杜金輝，呂旭東，鄧 群，莊景云

(鋼鐵研究總院，北京100081)

1 前言

GH4169合金(仿美 Inconel 718)是由美國國際鎳公司(INCO Alloys International)亨廷頓分公司(Huntington)的H.L.Eiselstein研制成功，并于1959年公布合金專利。該合金是一種以體心四方Ni3Nb(γ″)和面心立方Ni3(Al，Ti，Nb)(γ')析出強化的鎳－鉻－鐵基變形高溫合金。合金在－253～650℃之間具有高的抗拉強度、屈服強度、持久強度和塑性，同時具有良好的抗腐蝕、抗輻照、熱加工及焊接性能。近年美國Inconel 718合金的年產(chǎn)量約2萬t，占整個變形高溫合金總產(chǎn)量的一半，用該合金制造的板材、棒材、絲材、帶材、管材和鍛件已廣泛用于航空、航天、核能、動力和石化領域。GE公司CF6發(fā)動機質量的34%是Inconel 718合金，P ＆ W公司大型發(fā)動機PW4000中鎳基合金質量的57%是Inconel 718合金。如圖1所示，2000年GE航空發(fā)動機金屬用量中718合金占56%。

圖1 2000年GE航空發(fā)動機金屬用量Fig.1 Metals used in GE aviation engines during 2000

我國于1968年開始仿制Inconel 718合金，國內(nèi)牌號命名為GH4169。1984年開始研制航空用GH4169合金大型渦輪盤。目前已經(jīng)對該合金的成分、工藝、組織和性能有了深入研究，開發(fā)出標準、高強、直接時效3種鍛造工藝，滿足了航空發(fā)動機不同部件的使用要求[1－4]。隨著航空、航天發(fā)動機性能的不斷提高，對發(fā)動機關鍵用材GH4169在承溫能力、持久蠕變性能和抗疲勞性能等方面提出了更高要求，以滿足先進航空發(fā)動機高性能、高可靠性、長壽命的需求。為此，國內(nèi)外學者在合金改型、冶煉工藝優(yōu)化、熱加工技術提升等方面做了很多有益的工作，取得了長足進步。

2 改型GH4169研究

2.1 強化元素調整

GH4169合金強化相為體心四方γ″相和面心立方γ'相，與γ'相相比，與奧氏體基體共格畸變程度更大的γ″相強化效果更佳，是GH4169的主要強化相。圖2為γ'和γ″相與基體共格析出的示意圖。然而，當使用溫度超過650℃，γ″相粗化會轉變成δ相，降低合金的高溫強度，限制了合金在高溫長期使用。很多學者致力于提高718合金的熱穩(wěn)定性，發(fā)展用于650℃之上的改型合金。鋼鐵研究總院通過提Al降Nb，并加入W合金化，經(jīng)過700℃，2 000 h長期時效后，改型合金的室溫，700℃拉伸，700℃、638 MPa持久性能仍很優(yōu)異，650℃、686 MPa持久壽命與常規(guī)合金相比增加30%。性能提升主要歸因于γ″和γ'相緩慢的長大速度，γ'相體積分數(shù)的少量增加，W提高γ″和γ'相的穩(wěn)定性，以及晶界 M6C 型碳化物的析出[5－6]。

自1973年始，R.Cozar和A.Pineau公布了一種改型718合金中γ″和γ'相以包覆結構析出的研究成果，該結構在時效硬化試驗時表現(xiàn)出更好的熱穩(wěn)定性[7]。之后15年，有許多關于改型718的文章發(fā)表(主要是調整強化元素Al，Ti，Nb含量)?；舅枷胧峭ㄟ^提高γ″和γ'相的溶解溫度，阻礙 γ″-δ轉變，改變 γ″和 γ'相析出行為來提高強化相 γ″和 γ'的穩(wěn)定性[8－10]。

圖2 γ'(a)和γ″(b)相與基體共格析出示意圖Fig.2 Coherent precipitation schematic diagram of γ'(a)and γ″(b)with matrix

北京科技大學通過改變718合金中的Al，Ti，Nb的含量和它們之間的原子比，改變強化元素Al+Ti+Nb的總量以及Al/Ti比，從而改變強化相的析出行為，以提高合金的熱穩(wěn)定性。

