GH4720Li合金细晶棒材制备的热加工工艺研究

曲敬龙，杜金辉，王民庆，毕中南，张 继

（钢铁研究总院 高温材料研究所，北京 100081）

GH4720Li合金是一种以γ′相析出强化以及Mo，W，Cr，Co固溶强化的高强度、耐腐蚀的镍基高温合金，主要用于制作650～750℃下使用的压气机盘和涡轮盘［1］。它目前已成功应用于 Rolls－Royce公司的BR700，AE2100，AE3007，T406，T800发动机［2－5］以及 Trent航空发动机［6，7］。

GH4720Li合金的合金化程度相当高，强化相γ′的数量更是高达40%～50%，是国际上公认的最难变形的高温合金之一。一方面，由于固溶强化和时效强化作用的增强使得该合金的高温变形抗力迅速提高，塑性降低；另一方面，高合金化造成了其熔点降低，再结晶温度升高，热加工窗口变窄。因此，通过合理的热加工工艺获得组织及性能优良的棒材是难变形高温合金GH4720Li研制成功的关键和难点。

目前，国内外高温合金的热加工开坯方法主要有三种：挤压开坯、锻造开坯和轧制开坯，或者两种开坯方法的结合。国外大锭型GH4720Li合金铸锭通常采用锻造开坯或挤压开坯，但挤压开坯需要大吨位快速挤压设备，而这种设备的应用工艺在国内尚不成熟。因此，本工作针对GH4720Li合金的快锻开坯工艺进行研究，在对高温合金开坯工艺调研以及GH4720Li合金MTS热模拟和数值模拟基础上，对开坯工艺参数进行初步确定，然后采用2000t快锻机对φ406mm的GH4720Li合金铸锭进行了开坯试制。

1 高温合金锻造开坯规律

锻造开坯关键的是不同火次变形温度以及变形量的匹配。其中加热工艺与变形温度的确定不仅要考虑使合金具有较好的热加工塑性，而且要使合金获得良好的组织［8，9］。其基本原则如下：

（1）防止合金过热。加热温度过高或在确定的上限温度下保持时间过长都会造成过热，变形即可引起严重开裂。

（2）防止终锻温度过低。变形的下限温度，一般要接近再结晶温度，温度过低一方面变形抗力急剧增加，另一方面会造成工件表面开裂。

（3）避免变形温度过高而使晶粒粗大。

高温合金的热加工变形程度应区别以下不同情况来确定：是铸态还是变形态；不同变形温度；不同锻压方法即不同的变形速率；不同合金的合金化水平即不同的塑性水平。对于形状复杂的锻件而言，一般变形是不均匀的，或者多火次、多锤锻造也存在变形程度确定及分配问题。一般要参考合金的固溶再结晶图，控制变形程度，使之不出现粗大晶粒，避开临界变形［10］。

在高温合金开坯过程中，第一火或前几火锻造通常在γ′相溶解温度以上，以使化学成分均匀及宏观组织得到破碎、细化。但温度不能超过局部偏析引起的低熔点相熔解温度。而接下来的锻造需在低温下进行，以使晶粒组织得到充分细化，经过多火次锻造最终得到所需尺寸的棒坯。锻造过程中微观组织的演变受到时间－温度－应力的影响，过程比较复杂，尤其是铸锭的三维开坯模拟研究工作相对比较少［11］。

依据材料的应用状况，进一步的晶粒细化需要通过轧制或者径锻机锻造完成。特别是随后需要经过闭模锻造及要求材料具有高强度情况下，轧制或锻造应在γ′相溶解温度以下进行。但在要求材料具有较好的蠕变性能情况下，最后的轧制或者锻造温度应该在γ′相溶解温度以上，以获得充分的再结晶晶粒组织［12］。

根据以上高温合金基本开坯锻造规律，结合合金本身的组织特点以及MTS等物理模拟结果，就可以初步确定出合金的开坯工艺参数。

2 实验结果与分析

2.1 铸态塑性图

为了确定不同温度下铸态GH4720Li合金的最大变形量，对其不同温度下的拉伸性能进行了测试。试样取自高温均匀化处理后φ406mm合金铸锭的径向1／2R处，每个实验点是三个试样拉伸结果的平均值，得到的塑性曲线如图1所示。

图1 GH4720Li合金铸态拉伸塑性图Fig.1 The tensile plasticity of as－cast GH4720Li alloy

由图1可见，铸态GH4720Li合金在小于1150℃时，塑性随温度升高逐渐增大，其中在1150～1160℃时塑性达到最大值，然后快速下降。当温度小于1080℃或大于1160℃时，合金塑性都会低于30%，开坯过程中容易造成铸锭开裂。因此，GH4720Li合金的第一火的始锻温度和终锻温度应该控制在1080～1160℃范围内，且不能超过相应温度下的最大变形量。

