_相对GH4169合金热变形行为的影响
第32卷第6期
2012年12月航空材料学报
JOURNAL OF AERONAUTICAL MATERIALS
Vol.32，No.6December 2012
δ相对GH4169合金热变形行为的影响
韦家虎1，2，董建新1
，喻
健2，姚志浩1，付书红
2（1．北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083；2．北京航空材料研究院，北京100095）
摘要：对GH4169合金进行四种不同工艺的热处理以得到不同的δ相析出状态，采用Gleeble-1500试验机在980?下测试合金热变形特性。结果表明，GH4169合金经不同热处理后可获得不同初始状态的δ相含量及分布状态，合金中δ相的增加将降低合金变形抗力；δ相的存在促进变形合金再结晶形核和长大；晶界δ相的存在有利于热变形过程中的再结晶，而晶内δ相则阻碍形核过程；预先析出的δ相在变形过程中发生溶解。关键词：GH4169；热处理；δ相；热变形DOI ：10.3969/j.issn.1005-5053.2012.6.011中图分类号：V223；V215．5
文献标识码：A
文章编号：1005-
5053（2012）06-0072-06收稿日期：2012-05-18；修订日期：2012-07-05作者简介：韦家虎（1981—），男，博士研究生，工程师，变形高温合金锻造工艺优化研究，
（E-mail ）weijiahu1981@163．com 通讯作者：姚志浩（1982—），男，讲师，主要从事变形高温合金应用研究，
（E-mail ）zhihaoyao@ustb．edu．cn 。GH4169合金是一种镍基高温合金，它在高温
条件下具有强度高，抗氧化、抗辐照、热加工性能和焊接性能好的特点，又不含稀缺资源Co ，相比其他高温合金如GH738合金等，在650?使用温度下，具有较佳的使用性能，因而成为航空、航天及核能、石油领域等用量最大的变形高温合金之一
［1 5］
。该材料最大优点是可以通过调整热变形
工艺参数，获得不同晶粒尺寸和不同强度级别性
能的锻件，随后制成满足不同应用要求的热端部件。因此，
研究GH4169合金热变形行为具有重要意义。目前对GH4169合金热变形过程中的组织与热加工参数关系的研究较多，并取得了一定成果。这些研究可一定程度上分析预测热变形后的组织，但多局限于没有δ相参与或者大量δ相参与
的热变形行为［6 11］
。对于预先析出不同量、不同分布状态的δ相在热变形过程中对GH4169合金
形核、再结晶及晶粒长大组织演化的影响研究较少。然而，实际生产过程中，δ相会有不同程度的回溶与析出，与此同时在GH4169合金热变形过程中，δ相的存在对控制晶粒尺寸起着至关重要的作用［9］
。故而研究δ相对促进GH4169合金锻件晶粒细化及其作用机理非常有意义。本研究通过预
热处理获得不同程度δ相分布及数量，
并在δ相完全溶解温度980?下进行热变形，进而对δ相在GH4169合金热变形过程的作用及影响进行探讨。
1实验方法
表1为GH4169合金的化学成分。材料的原始状态为热轧棒材。首先将实验用合金棒材进行不同工艺热处理，预先在1050?保温28min ，水冷以获得晶粒均匀且无δ相的组织。然后通过不同热处理来获得数量、分布不同的δ相的显微组织。具体热处理工艺如表2所示。将获得不同显微组织的棒料，进行机加工，获得 8mm ?12mm 热压缩变形试样，然后通过Gleeble 热模拟试验机对标准加工样品进行热压缩变形实验。
经表2中热处理制度处理后，预变形前δ相分布如图1所示。经1050?/28min 水冷热处理后的样品，固溶态微观组织中没有或者极少存在δ相，见图1a 所示；经过1050?/28min 水冷+940?/1h 热处理后的试样，即析出颗粒δ相试样，在晶粒内部均匀分布着颗粒状的δ相，如图1b 所示；经
表1实验用GH4169合金成分（质量分数/%）Table 1
The chemical composition of GH4169alloy （mass fraction /%）
C Cr Fe Mo Nb Ti Al Ni 0．01
18．99
18．4
3．00
5．52
0．98
0．55
Bal．
第6期δ相对GH4169合金热变形行为的影响
表2
试样处理制度
Table 2
The heat treatment process for GH4169alloy
Feature of δphase Heat treatment
Solution state-no δphase 1050?/28min ，hydrocooling
Granular 1050?/28min ，hydrocooling +940?/1h ，hydrocooling Plenty 1050?/28min ，
hydrocooling +900?/20h ，hydrocooling Intergranular
1050?/28min ，hydrocooling +900?/1h ，hydrocooling
1050?/28min 水冷+900?/20h 水冷热处理后，
即获得大量δ相的试样，即在晶界及晶粒内部都有长条状、短棒状、颗粒状的δ相存在，如图1c 所示；经1050?/28min 水冷+900?/1h 水冷热处理
后的样品，合金组织内部晶界存在大量δ相，即只
在晶界分布长条状、
短棒状、颗粒状的δ相，而在晶粒内部没有或只有极少量的δ相存在，如图1d
所示
。
图1四种不同的δ相分布状态
（a ）固溶态-几乎无δ相；（b ）颗粒δ相；（c ）大量δ相；（d ）晶界δ相
Fig．1
The δphase topography in different initial states （a ）no δphase ；（b ）granular ；
（c ）plenty of δphase 3；（d ）intergranular
目前GH4169合金一般选择在980 1120?下进行变形锻造，而δ相的析出峰是900?，在980?时大量溶解，当温度达到1020?以上时基本全部溶解。因此，为获得δ相对GH4169合金热变形过程对组织的影响，选定980?为热模拟压缩变形。将不同工艺热
处理后的试样，在Gleeble-1500热模拟试验机上以10?/s －1加热到980?并保温2min ，以0．1s －1
变形速
率和70%变形量进行热变形。获得热模拟压缩过程中的真应力-真应变曲线。将变形后的试样沿其轴向
中心切开，观察变形态显微组织，进而对δ相在
GH4169合金热变形过程的影响规律进行分析。
2
实验结果与分析
2．1
应力-应变曲线
图2为以10?/s 加热到980?，保温2min 后，以0．1s －1
变形速率和70%变形量进行热变形的不同试样的真应力-真应变曲线。
3
7
航空材料学报第32
卷
图2不同预处理试样的真应力-真应变曲线（0．1s －1，70%）
Fig．2
The true stress-strain curves in different conditions （0．1s －1，70%）
由图2可以看出，晶界δ相的试样和大量δ相试样的峰值应力低于固溶态试样和颗粒δ相试样的
峰值应力。其中颗粒δ相试样的峰值应力最高，而晶界δ相试样的峰值应力最低。并且晶界δ相试样和大量δ相试样的峰值应力对应的峰值应变比固溶
态试样和颗粒δ相试样低2 3倍。同时，由图2可以发现，
大量δ相试样与颗粒δ相试样在真应变为0．6左右出现二次硬化。2．2
热变形态显微组织结果
图3为经过热压缩模拟变形后的试样的显微
组织。采用描点法统计再结晶体积分数，采用比较法和截线法计算再结晶晶粒大小，其结果如表3所示
。
图3合金变形后的微观组织形貌（980?，70%）（a ）固溶态；（b ）颗粒δ相；（c ）大量δ相；（d ）晶界δ相
Fig．3
The topography after deformation （980?，70%）（a ）no δphase ；（b ）granular ；
（c ）plenty of δphase ；（d ）intergranular
表3不同初始状态试样的再结晶体积分数和再结晶晶粒尺寸
Table 3
The fraction and grain size of recrystallization in different initial states
Feature of δphase Recrystallization fraction /%Grain size of recrystallization /μm
Solution state no δphase 75．97Granular 65．83Plenty of δphase 68．72Intergranular
92．2
10
由图3和表3可以看出，在相同外在变形条件