S=Al+Ti+Nb(原子百分數(shù)，下同)，R=(Al+Ti)/Nb。常規(guī)合金中S=5.5，R=0.7;改型合金中S=7.75，R=1.5，S和R的值明顯高于常規(guī)合金。高R值合金有更高的γ'強化效應和高γ″/γ'體積分數(shù)。而當Al+Ti+Nb含量超過7.5%時，合金很難開坯鍛造，熱加工性能惡化。改型合金γ″和 γ'聯(lián)合析出，形成γ″相位于γ'相上下表面的三明治結構，以及γ″相置于立方γ'顆粒的六個面的包覆結構。圖3為γ″和γ'相包覆結構析出的TEM照片。

改型合金高Al+Ti+Nb(7% ～7.5%)含量，強化相γ″和γ'相體積分數(shù)超過20%，高于常規(guī)718(14% ～15%)。在超過650℃高溫長期使用過程中，γ″+γ'包覆組織的長大速度低于γ″和γ'相分別析出的長大速度。如Al提到1% ～1.5%，Ti保持1%或略低，(Al+Ti)/Nb在1.1～1.4之間，Al/Ti大于1.5，可以促進穩(wěn)定γ'相析出[11]。

綜上所述，適當調整GH4169合金中的Al+Ti/Nb、Al/Ti和Al+Ti+Nb含量，可以提高合金的熱穩(wěn)定性和抗蠕變性能。原因在于γ″和γ'相聯(lián)合析出降低了718合金高溫長期使用過程中γ″和γ'相的長大速率。

2.2 微量元素調整

中科院金屬研究所對微量元素P，S和Si對718合金顯微組織和力學性能的影響進行了深入研究。發(fā)現(xiàn)降低P含量使δ相呈片狀析出，增加Si含量促進Laves相和M6C相的形成，減少了δ相的析出。P含量從0.000 8%增加到0.013%時，持久壽命延長4倍，韌性增加4倍。P含量增加顯著提高合金的持久壽命和持久塑性[12]。

圖3 γ″和γ'相包覆結構析出的TEM照片:(a)明場像，(b)暗場像Fig.3 TEM micrographs of clad structure of γ″and γ'phase:(a)bright-field image and(b)dark-field image

P能夠改善718合金的持久蠕變性能，降低蠕變穩(wěn)態(tài)速率。P對持久蠕變性能的影響，主要原因是持久蠕變斷口為沿晶斷裂，而P在晶界上濃度很高，極易偏聚。裂紋在晶界萌生和擴展是相鄰晶粒變形不協(xié)調所致，P在晶界偏聚必然延長沿晶開裂過程。P對蠕變性能的有益作用，主要體現(xiàn)在P偏聚提高了晶界的結合強度，而晶界變形又是蠕變變形的主要部分。實際上，P在γ基體上分布也不均勻，通常聚集在位錯或界面上，P通過影響晶?；颚没w的變形行為，從而影響718合金的力學性能。P能強化晶界或γ基體，這對降低蠕變速度起關鍵作用。

另外，在蠕變試樣中沒有發(fā)現(xiàn)位錯，說明孿生是718合金蠕變變形的主要方式。在軋制和沖擊等高溫或低溫高應力變形條件下，位錯滑移是主要方式。對于沖擊、拉伸或蠕變試樣，隨著變形速度的降低和溫度的升高，孿生成為重要的變形機制，預示著孿生是溫度和時間控制的熱激活過程[13]。P在孿晶界的偏聚阻礙了孿生變形，因而顯著提高了合金的抗蠕變變形能力。

Allvac公司對P提高合金持久蠕變性能也進行了深入研究，P能提高細晶718合金的持久壽命，降低蠕變速率，增加沿晶開裂抗力。當P從0.000 7%增加到0.022%，平均蠕變速率降低1倍。蠕變速率的降低源于P原子或P化物析出對位錯運動的阻礙。P含量增加提高沿晶開裂的抗力，使其開裂形式從沿晶向穿晶轉變。

P對持久性能的有益作用，在提高細晶718合金的持久性能上有重要的實際意義。超細晶718或細晶718具有優(yōu)異的高周和低周疲勞性能，但持久蠕變性能較差。增加P含量對提高細晶718的持久蠕變性能有益，同時還能保持細晶718高強高韌、抗疲勞和良好的加工特性[14]。

P和B都能提高718合金的抗蠕變性能和提高持久壽命。相比之下，P比B的作用更強。P和B聯(lián)合加入，二者之間發(fā)生系統(tǒng)反應，其作用比二者分別加入效果更明顯。在商業(yè)合金中，適量的P，B同時加入，718合金的持久壽命增加300%。P和B含量的提高增加了718合金的晶界結合強度，使持久斷口由沿晶型轉變?yōu)榇┚?。P和B的作用主要是提高穿晶位錯攀移抗力，位錯攀移能力降低的機理可能是空位移動速率的降低和P，B原子反應引起的位錯釘扎效應所致[15]。

