德國徠卡顯微鏡的粉末高溫合金擠壓變形組織研究

粉末高溫合金具有組織均勻、無宏觀偏析、合金化程度高、屈服強度和疲勞性能好等優(you) 點，已成為(wei) 先進航空發動機設計的材料。目前，在粉末高溫合金製造領域，美國和俄羅斯工藝各異，但均居於(yu) 前列。而我國在20世紀80年代才開始對粉末高溫合金進行研究，在材料研究和應用方麵雖已有了很大的進步，但在渦輪盤材料工藝和結構設計上與(yu) 國外還有很大的差距。在渦輪盤成形方麵，美國主要采用：熱等靜壓(HIP)，熱等靜壓+等溫鍛造(HIP+HIF)，或擠壓+等溫鍛造(EX+HIF);俄羅斯主要采用熱等靜壓(HIP)。G.I.Friedman。P.Loewnstein和D.R.Camahan，D.S.Michlin等人對Rene41、IN一100、U一700等合金材料的擠壓工藝進行了細致的研究，並得到了廣泛應用。我國主要采用熱等靜壓+等溫鍛造(HIP+HIF)的加工方法，並已經成功地研製出直徑為(wei) 630mm的FGH95粉末渦輪盤罔。但迄今為(wei) 止，對 FGH96合金擠壓工藝的研究還沒有係統地展開。

　　對FGH96熱等靜壓合金錠坯進行了擠壓變形工藝的研究，並對擠壓變形後的棒材顯微組織進行了分析，獲得了FGH96合金擠壓變形後的顯微組織變化規律;同時，通過擠壓變形，獲得了組織細小、均勻的等軸晶粒，從(cong) 而為(wei) 後續超塑性等溫鍛造成形奠定了基礎。

　　一、試驗方案：

　　試驗采用氬氣霧化法製備的FGH96合金粉末，它由熱等靜壓工藝(HIP)製成粉末錠坯，並經緩冷處理後進行擠壓。

　　試樣經機加工，包套，並在高溫電爐中加熱到一定溫度，保溫一段時間後，在液壓機上快速擠壓，擠壓比R=4：l。擠壓後，利用線切割切取試樣，經砂紙磨樣拋光後，采用化學腐蝕和電解腐蝕的方法，分別得到合金的晶粒組織和Y相分布。用徠卡DM6M顯微鏡進行顯微組織觀察。

　　二、結果分析：

　　(1)顯微組織變化

　　擠壓後坯料的晶粒得到了顯著的細化，晶粒度明顯小於(yu) 擠壓前，而且經過擠壓變形之後，粉末原始顆粒邊界(PPB)得到明顯破碎，獲得了細小、均勻的等軸晶，平均晶粒尺寸約為(wei) 5um(ASTM No.12)。而在FGH96合金渦輪盤等溫鍛造後晶粒組織研究中得出：輪緣部位的晶粒尺寸為(wei) 20um～25um，相當於(yu) ASTM晶粒度8級，輪心處的晶粒尺寸為(wei) 10um～15um，相當於(yu) ASTM晶粒度的8～9級;FGH96經熱等靜壓後，晶粒尺寸約為(wei) 20um～30um，即相當於(yu) ASTM7～8級;而GERALD FRIEDMAN在對同類材料Rene41合金擠壓後的棒材組織進行研究中，晶粒度達到ASTM 11～12級。由此可知，擠壓變形可以獲得細小的晶粒，其原因是擠壓變形是三向受壓的塑性變形過程，在變形過程中，通過剪切變形能夠有效地破碎粉末顆粒，使其發生較大的塑性變形，從(cong) 而得到細小的晶粒組織;同時，在擠壓變形過程中，擠壓坯料發生了動態再結晶過程，破碎的細小晶粒在長大的過程中，由於(yu) Y相對晶界有一定的釘紮作用，也有效地阻礙了擠壓變形過程中晶粒的長大，從(cong) 而能夠獲得晶粒度細小均勻的等軸晶。

　　(2)顯微組織分布

　　擠壓件不同部位的晶粒度有一定的差別。從(cong) 中心到表層的一段區域：大概為(wei) 3um～lOum(ASTM No.12～9)，表麵部位厚度大約為(wei) 2mm～3mm的區域內(nei) 達到10um～15um(ASTM No.9～8)，其中間有一段很少的區域晶粒度達到2um～6um(ASTM No.14～12)。在FGH95合金擠壓比為(wei) 6.5：1時，得到的擠壓件晶粒尺寸為(wei) 2.82um(AsTM No.14)。其原因是擠壓變形過程中。表層部位變形量比較大，對晶粒的破碎程度也比較大，所以能夠得到比較細小的晶粒。表層部位擠壓完成後，在冷卻過程中，冷卻速度較快，再結晶晶粒沒有來得及充分長大。被保存下來，從(cong) 而得到了細小的再結晶組織;在中心部位，由於(yu) 金屬主要是沿著擠壓方向流動，且塑性變形量相對較小，同時在擠壓後冷卻速度也比較慢，晶粒有較長的時間和能量長大，從(cong) 而得到了粗大的品粒組織;在擠壓件的表麵部位(約1mm～3mm)，由於(yu) 模具溫度比較低，坯料和模具之間發生了較大的熱傳(chuan) 遞，引起坯料溫度迅速降低，表麵部位擠壓變形抗力增加，變形量較小，變形閑難甚至在擠壓件表麵產(chan) 生不同程度的裂紋，所以得到比較粗大的晶粒。

　　(3)Y相的變化規律

　　擠壓變形前粉末顆粒邊界析出了較大的Y相(白色部分)，且沿著粉末顆粒邊界連續分布，形成了網狀或鏈狀。擠壓變形後，在晶粒邊界析出了細小、均勻的Y相，呈現出宏觀上非連續的網狀分布。在晶粒組織內(nei) 部，Y相更細小，這是由於(yu) 在擠壓變形過程中，受到三向壓應力的作用，發生了較大的塑性變形，同時，靜水壓力較高，從(cong) 而有利於(yu) Y相的破碎。使得較大的Y相破碎成較小的Y相。擠壓後，擠壓件在空氣中冷卻，冷卻速度比較快，產(chan) 生較大的過冷度，導致基體(ti) 的過飽和度較大，Y相形核臨(lin) 界尺寸變小，因此，析出的Y較小。此外，由於(yu) Y析出相的長大是一個(ge) 受擴散控製的過程，溫度的快速下降和擴散時間的限製，也使得Y長大受到限製，從(cong) 而得到細小均勻的Y相。

　　三、結論：

　　(1)FGH96合金經擠壓變形後，能有效地破碎原始顆粒邊界，得到了細小、均勻的等軸晶。

　　(2)在橫斷麵上，擠壓件呈現出三個(ge) 不同的區域。其晶粒尺寸存在差異，位於(yu) 擠壓件表層不均勻變形區域內(nei) ，晶粒尺寸較大，但通過機加工可以去除。

　　(3)經過擠壓變形後，擠壓件中的Y相得到了破碎，並獲得了均勻分布且細小的Y相，這對擠壓件的力學性能和後續成形工藝非常重要。

　　(4)在擠壓變形過程中，FGH96合金以位錯運動為(wei) 主要變形方式，同時伴有大量的孿晶產(chan) 生，兩(liang) 者相互影響，相互協調。同時。由於(yu) 擠壓變形過程中，發生了動態再結晶，從(cong) 而最終形成了細小、均勻的等軸晶。