下，晶界δ相试样再结晶体积分数最多，达到92．2%。大量δ相试样和颗粒δ相再结晶体积分数相差不大，
但明显低于晶界δ相试样，同时低于固溶态试样的再结晶体积分数。大量δ相试样和颗粒δ相试样再结晶后的晶粒为2 3μm ，而晶粒内部没有δ相的固溶态试样和晶界δ相试样再结晶后的晶粒为7 10μm 。从而一定程度上说明，晶界处存在δ相有利于形核长大，然而大量δ相存在则更有利于促进形核，而长大的程度则较小。2．3
变形后的δ相分布
图4为变形后试样的δ相分布状态。在变形后，含有颗粒状δ相的试样、大量δ相的试样、晶
界δ相的试样中的δ相出现较大程度的溶解，在变
形过程中长条状的δ相随基体变形，发生一定程度弯曲，
甚至断裂溶解成短棒状、颗粒状。从热变形过程中的δ相变化规律看，在变形之前，固溶态没有δ相析出，颗粒状δ相的试样的δ相弥散分布
47
第6期δ相对GH4169合金热变形行为的影响于基体内，
大量δ相试样的δ相析出较多，在晶界与晶内都有大量析出，如图1所示。在980?变形后，固溶态基体内部仍无δ相，而颗粒δ相、大量δ相和晶界δ相三种组织状态试样发现δ相大量溶
解，
首先δ相本身在980?发生溶解，同时变形过程中在δ相附近形成大量的位错［6］
、空位等缺陷，这些缺陷有利于元素的扩散，因此，变形过程促进了δ相的溶解
。
图4
不同δ相状态试样变形后的微观组织（980?，70%）（a ）固溶态；（b ）颗粒δ相；
（c ）大量δ相；（d ）晶界δ相
Fig．4
The distribution of δphase for different initial states after deformation （980?，70%）（a ）no δphase ；
（b ）granular ；（c ）plenty ；（d ）intergranular
3结果分析与讨论
GH4169合金中的δ相是非常重要的析出相，
它的数量、形貌、分布能直接反映材质的均匀性，热
变形工艺的合理与否，
能影响产品的力学性能和晶粒组织。通过不同热处理工艺获得了不同的δ相分
布特征，从而对合金变形行为产生较重要影响，下面主要分析变形前预析出的δ相的位置、
数量、形貌的差异对变形后组织的影响及其δ相在变形过程中的变化规律。3．1
δ相数量对热变形的影响
GH4169合金中δ相的析出数量从多到少依次
为：大量δ相试样，晶界δ相试样，颗粒δ相试样，固溶态试样。合金在变形时δ相周围形成高的位错密度，因此δ相数量越多，回复与动态再结晶开始越早，形核位置越多。从而进一步说明：大量δ相和晶界δ相试样的峰值应力和峰值应变比颗粒δ相和固溶态试样的峰值应力和应变低是完全合理的。固溶态试样因几乎所有δ相均溶入基体中，所以，该合金
在变形过程中，δ相没有作为第二相产生作用，故而峰值应力和峰值应变相对都较高。但作为存在δ相的颗粒δ相试样来说，
由于颗粒δ相试样的相分布均匀，如图1b 所示弥散分布于晶粒之中，同时颗粒δ相较小，数量较少。较大量δ相和晶界δ相大面积软化区域，颗粒δ相由此形成的软化区域较小，基本没改变原始固溶态的软化程度。因此，在变形过程中，颗粒δ相峰值应力与固溶态相近，不会产生低应力大变形而形成高位错密度的效果，但要比大量δ相和晶界δ相试样的峰值应力高。
经典形核理论指出回复与动态再结晶开始越早，形核场所越多。这预示着在相同变形量下，发生动态再结晶的量也越多，因此，大量δ相和晶界δ相试样的再结晶体积分数远远高于颗粒δ相和固溶态试样，但是实际结果有些偏差，晶界δ相试样再结晶体积分数最多，符合推论。而大量δ相试样与颗粒δ相试样的再结晶体积分数相近，远远低于晶界δ相试样，且低于固溶态试样。
3．2δ相分布位置对热变形的影响
前面已经讨论得出δ相的存在，有利于形成高
5
7
航空材料学报第32卷
的位错密度，
大量δ相的存在有利于回复与动态再结晶的开始越早，形核场所越多。但是δ相析出的位置对再结晶影响也至关重要，继而影响到变形后晶粒组织。图2所示，
同时在晶粒内部有δ相析出的颗粒δ相试样和大量δ相试样的真应力-真应变曲线，在应变为0．6左右出现真应力-真应变曲线升
高的二次硬化现象。而在晶粒内部没有δ相析出，晶界δ相和固溶态试样却没有这种状况。出现这种情况的原因是，变形产生的动态硬化速率高于动态软化速率，由此导致应力应变曲线上升。然而热加工过程时的动态软化主要取决于动态回复与动态再结晶。由此说明，动态回复与再结晶受到阻碍作用。在再结晶过程中，δ相钉扎晶界，阻碍晶界扩展。再结晶的行核理论认为，再结晶形核优先位于大角度晶界［12］
。因此原始晶界是理想场所。当形核完成后，开始向晶粒内部继续形核生长，当在晶粒内部存在的较硬的第二相时，会发生钉扎晶界的作用，阻碍再结晶晶粒生长。这正好说明了晶粒内部有δ相析出的颗粒δ相试样和大量δ相试样的再结晶体积分数低于晶界δ相试样和固溶态试样的再结晶分数（如图4所示）。
晶界δ相试样只在晶界析出大量δ相，变形时δ相周围产生高的位错密度，同时原始晶界为理想的形核场所。晶粒内部没有δ相钉扎再结晶晶界发
展，
因此再结晶发展较容易，再结晶体积分数最多。而在大量δ相试样的晶界和晶粒内部都有大量δ相析出，在再结晶过程中，δ相钉扎作用，阻碍了晶界扩展，
使得再结晶晶粒生长受到阻碍。如图5所示再结晶晶粒在开始于δ相同时，生长过程中又受到δ相的阻碍而停止。这正好解释了，为什么同样有大量δ相析出、动态回复与动态再结晶开始较早的大量δ相试样的再结晶体积分数远远低于晶界δ相试样，同时低于固溶态试样（如图4所示）
。
图5
变形后δ相周围的微观组织
Fig．5
The microstructure of nearby grain boundary after hot deformation
晶粒内部存在的δ相对细化再结晶有促进作
用［9］，在晶粒内部存在δ相的大量δ相和颗粒δ相试样，其再结晶后的晶粒大小在2 3μm ；而晶粒内部没有δ相的固溶态和晶界δ相试样其再结晶后的晶粒大小在9 10μm 。
4结论
（1）GH4169合金初始晶粒中存在数量较多的δ相，由于其周围存在大量软化区域，在变形过程中，在较低的应力下产生较大塑性变形，形成高的位错
密度，
促进再结晶形核。（2）合金中晶界存在的δ相有利于再结晶形核长大，
晶粒内部存在的δ相对再结晶发展有阻碍作用，但是细化再结晶晶粒。
（3）在980?变形时在δ相附近促使形成大量
的位错、
空位等缺陷，有利于元素的扩散，因此，变形促进预先析出δ相溶解。
参考文献：
［1］BARKER J F．The Initial Years of Alloy 718AGE Perspec-tive ：Superalloy 718Metallurgy and Application ［C ］//Warrendale ，PA ：TMS ，1989：269－277．
［2］SCHAFRIK R E ，WARD D D ，GROD J R．Application of
Alloy 718in GE Aircraft Engines ：Past ，Present and Next Five Years ：Superalloys 718，625，706and Various Deriv-atives ［C ］//Warrendale ，PA ：TMS ，2001：1－11．［3］姚志浩，董建新，张麦仓．GH738高温合金热变形过程
显微组织控制与预测Ⅰ：组织演化模型的构建［J ］．金属学报，
2011，47（12）：1581－1590．（YAO Z H ，DONG J X ，ZHANG M C．Microstructure control and prediction of GH738superalloy during hot de-formation I ：Construction of microstructure evolution model ［J ］．Acta Metallurgica Sinica ，2011，47（12）：1581－1590．）
［4］姚志浩，王秋雨，张麦仓，等．GH738高温合金热变形过
程显微组织控制与预测II ：模型的验证与预测［J ］．金属学报2011，
47（12）：1591－1599．（YAO Z H ，WANG Q Y ，ZHANG M C ，et al ．Microstruc-ture control and prediction of GH738superalloy during hot deformation II ：Verifiation and application of microstructur-al evolution model ［J ］．Acta Metallurgica Sinica ，2011，47（12）：1591－1599．）
［5］吕成，张立文，王照坤，等．GH4169合金热加工中微观