2.3 強化元素和微量元素同時調整

718－ER合金是高P高B含量718的改型合金。之前的研究結果表明，與常規(guī)718合金相比，持久和蠕變性能提高100%。718合金在650℃或更高溫度使用，將發(fā)生一系列顯微組織的變化，包括γ″和γ'相粗化，γ″和γ'相回溶和δ相顆粒的形成。晶界處和δ相周圍γ″相回溶，導致γ″相貧化區(qū)的形成。這些變化在718和718-ER合金中都存在。從前，很多學者都將注意力集中在長期時效后γ″相形貌的改變和粗化動力學上，與顯微組織變化密切相關的力學性能的降低鮮有報道。

P，B對718合金顯微組織退化沒有改善作用。長期時效后，這些合金中室溫和高溫拉伸強度降低10%～17%，持久壽命降低90%，蠕變性能降低1倍多。P，B并不能增加718合金在經(jīng)704℃，1 000 h時效之后的熱穩(wěn)定性，持久和蠕變性能的降低主要原因是γ″相失穩(wěn)和晶界γ″相貧化區(qū)的形成。P和B對718合金持久和蠕變性能的影響與γ″相的變化密切相關。P，B改型718合金長期時效后，高溫強度的急速下降主要是由于γ″相顆粒強化作用的喪失，P和B對持久和蠕變性能的有益作用，可能與P，B和γ″相的交互作用有關。不同的力學性能對長期時效的敏感程度不一樣。拉伸強度的敏感性最低，下降10%～17%，拉伸強度的降低主要由晶間析出相控制;蠕變性能對長期時效很敏感，約下降1倍，這主要是由于晶界γ″相貧化區(qū)對蠕變性能起重要作用[16]。

718合金承溫能力的進一步提升，可以通過主量元素和微量元素同時調整來實現(xiàn)。目的在于保持P，B對合金持久蠕變性能有益作用的同時，提高合金的熱穩(wěn)定性。增加P(0.02%)和B(0.01%)可以在保持718合金拉伸強度不變的情況下，將持久性能提升60%～90%。增加Ti(1.35%)和Al(1.0%)可適當提高718的持久壽命，而拉伸強度不變或略有下降，主要原因是Ti，Al提高了合金中γ'相含量，改善了合金的熱穩(wěn)定性[17]。

鋼鐵研究總院通過調整主量元素Al(1.24%)，微量元素P(0.024%)和B(0.009 6%)，得到一種新型718合金，其中γ'強化相的含量高于普通718合金，提高了合金的熱穩(wěn)定性;P和B在晶界偏聚，使針狀δ相球化，阻礙了位錯在晶界處的運動，提高了晶界的結合強度。經(jīng)680℃，1 000 h長期時效之后，合金強化相粗化速率遠低于普通合金。與普通合金相比，長期時效后新型合金的拉伸強度及持久、蠕變性能均有顯著提高[18－19]。圖4為經(jīng)680℃，300 h長期時效后新型和常規(guī)GH4169強化相粗化的TEM照片。

圖4 經(jīng)680℃，300 h長期時效后新型(a)和常規(guī)GH4169(b)強化相的TEM照片F(xiàn)ig.4 TEM micrographs of strengthening phase aged at 680℃for 300 h:(a)modified GH4169 and(b)conventional GH4169

近年來，鋼鐵研究總院在批產(chǎn)GH4169合金基礎上進行了成分調整，將P含量由0.003%提高到0.013%，Nb含量由5.2%提高到5.4%，發(fā)展了GH4169C合金，該合金比原合金持久蠕變性能提高了2～3倍。

隨后，Allvac公司發(fā)明了一種新合金718 Plus，目標是:在Larson-Miller持久性能的時間－溫度關系曲線上比718合金高50℃;700℃的熱穩(wěn)定性與Waspaloy相當;界于718和Waspaloy之間的焊接性能;價格適中，界于718和Waspaloy之間;加工性能比Waspaloy更優(yōu)。與718合金相比，718 Plus合金化思路是增加Al+Ti含量，提高Al/Ti比，加入Co和W替代Fe。718 Plus的化學成分變化主要表現(xiàn)在:基體W 1.0%，Co 9.0%，F(xiàn)e 10.0%;強化元素Ti 0.70%，Al 1.45%;微量元素P 0.014%。性能測試結果表明，在705℃和760℃，400 h長期時效后，718 plus合金的強度高于718和Waspaloy合金，疲勞裂紋擴展速率低于718合金，略高于Waspaloy合金。718 Plus合金可用于700℃以下使用的航空發(fā)動機部件[20]。

