施
-1 -3 - 1 0
/s- 1 10- 4 10- 3 10- 4 10- 3
/% 43. 75 % 42. 5% 95. 6% 87. 5%
b
/ MPa
117. 91 1Baidu Nhomakorabea9. 79 58. 036 65. 342
为 1
10
-2
10 s 的实验条件下进行恒速拉伸。 FGH 96 与延伸
合金以上变形条件下, 呈现出较好的超塑延性。图 3为 FGH 96 合金超塑拉伸初始应变速率
0
织, 即使在局部未发生明显动态再结晶的区域, 存在 大量高位错密集的能量聚集区。这种微观组织易于 在超塑拉伸过程发生进一步的再结晶 , 获得有利于 合金 超塑 性 变形 的 组织 结 构。图 2 为 等 温锻 造 FGH 96 合金的显微组织。 2 2 超塑性变形试验 对等温锻造 FGH 96 合金进行超塑拉伸变形, 在 变形温度 1020~ 1100 初始应变速率 s ~ 1
- 3
-1
延伸率, 并且随初始应变速率的降低, 合金超塑延伸 率明显上升; 初始应变速率大于 4 s 时, 随初
-1
始应变速率的降低, 合金超塑延伸率变化不大。变 形温度为 1100 时 , FGH 96 合金在所选的试验范围 内, 随初始应变速率的降低的超塑延伸率逐渐增加, 但 波动范围不大 , 基本在 200 % ~ 300% 的范围。 而
变形温度为 1050 时 , 初始应变速率较高的变形条 件下, 随初始应变速率的降低合金的超塑延伸率逐 渐增加 , 当初始应变速率为 1 67 10
- 3 - 1
在相同变形条件下 , 等温锻造 FGH 96 合金流动 应力比直接热等静压 FGH 96 合金有较大幅度降低, 塑性则大 幅度的提 高, 总 应变量 可以 达到 70 %以 上, 在初始变形阶段 , 等温锻造仅为直接热等静压合 金流 动 应 力 的 40 %。超 塑变形 可以 有效降 低 FGH 96 合金变形抗力 , 降低锻件成形对锻压设备的 能力需求 , 改善锻件成形时模具的受力状态、 减少模 具磨损, 提高模具使用寿命。 2 3 涡轮盘超塑性等温锻造 将 FGH 96 合金晶粒细化技术以及超塑性变形 工艺 , 实施到大型涡轮盘锻件的超塑性等温模锻 , 利 用铸造高温合金为模具材料, 在大气条件下实现了
图 3 FGH96 合金超塑拉伸初始应变速率 延伸率关系 F ig 3 P lo ts o f in itia l stra in rate vs e longa tion fo r FGH 96 alloy
图 4 热等静压态与等温锻造态 FGH96 合金流 动应力曲线对比 F ig 4 P lo ts o f true stress vs true stra in for FGH96 alloy dur ing isothe r m al co m pression
热等静压 FGH 96合金在 1050 , 1100 低应变速 率进行拉伸时, 其极限延伸率达不到 100 % , 不具备 超塑性 , 其 1050 , 1100 拉伸实验结果如表 1 所示。
表 1 热 等静压 FGH 96 合金高温拉伸实验结果 T able 1 T ensile properties o f as -H IP FGH 96 alloy at h igh temperature No 1 2 3 4 T/ 1050 1050 1100 1100 5 1 5 1
0
。
粉末冶金高温合金一般对应变速率非常敏感 , 在高应变速率变形容易出现裂纹, 因此, 这类合金需 要进行低应变速率条件下等温锻造, 同时等温锻造 可以使合 金 获得 良 好的 细 晶组 织 和实 现 近 净成 [ 3] 型 。在国外 , 制备粉末高温合金涡轮盘一般采用 挤压 + 超塑性等温锻造的工艺 , 大挤压比变形以细 化合金晶粒 , 随后在低应变速率条件下进行超塑性
0
要实现 FGH 96 合金超塑性变形 , 首先需制备合 金实现超塑变形所需 要的细晶组织。对预热处理 FGH 96合金在 1050 的温度下进行等温锻造变形 , 可以得到一种没有完全再结晶的变形态组织 , 宏观 可见的晶粒轮廓与热等静压态基本一致, 仍较为粗 大 , 但实际晶界已不连续 , 晶粒已不完整; 在这些粗 大晶粒轮廓周围 , 有大量非常细小的再结晶晶粒, 呈 项链 状分布在粗大晶粒周围 ; 另外 , 有大量 分布在合金不连续的晶界周围。 利用透射电镜对等温锻造 FGH 96 合金进行分 析 , 发现合金在等温锻造过程已发生了明显的动态 再结晶 , 大部分区域为细小的再结晶晶粒或亚晶组 相
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V o l 27, N o 5 O ctobe r 2007
2007 年 10 月
JOURNAL OF A ERONAUT ICAL MAT ER I A LS
粉末高温合金超塑性等温锻造技术研究
王淑云, 李惠曲, 杨洪涛
( 北京航空材料研究 院 , 北京 100095) 摘要 : 对 FGH 96 合金超塑性及 等温 锻造 工艺 进行 了研 究 , 结 果表 明 , FGH 96 合金 经 晶粒 细化 处 理后 , 在 1020 ~ 1100 , 具有良好的超塑性 ; FGH 96 合金超塑变形时流变应力比热等静压 后直接变形 时显著降 低 , 在 1050 以 1 10- 4 s- 1进行恒 应变速率 压缩变形 , 其流变 应力只有 60M P a左右 ; 将 FGH96 合金超 塑性变形应 用于大型 涡轮盘的 等温锻造 , 使小设备超塑性等温锻造大型涡轮盘锻件成为可能。 关键词 : 粉末高温合金 ; 超塑性 ; 等温锻造 中图分类号 : TB123 文献 标识码 : A 文章编号 : 1005 -5053( 2007) 05-0030-04
[ 2]
等温锻造近净成型。随着对粉末高温合金理解的加 深, 越来越多的高性能发动机制件采用粉末高温合 金制造 。在宇航材料愈来愈向高温、 难变形发展 的今天, 等温锻造显示出越来越大的 优势, 1995 年 后, 美国 90 % 的粉末高温合金盘件采用超塑性等温 锻造的工艺制造 , 超塑性等温锻造已成为当前及今 后一段时期内生产粉末冶金高温合金涡轮盘最为可 靠的关键技术之一。本研究从实用性考虑, 对 FGH 96 合金的超塑性及等温锻造进行了研究, 采用超塑性等 温锻造技术进行了大型涡轮盘模锻件的试制。