组织模拟研究进展［J ］．材料热处理，2006，35（18）：57－60．
67
第6期δ相对GH4169合金热变形行为的影响
（LV C，ZHANG L W，WANG Z K．Progress in simulation research for microstructure of GH4169alloy during hot
working process［J］．Materials and Heat Treatment，2006，35（18）：57－60．）
［6］YUAN H，LIU W C．Effect of theδphase in the hot de-formation behavior of Inconel718［J］．Materials Science
and Engineering（A），2005（408）：281－289．
［7］ZHANG J M，GAO Z Y，ZHUANG J Y．mathematical modeling of the hot deformation behavior of superalloy
IN718［J］．Metallurgical and Materials Transactions（A），1999，（30）：2701－2713．
［8］DIX A W，HYZAK J M，SINGH R P．Application of ultra fine grain alloy718forging billet［C］//Superalloy1992，Warrendale，PA：TMS，1992：23－32．
［9］刘东，罗子健．通过控制δ相以优化IN718合金锻件的
组织和性能［J］．稀有金属，2005，29（2）：152－153．
（LIU D，LUO Z J．Optimizing microstructures and proper-ties of IN718alloy forgings via control ofδphase［J］，Rare
Metals，2005，29（2）：152－153．）
［10］BRAND A J，KARHAUSEN K，KOPP R．Microstructural simulation of nickel base alloy Inconel718in production of
turbine discs［J］．Material Science and Technology，1996
（12）：963－969．
［11］WANG Y，ZHEN L，SHAO W Z．Hot working character-istics and dynamic recrystallization of detal-processed su-
peralloy718［J］．Journal of Alloys and Compound，2009，474（12）：341－346．
［12］余永宁．材料科学基础［M］．北京：高等教育出版社，2006．
Influence ofδPhase on Hot Deformation Behavior of GH4169Alloy
WEI Jia-hu1，2，DONG Jian-xin1，YU Jian2，YAO Zhi-hao1，FU Shu-hong2
（1．School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing100083，China；2．Beijing Institute of Aeronautical Materials，Beijing100095，China）
Abstract：In order to reveal the influent ofδphase on the hot deformation behavior of GH4169alloy，variousδphase sizes and distri-bution，obtained by the different heat treatment，were investigated．Then，those different samples were hot deformed at980?using Gleeble-1500hot compression testing machine．The effect of pre-precipitatedδphase on hot deformation mechanism and microstructure after deformation of GH4169alloy was systematically studied．The results show that the amount and distribution ofδphase significantly affect microstructure evolution and recrystallization behavior during hot deformation．The amount ofδphase increases，the stress of de-formation reduce．Besides，δphase promotes the nucleation and growth of recrystallization grains，especiallyδprecipitation in grain boundary．Furthermore，hot deformation accelerates the dissolution of pre-precipitatedδphase during deformation at980?．
Key words：GH4169superalloy；heat treatment；δphase；hot deformation
77
变形高温合金的特性、分类及用途
科技名词定义 塑性变形 科技名词定义 中文名称：塑性变形 英文名称：plastic deformation 定义：岩体、土体受力产生的、力卸除后不能恢复的那部分变形。 应用学科：水利科技（一级学科）；岩石力学、土力学、岩土工程（二级学科）；土力学（水利）（三级学科） 本内容由全国科学技术名词审定委员会审定公布 塑性变形（Plastic Deformation），的定义是物质-包括流体及固体在一定的条件下，在外力的作用下产生形变，当施加的外力撤除或消失后该物体不能恢复原状的一种物理现象。
目录 介绍 机理 影响 介绍 机理 影响 展开 编辑本段介绍 材料在外力作用下产生而在外力去除后不能恢复的那部分变形 塑性变形 。材料在外力作用下产生应力和应变（即变形）。当应力未超过材料的弹性极限时，产生的变形在外力去除后全部消除，材料恢复原状，这种变形是可逆的弹性变形。当应力超过材料的弹性极限，则产生的变形在外力去除后不能全部恢复，而残留一部分变形，材料不能恢复到原来的形状，这种残留的变形是不可逆的塑性变形。在锻压、轧制、拔制等加工过程中，产生的弹性变形比塑性变形要小得多，通常忽略不计。这类利用塑性变形而使材料成形的加工方法，统称为塑性加工。 编辑本段机理 固态金属是由大量晶粒组成的多晶体，晶粒内的原子按照体心立方、面心立方或紧密六方等方式排列成有规则的空间结构。由于多种原因，晶粒内的原子结构会存在各种缺陷。原
塑性变形 子排列的线性参差称为位错。由于位错的存在,晶体在受力后原子容易沿位错线运动,降低晶体的变形抗力。通过位错运动的传递，原子的排列发生滑移和孪晶（图1）。滑移是一部分晶粒沿原子排列最紧密的平面和方向滑动，很多原子平面的滑移形成滑移带，很多滑移带集合起来就成为可见的变形。孪晶是晶粒一部分相对于一定的晶面沿一定方向相对移动，这个晶面称为孪晶面。原子移动的距离和孪晶面的距离成正比。两个孪晶面之间的原子排列方向改变，形成孪晶带。滑移和孪晶是低温时晶粒内塑性变形的两种基本方式。多晶体的晶粒边界是相邻晶粒原子结构的过渡区。晶粒越细，单位体积中的晶界面积越大，有利于晶间的移动和转动。某些金属在特定的细晶结构条件下，通过晶粒边界变形可以发生高达300～3000％的延伸率而不破裂。 编辑本段影响 金属在室温下的塑性变形，对金属的组织和性能影响很大，常会出现加工硬化、内应力和各向异性等现象。 加工硬化 塑性变形引起位错增殖，位错密度增加，不同方向的位错发 塑性变形力学原理 生交割，位错的运动受到阻碍，使金属产生加工硬化。加工硬化能提高金属的硬度、强度和变形抗力，同时降低塑性，使以后的冷态变形困难。
金属材料热处理变形及开裂问题探讨