3 冶煉工藝優(yōu)化

3.1 純凈化冶煉技術

為了滿足日益提升的高溫合金部件在使用性能、可靠性方面的要求，在保證化學成分的基礎上，冶煉工藝的關鍵環(huán)節(jié)，是提高純凈度與改善鑄態(tài)組織。由于高溫合金合金化程度高，含有大量的Al，Ti，B等易氧化元素和W，Mo，Nb，Cr等高密度元素，其熔煉工藝與普通鋼材有很大區(qū)別。高溫合金普遍采用的熔煉工藝有VIM(真空感應熔煉)+VAR(真空自耗重熔)、VIM+ESR(電渣重熔)、VIM+ESR+VAR等多聯(lián)工藝。

高溫合金原材料中有一定量的O，N，S。微量雜質元素在高溫化學反應中，轉化成Al2O3、TiN、M2SC(Y相)，會成為夾雜物核心，形成疲勞裂紋源。部分N可以溶解在MC和M6C碳化物中，生成碳氮化物，降低高溫合金的塑性。

在常見的耐火材料中，熱力學穩(wěn)定性排序為:CaO＞ZrO2＞Al2O3＞MgO＞TiO2＞SiO2＞Cr2O3。可見，CaO是最穩(wěn)定的氧化物之一，適合用于高溫合金熔煉坩堝。近年來，隨著CaO材料的燒結和防水化工藝日益成熟，CaO坩堝的制備技術已經(jīng)達到實用水平。與MgO和Al2O3坩堝相比，CaO坩堝有更高的化學穩(wěn)定性，可減少因耐火材料與合金中活性元素反應而進入合金液中的O，把O含量控制在較低水平。另外，CaO坩堝還有一定的脫S、脫N(0.000 5%以下)效果[21]。

在VIM時，采用陶瓷濾網(wǎng)也是去除高溫合金中非金屬夾雜的有效方法。美國采用高溫泡沫陶瓷過濾晶化技術，利用物理分離和化學吸附原理，將高溫合金液體中80%的夾雜物去除。

一般用途的GH4169合金采用VIM+PESR(保護氣氛電渣重熔)或VIM+VAR工藝熔煉，這兩種工藝各有利弊。前者脫S效果好，但由于渣皮阻礙散熱，熔池較深，熔煉錠型超過φ430 mm時心部易出現(xiàn)宏觀偏析;后者沒有渣皮的不利影響，加上氦氣冷卻，熔池較淺，錠型可擴大至φ508 mm以上，不足之處是脫O、脫S、去夾渣效果不如前者。采用VIM+PESR+VAR三聯(lián)冶煉工藝，可綜合上述兩種工藝的優(yōu)點，把鑄錠宏觀偏析的出現(xiàn)幾率控制到最低。GE公司已經(jīng)將此工藝定為航空發(fā)動機轉動件必需采用的熔煉工藝。

近年來，國內(nèi)利用ALD公司的熔煉設備，進行了GH4169合金VIM+PESR+VAR三聯(lián)冶煉工藝的探索，成功制備出φ508 mm鑄錠。與VIM+VAR雙聯(lián)工藝相比，經(jīng)PESR錠制備的電極組織致密、無縮孔、純凈度高、內(nèi)應力小，使后續(xù)的VAR過程工藝參數(shù)很穩(wěn)定。另外，經(jīng) PESR后，鑄錠中 S，O含量分別由0.001 5%、0.001 7%下降至0.000 3%、0.000 4%，脫O去S效率分別達80%和76%。經(jīng)過對7爐三聯(lián)工藝和51爐雙聯(lián)工藝GH4169合金φ508 mm錠，所鍛制φ200～240 mm棒材的碳化物統(tǒng)計分析表明，前者碳化物分布的均勻性略高于后者[22]。因此，VIM+PESR+VAR三聯(lián)冶煉工藝制備的GH4169合金鑄錠，具有低S、低夾雜、高純凈度的特點，能夠滿足航空發(fā)動機盤件長壽命、高可靠性的要求。