2.2 MTS热模拟实验

为了得到变形温度、变形速率、变形量等参数对合金热变形行为的影响规律，采用 MTS实验机对GH4720Li合金进行了热模拟压缩实验。

MTS试样取自高温均匀化处理后φ406mm合金铸锭的径向1／2R处，试样尺寸为φ14mm×20mm，两端面0.2mm深度的凹槽涂抹玻璃润滑剂。实验时试样以20℃／s的速率升温至变形温度，保温10min后进行等温压缩，变形温度为1000～1170℃，每隔10℃为一个实验点，应变速率分别为1，0.1s－1和0.01s－1，变形量为30%，50%，70%。图2为典型的三种不同实验条件下GH4720Li合金的组织。

图2 GH4720Li合金热模拟试样晶粒组织 （a）1070℃，0.1s－1，50%；（b）1130℃，0.1s－1，50%；（c）1150℃，0.1s－1，50%Fig.2 Microstructure of GH4720Li thermal simulation samples（a）1070℃，0.1s－1，50%；（b）1130℃，0.1s－1，50%；（c）1150℃，0.1s－1，50%

由不同热变形条件下的组织可以得到，当变形温度低于1100℃时，变形量即使达到70%，组织依然不能发生完全再结晶；当温度超过1150℃时，γ′相发生大量溶解，再结晶晶粒变得粗大。而变形温度在1100～1150℃，变形量超过50%（真应变＞0.7）时，可以得到最为理想的再结晶组织。因此，GH4720Li合金适宜的开坯温度应该在1100～1150℃，累积变形量超过50%，但单道次变形量不能超过相应温度下的最大允许变形量。

2.3 数值模拟

基于MTS物理模拟实验结果，建立起了针对GH4720Li合金开坯的本构方程、再结晶动力学及晶粒尺寸预测模型。再结合有限元数值模拟，即可以模拟实际的开坯过程。有限元模拟采用DEFORM 3D V6.1软件，通过调整开坯工艺参数，例如调整道次分布、变形量、锻造温度、变形速率等热加工参数，将得到的物理量场以及晶粒度分布等模拟结果与物理模拟结果对比，最终得到了φ406mm的GH4720Li合金铸锭相对最佳的开坯工艺参数。图3即为模拟的开坯锻造过程中部分火次的平均晶粒尺寸分布截图。可以得到，在相对最佳锻造温度以及每火次变形量分配条件下，每段棒材经过4到5火次拔长锻造后可以具有较好的锻透性，组织分布均匀，平均晶粒度可以达到ASTM9级以上。

图3 GH4720Li合金经不同道次锻造后的晶粒组织 （a）初始晶粒度；（b）中间火次晶粒度；（c）最终火次晶粒度Fig.3 Microstructure of as－forging GH4720Li alloy （a）original grain；（b）grain during forging；（c）final grain

3 GH4720Li合金铸锭锻造开坯结果

依据高温合金的基本开坯规律以及GH4720Li合金本身的组织特点，并根据GH4720Li合金塑性图、MTS热模拟以及有限元模拟结果，对开坯过程中每火次的加热温度以及变形量等工艺参数进行了初步确定，在此基础上，对φ406mm的GH4720Li合金铸锭进行了开坯试制。铸锭经真空感应加真空自耗双真空冶炼，高温均匀化处理后，利用2000t快锻机经过4～6火次将铸锭开坯锻造成φ130mm的棒材，车加工后直径约100mm。图4为φ100mm棒材的横截面低倍组织，中心、1／2R及边缘不同部位的高倍组织如图5所示。由图4，5可以看出，开坯后的棒材晶粒组织均匀细小，平均晶粒度在10级左右。

图4 GH4720Li合金棒材横向低倍组织Fig.4 Transverse macrostructure of GH4720Li alloy

将棒材经1090℃×4h油淬＋650℃×24h空冷＋760℃×16h空冷热处理后，对其微观组织进行观察并对不同温度下的拉伸性能进行测试，结果分别如图6，7所示。由图6可以看出，热处理后GH4720Li合金的微观组织主要分为一次γ′相、二次γ′相以及三次γ′相，一次γ′相的尺寸在1～4μm左右，二次γ′相的尺寸在200～400nm左右，三次γ′相的尺寸在90nm以下。一次γ′相呈块状钉扎于晶界，能够阻碍晶粒长大，促进再结晶；二次和三次γ′相主要以球状分布于晶内，主要起强化基体，提高基体强度的作用。性能测试结果如图7所示，可以看出，GH4720Li合金在室温到750℃范围内具有较高的强度以及较好的塑性，750℃以上合金强度以及塑性均随温度升高快速下降，其中塑性在850℃附近存在一个低塑性区，其中的机理需要进一步研究。由棒材的组织及性能结果，可以看出通过实验获得的开坯工艺参数合理可行。

4 结论

（1）GH4720Li合金铸锭的最佳开坯温度在1080～1160℃，低于1080℃或高于1160℃分别容易引起表面或内部开裂。

（2）变形温度1100～1150℃，变形量超过50%（真应变＞0.7）时，可以得到最为理想的再结晶组织。

（3）通过有限元模拟，得到了开坯过程中每火次锻造温度以及变形量的最佳匹配关系。

（4）对开坯工艺参数进行了初步确定，据此对φ406mm的GH4720Li合金铸锭进行了开坯试制，制备的棒材晶粒组织均匀细小，性能优良，表明实验得到的开坯工艺参数合理可行。

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