金属材料热处理变形及开裂问题探讨 摘要变形和开裂是热处理较难解决的问题，目前热处理变形的复杂规律尚未被彻底认识和掌握。本文简要分析了热处理变形的开裂原因、影响变形的因素以及减小热处理变形防止开裂的具体措施。而影响变形和开裂的因素及防止变形和开裂的方法有很多。 关键词热处理变形;开裂;热应力;组织应力 1 热处理变形开裂的原因 工件的变形包括尺寸变化和形状变化两种，无论哪种变形，主要都是由于热处理时工件内部产生的应力所造成的。根据内应力形成的原因不同，可以分为热应力和组织应力。工件变形是这两种应力综合影响的结果，当应力大于屈服极限就会永久变形，大于材料的强度工件就会开裂。 1.1 热处理引起的变形和开裂的原因 钢件在加热和冷却过程中，将产生热胀冷缩的体积变化，零件加热到淬火温度时，屈服强度明显降低，塑性则提高，当应力超过屈服强度时，就会产生塑性变形。如果造成应力集中并超过了材料的强度极限，就会使零件淬裂。导热性很差的高碳合金钢，如合金模具钢Gr12MoV，高速钢W18GrV之类的工具钢，淬火温度很高，如不采用多次预热和缓慢加热，不但会造成零件变形而且会导致零件开裂而报废，所以在对高速钢淬火时，首先在860±10℃的盐浴炉中进行等温预热，对于较细或较粗的零件应在预热前，在550℃炉进行2小时以上的回火，这样就会减小热处理变形，冷却时，由于温差大，热应力是造成零件变形的主要原因。 1.2 组织应力引起的变形 组织应力有两个特点[1]：（1）工件表面受拉应力，心部压应力。（2）靠近表面层，切向拉应力大于轴向拉应力。组织应力引起工件变形的特点与热应力相反，使平面变凹，直角变锐角，长的方向变长，短的方向变短。 淬火零件的变形时热应力和组织应力综合作用的结果，除内应力外，零件的变形还要看材料成分、工件的形状和介质、冷却速度的影响，实际情况要复杂很多，因此在解决实际问题时，要全面分析是热应力还是组织应力起主导作用，以便判断变形的趋势或裂纹产生可能性，并采取各种措施予以控制或防止。 2 影响变形及开裂的因素 在生产实际中，影响热处理变形的因素很多，其主要包括：钢的化学成分、冷却过程、钢的几何形状尺寸、淬火介质的选择等。
GH4169 镍基变形高温合金资料
GH4169 镍基变形高温合金资料 中国牌号：GH4169/GH169 美国牌号：Inconel 718/UNS NO7718 法国牌号：NC19FeNb 一、GH4169概述 GH4169合金是以体心四方的γ"和面心立方的γ′相沉淀强化的镍基高温合金，在-253～700℃温度范围内具有良好的综合性能,650℃以下的屈服强度居变形高温合金的首位, 并具有良好的抗疲劳、抗辐射、抗氧化、耐腐蚀性能,以及良好的加工性能、焊接性能和长期组织稳定性，能够制造各种形状复杂的零部件，在宇航、核能、石油工业中，在上述温度范围内获得了极为广泛的应用。 该合金的另一特点是合金组织对热加工工艺特别敏感，掌握合金中相析出和溶解规律及组织与工艺、性能间的相互关系，可针对不同的使用要求制定合理、可行的工艺规程，就能获得可满足不同强度级别和使用要求的各种零件。供应的品种有锻件、锻棒、轧棒、冷轧棒、圆饼、环件、板、带、丝、管等。可制成盘、环、叶片、轴、紧固件和弹性元件、板材结构件、机匣等零部件在航空上长期使用。 1.1 GH4169 材料牌号 GH4169(GH169)
1.2 GH4169 相近牌号 Inconel 718(美 国),NC19FeNb(法国) 1.3 GH4169 材料的技术标准 1.4 GH4169 化学成分该合金的化学成分分为3类：标准成分、优质成分、高纯成分，见表1-1。优质成分的在标准成分的基础上降碳增铌，从而减少碳化铌的数量，减少疲劳源和增加强化相的数量，提高抗疲劳性能和材料强度。同时减少有害杂质和气体含量。高纯成分是在优质标准基础上降低硫和有害杂质的含量，提高材料纯度和综合性能。 核能应用的GH4169合金，需控制硼含量（其他元素成分不变），具体含量由供需双方协商确定。当ω（B）≤0.002%时，为与宇航工业用的GH4169合金加以区别，合金牌号为GH4169A。 表 1-1[1]%
热处理变形的原因
热处理变形的原因 在实际生产中，热处理变形给后续工序，特别是机械加工增加了很多困难，影响了生产效率，因变形过大而导致报废，增加了成本。变形是热处理比较难以解决的问题，要完全不变形是不可能的，一般是把变形量控制在一定范围内。 一、热处理变形产生的原因 钢在热处理的加热、冷却过程中可能会产生变形，甚至开裂，其原因是由于淬火应力的存在。淬火应力分为热应力和组织应力两种。由于热应力和组织应力作用，使热处理后零件产生不同残留应力，可能引起变形。当应力大于材料的屈服强度时变形就会产生，因此，淬火变形还与钢的屈服强度有关，材料塑性变形抗力越大，其变形程度越小。 1.热应力 在加热和冷却时由于零件表里有温差存在造成热胀冷缩的不一致而产生热应力。零件由高温冷却时表面散热快，温度低于心部，因此表面比心部有更大的体积收缩倾向，但受心部阻碍而使表面受拉应力，而心部则受压应力。表里温差增大应力也增大。 2.组织应力 组织应力是因为奥氏体与其转变产物的比容不同，零件的表面和心部或零件各部分之间的组织转变时间不同而产生的。由于奥氏体比容最小，淬火冷却时必然发生体积增加。淬火时表面先开始马氏体转变，体积增大，心部仍为奥氏体体积不变。由于心部阻碍表面体积增大，表面产生压应力，心部产生拉应力。 二、减少和控制热处理变形的方法 1.合理选材和提高硬度要求 对于形状复杂，截面尺寸相差较大而又要求变形较小的零件，应选择淬透性较好的材料，以便使用较缓和的淬火冷却介质淬火。对于薄板状精密零件，应选用双向轧制板材，使零件纤维方向对称。对零件的硬度要求，在满足使用要求前提下，尽量选择下限硬度。 2.正确设计零件 零件外形应尽量简单、均匀、结构对称，以免因冷却不均匀，使变形开裂倾向增大。尽量避免截面尺寸突然变化，减少沟槽和薄边，不要有尖锐棱角。避免较深的不通孔。长形零件避免截面呈横梯形。 3.合理安排生产路线，协调冷热加工与热处理的关系
GH4169 一种沉淀强化镍基高温合金
GH4169 一种沉淀强化镍基高温合金 GH4169 是一种沉淀强化镍基高温合金，在-253～650℃温度范围内具有良好的综合性能，650℃以下的居的首位，并具有良好的抗疲劳、抗辐射、抗氧化、耐腐蚀性能，以及良好的加工性能、焊接性能良好。该合金的另一特点是合金组织对热加工工艺特别敏感，掌握合金中相析出和溶解规律及组织与工艺、性能的相互关系，可针对不同的使用要求制定合理、可行的工艺规程，就能获得可满足不同强度级别和使用要求的各种零件。供应的品种有锻件、锻棒、轧棒、冷轧棒、圆饼、环件、板、带、丝、管等。可制成盘、环、叶片、轴、紧固件和弹性元件、结构件、机匣等零部件在航空上长期使用。 外文名：GH4169 主要形式：棒材、板材，带材、管材 主要用途：航空发动机、核能工业、石油领域应用的零件 特点：合金组织对热加工工艺特别敏感制 造各：种形状复杂的零部件 相近牌号 INCONEL718 （美国），NC19FeNb(法国） 技术标准 GJB 2612-1996 《焊接用高温合金冷拉丝材规范》 HB 6702-1993 《WZ8系列用GH4169合金棒材》 Q/6S 1034-1992 《高温紧固件用GH4169合金棒材》 Q/3B 548-1996 《GH4169合金锻件》 Q/3B 548-1996 《GH4169合金锻件》 Q/3B 4048-1993 《YZGH4169合金棒材》 Q/3B 4050-1993 《GH4169合金板材》 Q/3B 4051-1993 《GH4169合金丝材》 GB/T14992-2005 《高温合金》 化学成分
该合金的化学成分分为3类：标准成分、优质成分、高纯成分，件表1-1。优质成分的在标准成分的基础上降碳增铌，从而减少的数量，减少疲劳源和增强强化相的数量，提高抗疲劳的含量，提高材料的纯度和综合性能。 核能应用的GH4169合金，需控制硼的含量（其他元素成分不变），具体含量有工序双方协商确定。当ω（B）≤0.002%时，为与宇航工业用的GH4169合金加以区别，合金牌号为 GH4169A。 表1-1 类 别 C Cr Ni Co Mo Al Ti Fe 标 准 ≤0.0817.0~21.050~55.0≤1.0 2.80~3.300.30~0.700.75~1.15余优 质 0.02~0.0617.0~21.050~55.0≤1.0 2.80~3.300.30~0.700.75~1.15余高 纯 0.02~0.0617.0~21.050~55.0≤1.0 2.80~3.300.30~0.700.75~1.15余 类 别 Nb B Mg Mn Si P S Cu Ca 不大于不大 于 不 大 于 不 大 于 不大 于 不大 于 不 大 于 不大 于 标 准 4.75~ 5.500.0060.010.350.350.0150.0150.300.01 优 质 5.00~5.500.0060.010.350.350.0150.0150.300.01 高 纯 5.00~5.500.0060.0050.350.350.0150.0150.300.005 类 别 Bi Sn Pb Ag Se Te Tl N O 不大于不大 于 不大于 不大 于 不大于不大于不大于 不 大 于 不大 于 标 准 ------0.0005---0.0003------------优 质 0.0010.0050.0010.0010.0003------0.010.01