3.2 重熔精煉技術

為了滿足對高溫合金的純凈度和組織均勻性方面日益增長的要求，已經(jīng)開發(fā)了幾種重熔精煉法，如VAR、ESR、EBM(電子束重熔)、PBM(等離子重熔)、CWCM(冷坩堝熔煉)等。這些精煉法的共同點，是熔煉和凝固均在水冷銅結晶器內(nèi)完成，避免了耐火材料的污染，提高了合金的純凈度，并且采用控制凝固技術，改善了合金的鑄態(tài)組織[21]。

VAR的主要優(yōu)點是去除溶解氣體N和H，促進蒸氣壓高的有害元素去除、減少氧化物夾雜、避免宏觀偏析，同時使微觀偏析降至最低。VAR重熔技術的發(fā)展主要集中于采用數(shù)值模擬與實物解剖相結合，深入研究各工藝參數(shù)對凝固過程的影響，改進控制方式，減少凝固偏析，擴大錠型，穩(wěn)定重熔錠冶金質量。

通常冷卻條件下，過熱金屬熔滴帶入熔池的熱量，主要通過熔池邊沿與水冷結晶器相接觸的部分帶走，鋼錠收縮與結晶器間形成真空，僅能通過輻射傳熱，使熔池保持倒圓錐形狀。此種熔池形狀對于存在強偏析傾向的高溫合金不利，需要加強冷卻，減少熔池深度，減少糊狀區(qū)深度，降低合金的偏析系數(shù)。目前采用向鋼錠與結晶器之間通入惰性氣體的方式強化冷卻。國外經(jīng)多年的研究發(fā)現(xiàn)，He氣的熱傳導效率高于Ar氣。要達到同樣的冷卻效果，Ar氣流量要達到He氣流量的3～4倍。He氣冷卻效果主要體現(xiàn)在熔池底部的上升和糊狀區(qū)的減薄上，即整個熔池的底部上移，由原來的倒錐形變成扁平的盤狀;同時糊狀區(qū)兩相區(qū)變窄，減少金屬元素在凝固過程中的擴散距離，改善凝固動力學條件，在微觀上形成非平衡態(tài)凝固，降低合金的偏析傾向。目前，寶山鋼鐵股份有限公司和撫順特殊鋼股份有限公司都已裝備水和He氣雙重冷卻的VAR熔煉爐。

3.3 超大錠型熔煉技術

718合金作為渦輪盤材料，在航空發(fā)動機上已經(jīng)使用幾十年。航空發(fā)動機的制備技術并不能直接用于地面燃氣輪機，典型航空發(fā)動機部件所用鑄錠直徑約500 mm，質量2 000～3 000 Kg，GE地面燃機用鑄錠直徑685～915 mm，質量為6 000～15 000 Kg，任何冶金缺陷都將導致整個鑄錠的廢棄。

對于超大錠型718鑄錠，在冶煉過程中如何通過化學成分的控制降低偏析的傾向至關重要。C，N和Nb都要下限控制。降C對提高大尺寸合金錠的性能有利，限制碳化物尺寸減輕其對疲勞性能的影響。降N是希望限制氮化物的形成，降低其成為有害氮化物核心的可能。降Nb可以略微降低最終凝固液態(tài)金屬的密度，減少出現(xiàn)黑斑的幾率。另外，大尺寸部件固溶后的冷卻速度也需控制，借此抵消低Nb含量對合金強度的不利影響。

GE公司與Allvac公司合作，利用VIM+ESR+VAR三次熔煉技術，成功制備φ915 mm 718合金鑄錠，開坯成φ254 mm棒材，宏觀組織比較均勻且無明顯的正偏析，在近表面處存在白斑，白斑很干凈，沒有碳化物、碳氮化物和其它夾雜物。φ915 mm鑄錠中白斑的化學成分與基體差別很小，不影響力學性能[23－24]。

此外，國外也探索用特殊的熔煉工藝生產(chǎn)860 mm VAR鑄錠。AOD(氬氧脫碳)后澆注成電極棒，用VIDP(真空感應去氣)澆鑄，再經(jīng)兩次VAR。鑄錠均勻化后經(jīng)50MN快鍛機開坯，宏觀金相觀察顯示不存在黑斑、白斑、徑向偏析和環(huán)形偏析。橫低倍顯示棒坯晶粒均勻，經(jīng)合適的固溶和時效處理后，棒材組織和力學性能滿足航空、石油部件的特殊要求。該工藝的關鍵是通過AOD加工獲得潔凈的液態(tài)金屬，隨后脫S脫O，獲得均勻的化學成分分布。利用AOD和VIDP生產(chǎn)φ860 mm 718鑄錠質量與工業(yè)生產(chǎn)大型地面燃機和航空發(fā)動機轉子用φ508 mm鑄錠相當。大型高質量棒坯制備成功為鍛造大型地面燃機和航空發(fā)動機轉子以及其他大型部件提供可能[25]。