基于CPFEM的TA15钛合金高温塑性变形研究
基于CPFEM的TA15钛合金高温塑性变形研究晶体塑性理论将晶体塑性变形的物理机制及变形几何学与单晶或多晶的弹塑性本构方程相结合，从介观尺度（即晶粒尺度）上解释材料的各种塑性变形行为。将晶体塑性理论与有限元方法相结合的方法称为晶体塑性有限元方法（Crystal Plastic Finite Element Method，CPFEM），该方法从材料变形的物理机制出发，可以较为准确的反映材料的微观特性。 目前晶体塑性有限元模拟已成为力学界和材料界的研究热点。钛与钛合金是一种重要的结构材料，以其优异的性能广泛应用在航空航天等领域。 钛有两种同素异构晶型：密排六方(HCP)点阵的α-Ti相和体心立方(BCC)点阵的β-Ti相，由于晶格类型不同，其变形机制差别较大。文中综合采用了有限元方法、晶体塑性理论、元胞自动机等现代科学技术方法。 从介观尺度出发，根据合金微观晶格结构的不同，研究新型近α型钛合金—TA15钛合金的高温塑性变形，研究在相变点温度以上及以下的TA15钛合金高温的高温塑性变形行为。文中采用元胞自动机方法得到了相变点上的TA15钛合金的初始晶粒形貌。 建立了适用于变形温度在相变点以上的TA15合金的高温塑性变形的晶体塑性有限元模型。模拟结果表明多晶体在塑性变形的过程中，晶粒与晶粒之间以及晶粒内部的应力分布存在着明显的差异，晶粒内部与晶粒外部的塑性变形非常不均匀。 通过对滑移系上的剪应变进行分析表明由于各晶粒的取向不同和晶粒间的取向差的差异，不同晶粒的滑移系开动情况差别很大；在同一晶粒内部，由于需要协调相邻晶粒的应变情况，因此滑移系开动的程度也不完全相同。建立了适用
高温合金切削特点
切削特点 a、切削力大：比切削45号钢大2～3倍。 b、切削温度高：比切削45号钢高50％左右。 c、加工硬化严重：切削它时的加工表面和已加工表面的硬度比基体高50～100％。 d、刀具易磨损：切削时易粘结、扩散、氧化和沟纹磨损。 刀具材料 a、高速钢：应选用高钒、高碳、含铝高速钢。 b、硬质合金：应采用YG类硬质合金。最好采用含TaC或NbC的细颗粒和超细颗粒硬质合金。如YG8、YG6X、YG10H、YW4、YD15、YGRM、YS2、643、813、712、726等。 c、陶瓷：在切削铸造高温合金时，采用陶瓷刀具也有其独特的优越性。 刀具几何参数 变形高温合金(如锻造、热轧、冷拔)。刀具前角γ0为10°左右；铸造高温合金γ0为0°左右，一般不鐾负倒棱。刀具后角一般α=10°～15°。粗加工时刀倾角λs为-5°～-10°，精加工时λs =O～3°。主偏角κr为45°～75°。刀尖圆弧半径r为0.5～2mm，粗加工时，取大值。 切削用量 a、高速钢刀具：切削铸造高温合金切削速度Vc为3m/min左右，切削变形高温合金Vc=5～10m/min。 b、硬质合金刀具：切削变形高温合金Vc：40～60m/min；切削铸造高温合金Vc=7～10m/min。进给量f和切削深度αp均应大于0.1mm，以免刀具在硬化后的表面进行切削，而加剧刀具磨损。 切削液 粗加工时，采用乳化液、极压乳化液。精加工时，采用极压乳化液或极压切削油。铰孔时，采用硫化油85～90％+煤油10～15%，或硫化油(或猪油)+CCl4。高温合金攻丝十分困难，除适当加大底孔直径外，应采用白铅油+机械油，或氯化石蜡用煤油稀释，或用MoS2油膏。 高温合金钻孔
金属材料热处理变形的影响因素及控制策略 林祥峰
金属材料热处理变形的影响因素及控制策略林祥峰 发表时间：2019-01-11T15:27:45.960Z 来源：《新材料·新装饰》2018年7月上作者：林祥峰[导读] 在进行零部件加工中,由于有的情况下要对金属材料进行热加工处理,以此来提升金属材料的性能。在我国的金属材料加工中,是制造业发展的一个表现青海瑞合铝箔有限公司青海省西宁市 810000摘要：在进行零部件加工中,由于有的情况下要对金属材料进行热加工处理,以此来提升金属材料的性能。在我国的金属材料加工中,是制造业 发展的一个表现,对机械设备的需要也在不断增加,在这样的条件下,要保证好机械材料的质量问题,就要对金属材料进行热加工处理。关键词：金属材料；热处理变形；影响因素；控制策略 1影响金属材料热处理变形的因素在对金属材料进行热加工环节中,由于金属材料自身结构问题,在受到外部环境变化,主要是受不等时间内冷和热的不均匀,就会有变形的可能。在对金属这些热处理过程中,金属本身温度会受到明显的变化,这样的温度变化,会对金属的内部结构形成影响,这样的影响在加剧的时候,就会引起金属外部形状的变化,这种变化就叫住内应力塑型变形。在内应力变形中,对金属外部特征的改变较多,而且这样的改变还会随着对金属材料的热加工频率而发生改变,也就讲,在对金属热加工的次数越高,变形的可能性就越大。在正常的情况下,金属材料的内应力主要分层两种,一种是热应力,另一种是组织应力变形。在对金属材料进行等同的热效应和冷效应后,在对这样的操作过程中,就可以获得热应力变形。然而在组织应力形状变形中,金属本身的性能、形状、还有就是对金属材料的加入和冷却方式都有着直接的关系。在对金属材料热加工过程中,我们可以了解到,要提高金属材料的使用性能,对这个提高的过程是繁琐和复杂的,而在操作中还要考虑金属材料的种类,以及操作规范都要进行合理的调整,同时收集参数内容。由于受到我国技术加工的局限性,在加工过程中对温度的控制和监测的精度都难以进行有效的把控,在这样的环境中进行热加工处理,是非常容易出现对温度控制的准确性,使金属材料的变形。 2在金属材料热处理过程中减少变形的控制原则 2.1遵循易操作性的原则一般而言,金属材料热处理企业遍布在城市近郊,但由于工艺操作的地域条件的控制,所以能达到金属材料热处理变形控制所要求的科学精细操作,为了化解这种局面,就应该在热处理变形解决方案和相关工艺的试用期间就保持更高一些的方案容错率,尽可能的减少外部环境对热处理变形控制的影响。 2.2遵循实用性的原则由于金属材料是一种不可再生资源,为了资源的可持续发展,我们应切实考虑资源的浪费问题。减少资源的浪费最为关键的就是需要减少金属热处理时材料的变形,实现资源的有效利用。在热处理过程中,我们务必采取科学有效的方法,确保加工过程的实用性,同时确保金属材料的充分利用。 2.3遵守科学性的原则为了减少热处理中的变形,就必须采取科学的管理方案。在工作上,我们金属材料加工的技师要秉持着科学的精神,运用科学的方法,即便在目前技术设备不够完善的状况下,也要确保技术材料的热处理不会有变形情况的出现,即便是有,也要限制在合理的范围内。 3金属材料热处理减少变形的途径和方法 3.1做好热处理工艺前的预处理工作金属热处理时的正火和退火对变形量也有影响。正火时若温度偏高,容易造成材料内部变形加大,所以应在热处理前进行温度控制。实践表明,正火处理后采用等温淬火处理手段可使材料内部结构更为均匀。另外,为提高材料正火处理的成效,结合材料自身结构特点采取适当的退火,可以缩小材料所受温度梯度,在热处理期间控制变形,提高材料热处理的质量和水平。 3.2金属材料热处理淬火工艺的科学运用这对金属材料热加工过程中,淬火工艺是金属材料热加工的核心技术,在这样的技术中,对金属热加工温度的稍微把握不准确,就会造成对金属材料的内应力变形,因此在加工中,要使用好淬火介质,有对介质合理有效的利用,保证金属内部不会有失调的现象发生,从而保证好金属变形。因此在淬火介质的使用中我们要采用科学合理的使用方法,要在工作中不断创新,要不断提高介质的使用,这是一个经验积累的过程,在工作中,要求金属加工工艺师要不断发现问题,然后解决问题,在解决问题中创造出新的工艺方法,从而在根本上解决金属材料在热加工中变形问题。 在对金属冷却过程中是金属变形的关键步骤,因此,金属加工工艺师要严格按照工作流程来完成,要使用科学的冷却方法,在冷却中要把握好速度,这样就能有效的保证好金属材料的质量,而且还能金属变形的增量。在淬火工艺中,淬火的常用介质一般是水和油,在保证好放入的速度时,还要保证好水的温度,介质水温一般要求在55度到65度。如果使用油作为淬火介质,要求油温保持在60度到80度,关键技术还是在放入的速度把控中,质量和变形就看冷却的效果。这里对科学方法使用的强调,其最终的目的就是要保证好金属的变形问题,和质量性能问题。 3.3金属材料在热加工中冷却方法的科学化选择在现阶段的我国技术热处理加工中,对金属冷却的方法主要有双液淬火方式和单液淬火方等多种方式。所谓的双液淬火冷却方式主要是指,在对金属加入中,包金属先放入到一种液体介质中,使金属温度迅速降到300度,然后在把技术放入温度更低的介质中进行有效的冷却,这里还是要把握好两次放入的的速度问题,把握好速度才能把握好金属材料的质量。在单液淬火工艺中,需然能够提高在淬火中的工作效率,但是,却在淬火速度的控制中很难把控科学的方法。在对这两种淬火工艺的选择中,可以根据实际需要,来对金属淬火的质量与水平的把握。 3.4科学的选择装夹方式和夹具在对金属加热和冷却的过程中,对金属加工装夹的使用方式不同,被加工的金属材料的现状也就不同,在这里就要根据金属的实际现状来选择装夹工具,在合适的装夹工具中,才能保证技术材料的受热均匀,同时才能保证材料在加工过程中不会变形。而且在实际的工作中,。可以根据加工金属形状的改变,灵活采用装夹工具。结论
TA15钛合金高温变形行为研究
TA15钛合金高温变形行为研究 TA15钛合金的名义成分为Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V，属于高Al当量的近α型钛合金。该合金既具有α型钛合金良好的热强性和可焊性，又具有接近于α+β型钛合金的工艺塑性，是一种综合性能优良的钛合金，被广泛用于制造高性能飞机的重要构件。对金属热态加工过程进行数值模拟，需要确定材料对热力参数的动态响应特征，即材料的流动应力与热力参数之间的本构关系，这对锻造工艺的合理制定，锻件组织的控制以及成型设备吨位的确定具有科学和实际的指导意义。 中国船舶重工集团公司725所的科研人员以TA15合金的热模拟压缩试验为基础，研究了变形工艺参数对TA15合金高温变形时流动应力的影响，这些研究对制定合理的TA15合金锻造热加工工艺，有效控制产品的性能、提高产品质量提供了借鉴。 热模拟压缩试验所用材料为轧制态Φ55mmTA15合金棒材，相变点为995±5℃，将该棒料切割加工成Φ8mm×12mm的小棒料进行试验。研究结果表明：（1）TA15合金在高温变形过程中，流动应力首先随应变的增大而增加，达到峰值后再下降，最后趋于稳定值。同一应变速率下，随着变形温度的升高，合金的流动应力降低；同一变形温度下，随着应变速率的减小，合金的流动应力减小。（2）TA15合金属于热敏感型和应变速率敏感型材料。应变速率较小时，变形温度对稳态应力和峰值应力的影响较小；应变速率较大时，变形温度对稳态应力和峰值应力的影响较大。变形温度较低时，应变速率对稳态应力和峰值应力的影响较大；变形温度较高时，应变速率对稳态应力和峰值应力的影响较小。（3）建立了TA15合金高温变形时的流动应力本构方程，经显著性检验和相关系数检验，证明所建立的方程具有较好的曲线拟合特性，方程的计算值与实验数据吻合较好。
GH4169是什么牌号材料
GH4169是是Fe-Ni-Cr基沉积硬化型变形高温合金，长时间运用温度规模-253~650℃，短期运用温度在800℃，在650℃以下时具有高强度、出色的耐性以及在高低温环境均具有耐氧化耐腐蚀性。以及出色的加工功能和焊接功能和长时间组织稳定性。 GH4169适用于制作航空、航天和石油化工中的环件、叶片、紧固件和结构件等，主要有棒、板、管、带、丝、等。 GH4169对应牌号:2.4668、N07718、GH4169。 GH3536钢板GH3536棒GH3536锻件GH3536管GH3536带材 预热：工件在加热之前和加热过程中都应进行外表清理，坚持外表清洁。若加热环境含有S、P、铅或其他低熔点金属，合金将变脆。杂
质来源于做符号的油漆、粉笔、润滑油、水、燃料等。燃料的硫含量要低，如液化气和气的杂质含量要低于0.1%，城市煤气的硫含量要低于0.25g/m3，石油气的硫含量低于0.5%是理想的。加热的电炉应要具有较准的控温才能，炉气应为中性或弱碱性，应防止炉气成分在氧化性和还原性中动摇。 GH4169冷热加工：合金合适的热加工温度为1120-900℃，冷却方法可以是水 62616964757a686964616fe59b9ee7ad9431333431353839淬或其他快速冷却方法，热加工后应及时退火以确保得到很好的功能。热加工时资料应加热到加工温度的上限，为了确保加工时的塑性，变形量到达20%时的终加工温度不应低于960℃。冷加工应在固溶处理后进行，加工硬化率大于奥氏体不锈钢，因此加工设备应作相应调整，并且在冷加工过程中应有中间退火过程。 冷热处理：不同的固溶处理和时效处理工艺会得到不同的资料功能。因为γ”相的扩散速率较低，所以通过长时间的时效处理能使合金取得很好的机械功能。 冷打磨：工件焊缝附近的氧化物要比不锈钢的更难以去除，需要用细砂带打磨，在HNO3和氢氟酸的混合酸中酸洗之前，也要用砂纸去除氧化物或进行盐浴预处理。 GH4169机加工：机加工需在固溶处理后进行，要考虑到资料的加工硬化性，与奥氏体不锈钢不同的是，合适选用低外表切削速度。GH4169焊接功能：沉淀硬化型的GH4169合金很合适于焊接，无焊
高温合金GH4169
常州市天志金属材料有限公司 一、GH4169 概述 GH4169合金是以体心四方的γ"和面心立方的γ′相沉淀强化的镍基高温合金，在-253～700℃温度范围内具有良好的综合性能,650℃以下的屈服强度居变形高温合金的首位,并具有良好的抗疲劳、抗辐射、抗氧化、耐腐蚀性能,以及良好的加工性能、焊接性能和长期组织稳定性，能够制造各种形状复杂的零部件，在宇航、核能、石油工业中，在上述温度范围内获得了极为广泛的应用。 该合金的另一特点是合金组织对热加工工艺特别敏感，掌握合金中相析出和溶解规律及组织与工艺、性能间的相互关系，可针对不同的使用要求制定合理、可行的工艺规程，就能获得可满足不同强度级别和使用要求的各种零件。供应的品种有锻件、锻棒、轧棒、冷轧棒、圆饼、环件、板、带、丝、管等。可制成盘、环、叶片、轴、紧固件和弹性元件、板材结构件、机匣等零部件在航空上长期使用。 1.1 GH4169 材料牌号 GH4169(GH169) 1.2 GH4169 相近牌号 Inconel 718(美国),NC19FeNb(法国) 1.3 GH4169 材料的技术标准 GJB 2612-1996 《焊接用高温合金冷拉丝材规范》 HB 6702-1993 《WZ8系列用GH4169合金棒材》 GJB 3165 《航空承力件用高温合金热轧和锻制棒材规范》 GJB 1952 《航空用高温合金冷轧薄板规范》 GJB 1953《航空发动机转动件用高温合金热轧棒材规范》 GJB 2612 《焊接用高温合金冷拉丝材规范》 GJB 3317《航空用高温合金热轧板材规范》 GJB 2297 《航空用高温合金冷拔（轧）无缝管规范》 GJB 3020 《航空用高温合金环坯规范》 GJB 3167 《冷镦用高温合金冷拉丝材规范》 GJB 3318 《航空用高温合金冷轧带材规范》 GJB 2611《航空用高温合金冷拉棒材规范》 YB/T5247 《焊接用高温合金冷拉丝》 YB/T5249 《冷镦用高温合金冷拉丝》 YB/T5245 《普通承力件用高温合金热轧和锻制棒材》 GB/T14993《转动部件用高温合金热轧棒材》 GB/T14994 《高温合金冷拉棒材》 GB/T14995 《高温合金热轧板》 GB/T14996 《高温合金冷轧薄板》 GB/T14997 《高温合金锻制圆饼》 GB/T14998 《高温合金坯件毛坏》 GB/T14992 《高温合金和金属间化合物高温材料的分类和牌号》 HB 5199《航空用高温合金冷轧薄板》 HB 5198 《航空叶片用变形高温合金棒材》 HB 5189 《航空叶片用变形高温合金棒材》 HB 6072 《WZ8系列用GH4169合金棒材》
铸态奥氏体不锈钢的热变形行为