CMNC(潔凈金屬形核鑄造)技術是一種新型熔煉方式，在特殊的ESR熔煉之后，利用熱噴射直接鑄成鋼錠，替代VIM+ESR+VAR三次熔煉技術，其熔煉速度比三次熔煉快3倍。CMNC技術是GE和Allvac公司聯(lián)合攻關的先進技術項目，目標是發(fā)展熱噴射鑄造技術制備超大型、無偏析高溫合金鑄錠，生產(chǎn)地面燃機大型渦輪轉子。加工路線是把VIM電極棒在底注式ESR爐中重熔，形成液態(tài)金屬流，霧化沉積到拉模上。氣體霧化和噴射成形在封閉的小室中，噴射距離和金屬氣流速度可以通過金屬冷卻調整到合適的水平。技術風險主要集中在ESR爐的設計和實現(xiàn)，澆注系統(tǒng)和收集系統(tǒng)的制造。CMNC技術與ESR結合，通過形核鑄造，可鑄成細晶無偏析鑄錠，不受三次熔煉的尺寸限制，提供了制備高溫合金大尺寸鑄錠的另一種可能性[26]。

4 熱加工技術提升

4.1 快鍛加徑鍛聯(lián)合開坯

GH4169合金鑄錠經(jīng)過消除顯微偏析的均勻化處理，在快鍛機上多火次拔長，鑄態(tài)組織充分破碎。然而，單向拔長后碳化物呈線形分布，對鍛件疲勞性能不利。采用多次鐓拔加拔長工藝，鑄錠變形量從73.6%提高到96.3%，變形量更大，且變形方向交替變化，碳化物彌散分布，能夠改善疲勞性能[1]。

快鍛機開坯時錘擊力量很大，鑄錠心部鑄態(tài)組織破碎，動態(tài)再結晶完成。但由于鑄錠邊緣溫降嚴重，近表面處存在未完成動態(tài)再結晶的拉長晶，若不去除則會遺留在盤鍛件中，影響使用性能。液壓式徑鍛機4個錘頭同步快速錘擊，使鋼坯在鍛造變形過程中幾乎無寬展，各部分變形均勻，具有應力狀態(tài)好、拔長效率高、溫降少、尺寸精度高的特點。徑鍛工藝的特點在于快速連續(xù)打擊，明顯改善棒坯表面組織，且可實現(xiàn)一火成形和自動控制，提高棒坯的成材率和生產(chǎn)效率。因此，采用快鍛加徑鍛聯(lián)合開坯的方式生產(chǎn)棒材，既可保證心部鑄態(tài)組織充分破碎，又可改善表面組織狀態(tài)，提高棒材徑向晶粒度分布的均勻性，滿足航空發(fā)動機長壽命、高可靠性的需求。

最近幾十年，徑鍛用于制造特殊的金屬產(chǎn)品。然而，多道次徑鍛棒材制備只有少量信息獲得，工業(yè)設計建立在經(jīng)驗和試驗基礎上。為了分析徑鍛過程，更好地認識徑鍛過程中金屬流動和溫度場變化，必須發(fā)展加工模型。利用數(shù)值模擬技術可以預測徑鍛過程的應變場、應力場和溫度場的變化，結合動態(tài)再結晶組織演化模型，能夠實現(xiàn)晶粒度的預測。

Ohio州立大學所開展的FEM(有限元法)工作，通過對比分析顯微組織和表面溫度，可以準確地預測溫度場和應變場。研究目的是表征718合金熱機械加工過程，建立產(chǎn)品－性能之間的聯(lián)系，發(fā)展精確FEM加工模型。主要目標是建立能夠更好描述加工特征的模型和預測棒坯的熱機械加工歷史。所建模型顯示，在徑鍛結束后，變形沿棒坯長度方向均勻分布。最大變形發(fā)生在表面，從表面到心部變形量沿徑向遞減，變形量主要與徑向位置有關，變形熱主要集中在心部[27]。