第３７卷第１期仓扁学垃Ｖｏｌ?３７Ｎｏ．１２００１年１月ＡＣＴＡＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＳＩＮＩＣＡＪａｎｕａｒｙ２００ｌ铸态奥氏体不锈钢的热变形行为 毛萍莉，引杨柯－）苏国跃? １）中国科学院金属研究所．沈阳１１００１６ ２）沈阳工业大学材料学院，沈阳ｌ１００２３ 摘要采用热压缩实验研究ｒ铸态１８—８型奥氏体不错钢在１０００１２００ｃ温度区间，整形速率在５ｘｌＯ一３－－ｌｘｌ０—１ｓ１ 之间的热变形行为．获得了在热变形条件下该不锈钢的热变形方程式及其它热变形参敦比较丁铸志与锻志奥氏体不锈钢的热变形 行为．结果表明，铸志奥氏体不锈钢的热变形需要更高的流变应力，但当温度较高和变形速率较小时，两者间的差别逐渐减小 关ｔ词铸态奥氏体不锈钢．热变形，同复、再结晶 中圈法分类号ＴＧｌ４２７１，ＴＧｌ４２．２５文献标识码Ａ文章编号０４１２—１９６１（２００１）０１—００３９—０３ ＨＯＴＤＥＦｏＲＭＡＴＩｏＮＢＥＨＡＶｌ０ＲｏＦＡＳ—ＣＡＳＴ ＡＵＳＴＥＮＩＴＩＣＳＴＡＩＮＬＥＳＳＳＴＥＥＬ 圳０ Ｐｉｎｇｌｉ １，扪．ｙＡⅣＧ地“，ＳＵＧｕｏｙｕｅ１ｊ １１ＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＭｅｔａｌＲｅｓｅａｒｃｈ，ＴｈｅＣｈｉｎｅｓｅＡｃａｄｅｍｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅｓＩＳｈｅｎｙａｎｇ１１００１６ ２１ＣｏｌｌｅｇｅｏｆＭｅｔａｌＭａｔｅｒｉａｌｓ，ＳｈｅｎｙａｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｓｈｅｎｙａｎｇ１１００２３ Ｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｅｍ：ＭＡ０Ｐｉｎｇｌｉ，Ｒｔ：（０２４）ｅ３８４３５３１—５５４ｉｏ，Ｆａｘ．＂（０２｛｝２３８９ｌ３２０ Ｅ－ｍａｉｌ：ｐｌｍａｏ＠ｉｍｒ．ａｃｃｎ Ｍａｎｕｓｃｒｉｐｔｒｅｃｅｉｖｅｄ２０００一）６—０２，ｉｎｒｅｖｉｓｅｄｆｏｒｍ２０００－０９＿０４ ＡＢＳＴＲＡＣＴＨｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆａｎａｓｃａｓｔ１８—８ｔｙｐｅａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌｗａｓｌａｖｅｓ— ｔｉｇａｔｅｄｉｎａｓｔｒａｉｎｒａｔｅｒａｎｇｅｏｆ５×１０３１ｘ１０１ｓ一１ａｎｄａｔ ａｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｒａｎｇｅｏｆ１０００１２００℃ｂｙ ｈｏｔｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎｔｅｓｔｉｎｇ．Ｔｈｅｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｅｑｕａｔｉｏｎ，ａｎｄｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｐａｒａｍｅｔｅｒｓｗｅｒｅｏｂｔａｉｎｅｄｂｙｕｓｉｎｇｔｈｅｔｅｓｔｉｎｇｒｅｓｕｌｔｓＴｈｅｄｉⅡ；ｆｅｎｃｅｏｆｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｂｅｔｗｅｅｎｔｈｅａｓ—ｃａｓｔａｎｄａｓ—ｗｒｏ（１９ｈｔｓｔｅｅｌｓ－Ⅳａｓｃｏｍｐａｒｅｄａｎｄｔｈｅｒｅｓｕｌｔｉｎｄｉｃａｔｅｓｔｈａｔｔｈｅｆｌｏｗｓｔｒｅｓｓｏｆｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｆｏｒｔｈｅａｓ－ｃａｓｔｓｔｅｅｌｉｓｈｉｇｈｅｒｔｈａｎｔｈａｔｆｏｒｔｈｅａｓｗｒｏｕｇｈｔｓｔｅｅｌｂｕｔｔｈｅｉｒｄｉｆｉｅｒｅｎｃｅｂｅｃｏｍｅｓｓｍａｌｌｅｒｗｈｅｎｔｈｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｉｓｈｉｇｈｅｒａｎｄｔｈｅｓｔｒａｉｎｒａｔｅｉｓｌｏｗｅｒ． ＫＥＹＷＯＲＤＳａｓｃａｓｔａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ，ｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ，ｒｅｃｏｖｅｒｙａｎｄｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ 金属及合金在高温热变形过程中，由于动态回复和动态再结晶消除了加工硬化所积聚的位错，提高了金属及合金的热塑性，使金属及合金易于形变成形热挤压过程属于材料的高温热变形成型，在适当的变形条件下，经动态回复及动态再结晶，晶粒组织细化，材料的强度和塑性得到提高．奥氏体不锈钢具有较好的高温变形性能．已有多人对奥氏体不锈钢的锻态及热轧态的变形行为进行了研究ｌ卜…，而对铸态奥氏体不锈钢热变形行为涉及较少 本工作利用热压缩实验研究了铸态１８—８型奥氏体不锈钢的热变形行为，为发展和利用热挤压工艺对铸态奥氏体不锈钢进行直接热挤压成型技术提供了理论依据 ’中国科学院和辽宁省科委青年科学基金资助项目 收到初稿日期：２０００－０６－０２，收到修改稿日期：２０００－０９＿０４作者简介：毛萍莉，女１９６９年生，博士生 １实验方法 实验材料为利用感应炉熔炼后浇铸成直径为８３ｒａｉｎ，壁厚为２９．５ｍｉｌｌ及长度为３７０ｍｍ的１８８型奥氏体不锈钢空心铸造管坯 实验用钢的化学成分（质量分数，％）为：Ｃｏ．０６４，Ｓｉ０．４３，Ｍｎ０．９５，Ｓ００１２，Ｐ００２８Ｃｒ１８．８，Ｎｉ８２５．Ｔｉ０．０１． 采用线切割方法从铸态管坯上截取直径为８ｍｎｌ，长为１２ｍｍ的试样，试洋的压缩轴垂直于柱状晶方向实验杠Ｇｌｅｅｂｌｅ１５００热模拟试验机上进行热压缩实验温度分别为１０００，１１５０和１２００℃：变形速率分别为１ｘ１０～，５×１０，１ｘｉ０＿２和５×１０＿３Ｓ．实验时将所有试样在ｏ５ｍｉｎ内加热到１２００℃，保温２ｍｉｎ，再以１０℃／ｓ的速度降到变形温度，保温ｌｒａｉｎ后连续压缩变形，变形后立即淬水，保持高温时的变形及再结晶组织 万方数据
减小和控制热处理变形的有效措施(1)
热处理变形产生的原因及控制方法 学院：化学化工学院班级：09材料化学姓名：张怡群学号：090908050 摘要：热处理变形是热处理过程中的主要缺陷之一，对于一些精密零件和工具、模具，常常会因为热处理变形超差而报废。为此，本文对热处理变形产生的原因进行了阐述，并总结了减少和控制热处理变形的几种方法。 关键词：热处理变形、产生原因、控制方法 前言：金属热处理是将金属工件在适当的温度下通过加热、保温和冷却等过程，使金属工件内部组织结构发生改变，从而改善材料力学、物理、化学性能的工艺。热处理是改善金属工件性能的一种重要手段。在工件制造中选取合适的材料后，为了达到工艺要求而经常采用热处理工艺，但是热处理除了具有积极作用外，在处理过程中也不可避免地会产生形变。在实际生产中，热处理产生的变形，对后续工序的影响是至关重要的，有些贵重材料和一些机器中的重要零部件，因变形过大而导致报废。钢件在热处理过程中由于钢中组织转变时比容变化所造成的体积膨胀，以及热处理所引起的塑性变形，使钢件体积及形状发生不同程度改变。变形是热处理较难解决的问题，要完全不变形是不可能的，一般是把变形量控制在一定范围内。 正文：1热处理变形的原因在生产实际中，热处理变形的表现形式多种多样，有体积和尺寸的增大和收缩变形，也有弯曲、歪扭、翘曲等变形，就其产生的根源来说, 可分为内应力造成的应力塑性变形和比容变化引起的体积变形两大类。 (1) 内应力塑性变形 热处理过程中加热冷却的不均匀和相变的不等时性, 都会产生内应力, 在一定塑性条件的配合下, 就会产生内应力塑性变形。在加热和冷却过程中, 零件的内外层加热和冷却速度不同造成各处温度不一致,致使热胀冷缩的程度不同, 这样产生的应力变形叫热应力塑性变形。在加热和冷却过程中, 零件的内部组织转变而发生的时间不同, 这样产生的应力变形叫组织应力变形塑性变形。 (2) 比容变形在热处理过程中, 各种相结构的组织比容不同,在相变时发生的体积和尺寸变化为比容变形。比容变形一般只与奥氏体中碳和金元素的含量、游离相碳化物、铁素体的多少、淬火前后组织比容变化差和残余奥氏体的多少和钢的
GH3039 镍基变形高温合金资料
GH3039 镍基变形高温合金资料 中国牌号：GH3039/GH39 俄罗斯牌号：ЭИ602/XH75MБГЮ 一、GH3039概述 GH3039为单相奥氏体型固溶强化合金，在800℃以下具有中等的热强性和良好的热疲劳性能，1000℃以下抗氧化性能良好。长期使用组织稳定，还具有良好的冷成形性和焊接性能。适宜于850℃以下长期使用的航空发动机燃烧室和加力燃烧室零部件。该合金可以生产板材、棒材、丝材、管材和锻件。 1.1 GH3039 材料牌号 GH3039(GH39) 1.2 GH3039 相近牌号ЭИ602，ХН75МБГЮ(俄罗斯） 1.3 GH3039 材料的技术标准 1.4 GH3039 化学成分见表1-1。 表 1-1%
注：1.合金中允许有Ce存在。 2.合金中ω(Cu)=0.20%。 1.5 GH3039 热处理制度热轧及冷轧板材和带材固溶处理：1050～1090℃，空冷。棒材及管材固溶处理：1050～1080℃，空冷或水冷。 1.6 GH3039 品种规格和供应状态可以供应各种规格的热轧板、冷轧板、带材、棒材、丝材、管材、和锻件。板材、带材和管材固溶处理和酸洗后交货。丝材于冷加工状态或固溶状态供应棒材不热处理交货。 1.7GH3039 熔炼和铸造工艺合金采用电弧炉熔炼、电弧炉或非真空感应炉加电渣重熔或真空电弧重熔以及真空感应炉加电渣或真空电弧重熔工艺。 1.8GH3039 应用概况与特殊要求用该合金材制作的航空 发动机燃烧室及加力燃烧室零部件，经过长期的生产和使用考验，使用性能良好。 二、GH3039 物理及化学性能 2.1 GH3039 热性能 2.1.1 GH3039 热导率见表2-1。 表 2-1[1]
影响淬火热处理变形的原因
影响淬火热处理变形的原因 淬火是将钢件加热到临界温度以上,保温适当的时间,然后以大于临界冷却速度冷却,获得马氏体或贝氏体组织的热处理工艺,它是强化钢材的最重要的热处理方法。大量重要的机器零件及各类刀具、刃具、量具等都离不开淬火处理。需要淬火的工件,经过加热后,便放到一定的淬火介质中快速冷却。但冷却过快，工件的体积收缩及组织转变都很剧烈，从而不可避免地引起很大的内应力，容易造成工件变形及开裂。由于淬火变形影响因素非常复杂，导致变形控制十分棘手。而采用校直办法纠正变形或通过加大磨削加工余量，都会增加成本，因此研究钢件淬火热处理变形的影响因素，提出防止变形的措施是提高产品质量、延长零部件使用寿命、提高经济效益的重要课题。 零件热处理变形原因分析 1 热应力引起的变形 钢件在加热和冷却过程中,将发生热胀冷缩的体积变化以及因组织转变时新旧相比容差而产生的体积改变。零件加热到淬火温度时,屈服强度明显降低,塑性则大大提高。当应力超过屈服强度时,就会产生塑性变形,如果造成应力集中，并超过了材料的强度极限,就会使零件淬裂。导热性很差的高碳合金钢,如合金模具钢Cr12MoV、高速钢W18Cr4V之类的工具钢，淬火加热温度很高，如不采用多次预热和缓慢加热,不但会造成零件变形,而且会导致零件开裂而报废。此外,铸钢件和锻件毛坯,如果表层存在着一层脱碳层,由于表层和心部导热性能不同,在淬火加热较快时,也会产生热应力而引起变形。冷却时由于温差大,热应力是造成零件变形的主要原因。 2 组织应力引起的变形 体积的变化往往与加热和冷却有关,因为它和钢的膨胀系数相关。比容的变化导致零件尺寸和形状的变化。组织应力的产生起源于体积的收缩和膨胀，没有体积的膨胀,就没有组织转变的不等时性,也就没有组织应力引起的变形，导致热处理变形的内应力是热应力和组织应力共同作用形成的复合应力，热应力和组织应力综合作用的结果是不定的,可能因冷却条件及淬火温度的不同而产生不同情况，淬火应力是由急冷急热应力及由组织转变不同时所引起的应力综合构成的。 影响淬火热处理变形的主要因素 在实际生产中，影响淬火热处理变形的因素有很多,其中主要包括钢的原始组织、含碳量、零件尺寸和形状、淬火介质的选择、淬火工艺、钢的淬透性等。 1 钢中的含碳量对零件淬火热处理变形的影响 形成显微裂纹敏感度随马氏体中碳含量增高增大。当钢中碳含量大于1.4%时，形成显微裂纹敏感度反而减小。因为钢中碳含量大于 1.4%时马氏体的形态改变了，片变得厚而短，马氏体片之间的夹角变小，撞击机会和应力都有所减小。
GH2150变形高温合金GH150
GH2150沉淀硬化型变形高温合金GH150 GH2150概述： GH2150是Fe-Ni-Cr基沉淀硬化型变形高温合金，使用温度小于750℃。合金加入铬、钨和钼元素进行固溶强化，加入钛、铝和铌元素形成时效强化相，加入微量硼、锆和铈元素净化并强化晶界。合金的强度高、塑性好、膨胀系数低，长期使用组织稳定；合金的热加工塑性好，并具有满意的焊接、冷成形和切削加工性能。适用于制作在700℃以下工作的喷气发动机板材焊接承力结构件，以及在600℃以下长期工作的燃气轮机转子和压气机叶片。 GH2150应用概况及特性： GH2150已用于制作航空发动机燃烧室外套、安装边等高温部件。相近合金在国外用于喷气发动机燃烧室外套和在600℃以下使用的涡轮叶片等零部件。 GH2150在超过800℃使用时，析出μ相及γ相聚集长大，会导致合金的力学性能下降。 GH2150对应牌号： GH150(中), BЖ105,XH45MBTЮБР, ЭП718, GH2150化学成分：
GH2150执行标准： GB/T 14992-2005 GH2150其他特点： 这类合金铬、镍含量相对较低，故抗氧化的温度仅约800%，但是含弥散强化相形成元素(v、A1、Ti)量相对较高，在固溶体基体上可形成化合物强化相，所以常用热处理形式为固溶处理+时效。通过固溶处理，可以使合金固溶强化；通过时效处理，可以使合金析出细小强化相[VC、Ni3A1、Ni3Ti，Ni3(A1?Ti)]，从而提高室温和高温强度。固溶并时效处理后的组织为奥氏体+弥散化合物。例如GH2132的化合物量为2.5%、GH2135的化合物量为14%这类合金通常应用于高温下受力的零件，如涡轮盘、螺栓和工作温度不高的转子叶片等。 GH2150热处理制度: 棒材、圆饼、环形件：（1040-1060）℃/AC+ 750℃±10℃*（16-24）h/AC 冷轧板材：（1040-1080）℃/AC+ 750℃±10℃*16h/AC 冷拉焊丝：1050℃±10℃/AC GH2150熔化温度范围： 1320℃-1365℃ GH2150密度： 8.26 GH2150主要规格： GH2150无缝管、GH2150钢板、GH2150圆钢、GH2150锻件、GH2150法兰、 GH2150圆环、GH2150焊管、GH2150钢带、GH2150直条、GH2150丝材及配套焊材、GH2150圆饼、GH2150扁钢、GH2150六角棒、GH2150大小头、GH2150弯头、GH2150三通、GH2150加工件、GH2150螺栓螺母、GH2150紧固件。 篇幅有限，如需更多更详细介绍，欢迎咨询了解。
热处理变形与裂纹
热处理变形与裂纹 工件热处理后常产生变形和开裂，其结果不是报废，也要花大量工时进行修整。 工件变形和开裂是由于在冷、热加工中产生的应力所引起的。当应力超过弹性极限时，工件产生变形；应力大于强度极限时，工件产生裂纹。 热处理中热应力和组织应力是怎样产生的只有不断认识这个问题，才能采用各种工艺方法来减小和近控制这两种应力。 在加热和冷却时，由于工件热胀冷缩而产生的热应力和组织转变产生的组织应力是造成变形和开裂的主要原因，而原材料缺陷、工件结构形状等因素也促使裂纹的产生和发展。 后面主要叙述热处理操作中的变形和开裂产生原因及一般防止方法，也讨论原材料质量、结构形状等对变形和开裂的影响。 一、钢的缺陷类型 1、缩孔：钢锭和铸件在最后凝固过程中，由于体积的收缩，得不到钢液填充，心部形 成管状、喇叭状或分散的孔洞，称为缩孔。缩孔将显著降低钢的机械性能。 2、气泡：钢锭在凝固过程中会析出大量的气体，有一部分残留在处于塑性状态的金属 中，形成了气孔，称为气泡。这种内壁光滑的孔洞，在轧制过程中沿轧制方向延伸，在钢材横截面的酸浸试样上则是圆形的，也叫针孔和小孔眼。气泡将影响钢的机械 性能，减小金属的截面，在热处理中有扩大纹的倾向。 3、疏松：钢锭和铸件在凝固过程中，因部分的液体最后凝固和放出气体，形成许多细 小孔隙而造成钢的一种不致密现象，称为疏松。疏松将降低钢的机械性能，影响机 械加工的光洁度。 4、偏析：钢中由于某些因素的影响，而形成的化学成份不均匀现象，称为偏析。如碳 化物偏析是钢在凝固过程中，合金元素分别与碳元素结合，形成了碳化物。碳化物 （共晶碳化物）是一种非常坚硬的脆性物质，它的颗粒大小和形状不同，以网状、 带状或堆集不均匀地分布于钢的基体中。根据碳化物颗粒大小、分布情况、几何形 状、数量多少将它分为八级。一级的颗粒最小，分布最均匀且无方向性。二级其次，八级最差。碳化物偏析严重将显著降低钢的机械性能。这种又常常出现于铸造状态 的合金具钢和高速钢中。对热处理工艺影响很大，如果有大块碳化物堆集或严重带 状分布，聚集处含碳量较高，当较高温度淬火时，工件容易因过热而产生裂纹。但 为了避免产生裂纹，而降低淬火温度，结果又会使硬度和红硬性降低。碳化物偏析 严重将直接影响产品质量，降低使用寿命或过早报废。 5、非金属夹杂物：钢在冶炼、浇铸和冷凝等过程中，渗杂有不溶解的非金属元素的化 合物，如氧化物、氮化物、硫化物和硅酸盐等、总称为非金属夹杂物。钢中非金属 夹杂物存在将破坏基体金属的连续性，影响钢的机械性能、物理性能、化学性能及 工艺性能。在热处理操作中降低塑性和强度而且夹杂物处易形成裂纹。在使用过程 中也容易造成局部应力集中，降低工件使用寿命。夹杂物的存在还降低钢的耐腐蚀 性能。 6、白点：钢经热加工后，在纵向断口上，发现有细小的裂纹，其形状为圆形或椭圆形 的，呈银亮晶状斑点。在横向热酸宏观试样上呈细长的发裂，显微观察裂缝穿过晶 粒，裂缝附近不发现塑性变形，裂缝处无氧化与脱碳现象。这种缺陷称为白点。白 点将显著降低横向塑性与韧性，在热处理中易形成开裂。 7、氧化与脱碳：钢铁在空气或氧化物气氛中加热时，表面形成一层松脆的氧化皮，称