Ohio州立大學還利用Gleeble壓縮試驗物理模擬多道次徑鍛，控制工藝參數(shù)，包括每道次應變、每道次時間、道次數(shù)和加熱溫度。利用Gleeble熱模擬試驗所建立的組織演化模型，成功預測了徑鍛718棒材的顯微組織。結果表明，再結晶晶粒組織取決于在δ相固溶溫度之上變形的道次數(shù)，每道次的應變和溫度是影響顯微組織的主要因素。多道次晶粒尺寸預測與實際GFM徑鍛的晶粒尺寸相符[28]。日立公司(HITACHI)也采用數(shù)值模擬和物理模擬相結合的方式，進行了對大尺寸棒坯經(jīng)水壓徑鍛機SMX成形棒材晶粒組織預測[29]。

鋼鐵研究總院和寶山鋼鐵股份有限公司合作，利用快鍛和徑鍛聯(lián)合開坯技術，成功生產(chǎn)出GH4169合金直徑95 mm細晶棒材。該棒材中心晶粒度ASTM8級，半徑9級，邊緣10級，如圖5所示。

圖5 快鍛和徑鍛聯(lián)合開坯生產(chǎn)的直徑95 mm棒材的晶粒度:(a)中心，(b)半徑，(c)邊緣Fig.5 Grain size of 95 mm bar broken down by press forging combined with radial forging:(a)center，(b)radius，and(c)side

4.2 DP加工技術

P ＆ W公司發(fā)現(xiàn)，鍛造用718合金，δ相形貌和數(shù)量的控制對晶粒尺寸和力學性能的影響至關重要。通過對δ相析出回溶規(guī)律的細致觀察發(fā)現(xiàn)，δ相最初形成條狀相的密度和范圍取決于化學成分、應變水平和預處理歷史。當溫度低于且接近于δ相固溶溫度，變形過程中δ相發(fā)生扭折。此溫度時間延長，δ相回溶，應力較大時形成鏈狀或球形δ相，殘余應力對δ相的均勻析出很重要。近δ相固溶溫度熱變形可以用來發(fā)展718合金的雙相組織，產(chǎn)生均勻析出的δ相可用于發(fā)展細晶棒材加工技術[30]。利用DP(δ相加工)技術可生產(chǎn)細晶棒坯或棒材，為制備發(fā)動機轉動件作材料準備。Allvac和GE公司以3種不同尺寸棒材轉變過程中δ相的作用，以及在968～1 024℃熱暴露后的溶解行為作為研究內(nèi)容，深入了解熱機械處理對棒坯δ相的影響和隨后鍛造加熱過程對 δ相的影響[31]。

DP加工過程包括鑄錠開坯成中間尺寸棒坯、δ相析出熱處理、GFM壓力鍛造和GFM鍛成最終尺寸棒材。DP處理在899℃獲得大量針狀δ相，隨后在低于δ相固溶溫度壓力鍛造，針狀δ相發(fā)生球化;接著在低于δ相固溶溫度GFM鍛造，利用球形δ相晶界釘扎作用獲得最終的細晶棒材。通過DP加工可獲得晶粒分布均勻的棒材，φ(203～305)mm棒坯表面、半徑、中心處晶粒度分別為ASTM 10、8和6級[31]。DP加工718棒材已用于生產(chǎn)細晶鍛件，可提升鍛件低周疲勞性能。但必須嚴格控制鍛造溫度，控制最終鍛件的δ相體積分數(shù)。高體積分數(shù)δ相降低了γ″相的含量，導致較低的強度和蠕變性能。

4.3 等溫鍛和熱模鍛

等溫鍛造指鍛坯從始鍛到終鍛始終以低應變速率在同一溫度條件下進行的鍛造。等溫鍛造成形時，鍛坯與模具的加熱溫度相同，并且應變速率很低(10－4～10－2s－1)。由于消除了模具激冷和材料應變硬化的影響，不僅變形抗力小，而且可以實現(xiàn)凈成形加工，因而大大提高了金屬利用率以及鍛件的性能。這種新型成形工藝已經(jīng)用于鈦合金、鎳基高溫合金的生產(chǎn)[32]。

P ＆ W公司開發(fā)的Gatorizing TM是一種等溫鍛造方式，使用低應變速率促使細晶材料實現(xiàn)超塑性變形。近凈成形鍛造可以精化坯料，降低加工成本。這種加工方式廣泛用于通過擠壓獲得的粉末冶金(PM)高溫合金細晶棒材。1973年P ＆ W公司首次將TZM鉬合金作為Gatorizing等溫鍛造模具材料生產(chǎn)高溫合金盤件并獲得成功。TZM是碳化物沉淀強化鉬基合金，在1 100～1 170℃范圍內(nèi)，強度水平在900～600 MPa之間。它是目前等溫鍛造或超塑性鍛造方法工業(yè)化生產(chǎn)粉末冶金高溫合金盤件的唯一模具材料。

對于采用鑄鍛工藝生產(chǎn)的高溫合金，如718，901和A286，可以通過析出相控制晶粒長大獲得細晶棒材。對于718合金，δ相加工可獲取平均晶粒ASTM 11級的棒材。P ＆ W公司采用兩步鍛造，生產(chǎn)直徑600 mm，厚度80 mm的全尺寸渦輪盤。首先制備細晶圓餅，工藝參數(shù)選用溫度954℃，變形速率0.3/min或溫度982℃，變形速率0.05/min;第二步采用低溫鍛造防止晶粒長大，利用低應變速率(0.05/min)細晶超塑性，實現(xiàn)近凈成形的盤件鍛造。Gatorizing加工可保證均勻ASTM 12/13級晶粒尺寸，鍛件晶粒度不粗于ASTM 11級。Gatorizing方式等溫鍛718轉子性能略優(yōu)于晶粒度相同的熱模鍛部件，強度和低周疲勞性能更優(yōu)異，而蠕變性能略低[33]。

SMC和P ＆ W公司利用超細晶UDIMET718合金，開發(fā)出954～1 010℃等溫鍛造加工技術。超細晶棒坯可降低高溫流變應力，雙變形速率分步鍛造可最小化應變速率敏感程度，在鍛造開始時對再結晶更有利。δ相加工718棒材(ASTM11～12)足以使δ相回溶溫度區(qū)間(954～996℃ )的流變應力低于100 MPa，流變應力降低可使合金能夠利用Gatorizing方式實現(xiàn)等溫鍛。在亞固溶溫度(954～996℃)區(qū)間，雙應變速率Gatorizing加工采用先高后低的應變速率，促進始鍛時動態(tài)再結晶，降低第二步鍛造的流變應力，可以實現(xiàn)超細晶718等溫鍛造成形[34]。

由于TZM鉬合金在高溫下極易氧化，作為等溫鍛造模具，必須在真空或惰性氣體保護下使用。惰性氣體的流動又會造成部分模具熱量散失，破壞等溫鍛造過程的等溫效果，因此，只能在真空狀態(tài)下采用封閉裝置完成高溫合金的等溫鍛造。美國生產(chǎn)粉末盤鍛件的主要供應商，Cameron、Ladish和 Wyman-Gordon分別建有5 000 t、8 000 t和 10 000 t真空等溫鍛造壓機[35]。

我國目前尚未掌握全封閉等溫鍛造設備的制造技術，利用TZM鉬合金模具實現(xiàn)高溫合金的等溫鍛造并不現(xiàn)實。為適應高性能發(fā)動機對低成本制造技術的需求，國外渦輪盤制造技術向著簡化工藝、提高性能、近凈成形的方向發(fā)展。俄羅斯結合合金設計和高溫度梯度定向凝固技術，發(fā)展了Ni3Al基等溫鍛造模具材料。

我國也采用K3和GH4698作為模具材料，探索近等溫鍛和熱模鍛工藝生產(chǎn)GH4169合金盤件。鋼鐵研究總院、寶山鋼鐵股份有限公司、中國第二重型工業(yè)集團公司聯(lián)合攻關，利用熱模鍛技術生產(chǎn)出尺寸精化、組織均勻、性能優(yōu)異的GH4169壓氣機盤。圖6為熱模鍛GH4169合金壓氣機盤晶粒度分布。與普通模鍛工藝相比，熱模鍛盤件節(jié)約原材料20%，冷模組織厚度小于5 mm，輪緣不同部位持久蠕變性能波動更小[36－38]。

圖6 熱模鍛GH4169合金壓氣機盤晶粒度分布Fig.6 Grain distribution of GH4169 compressor disk by hot die forging

5 結語

GH4169合金是典型的一材多用合金，通過不同的熱加工和熱處理，可以獲得組織和性能各異的產(chǎn)品，是目前航空發(fā)動機中用量最大的變形高溫合金。隨著國內(nèi)冶煉、熱加工設備的升級，純凈化冶煉(三次熔煉)、鐓拔和徑鍛聯(lián)合開坯、等溫鍛和熱模鍛等關鍵技術水平的提升，必將帶動變形高溫合金產(chǎn)業(yè)的整體技術進步，以適應不斷提高的航空、航天、石化、核能等領域對耐熱、耐蝕、抗蠕變、抗疲勞高溫合金產(chǎn)品的需求。

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