GH909合金环形锻件持久性能不合格问题分析
针对GH909合金环形锻件高温持久性能不合格的问题，研究了锻造工艺参数、热处理制度、原材料中Si元素含量对高温持久性能的影响，提出了优化方案。结果表明，高温持久性能不合格主要是因为组织不均匀及组织中ε相含量少，通过选择合理的锻造工艺参数及采用环轧生产方式可获得更均匀的组织，研究表明通过过时效热处理及提高原材料中Si元素含量有利于ε相析出，进而提高持久性能指标。
引言GH909合金是在GH907合金基础上提高Si含量而研制出的Fe-Ni-Co基沉淀硬化型变形高温合金，使用温度在650℃以下，由于此类合金热膨胀系数低，且随温度变化率小，因此在很宽的温变循环中可有效地控制发动机动部件和静部件的间隙大小，减少燃气损失，节能降耗，提高发动机效率，延长零部件寿命。近年来，GH909合金在航空和航天领域应用日益扩大，对其零件的高温性能的要求日益苛刻。某锻造厂生产的GH909合金环形锻件在理化检查时高温持久性能未达到标准要求，表现出缺口敏感性。本文通过分析锻造工艺参数、锻造方式、原材料中Si元素含量及热处理制度对GH909合金高温持久性能的影响，提出了改善GH909合金高温持久性能的有效措施，对实际生产产品或挽救不合格在制品均具有重要意义。
试验材料和方案试验材料
本试验所用GH909合金材料的化学成分按照表1要求控制。
表1 GH909化学成分（wt%）
试验方案
⑴通过投产研究锻造工艺参数及成形方式对高温持久性能的影响。
环形件锻件尺寸φ365mm×φ275mm×64mm(外径×内径×高度），试验件编号分别为S1、S2、S3、S4，具体的工艺路线如表2所示，高倍理化试样的切取位置按图1进行。
表2 试验件工艺路线信息表
图1 高倍试样取样图(n=1～4)
⑵通过投产研究原材料中Si含量及热处理制度对高温持久性能的影响。
环形锻件尺寸φ535mm×φ450mm×65mm(外径×内径×高度），试验件采用轧制成形，具体的工艺路线为：下料（φ180mm×222mm）→一次镦粗（预热800±10℃和加热1030±10℃，变形量约55%）→二次镦粗并冲孔(加热1030±10℃，变形量约32%）→扩孔(加热1030±10℃，变形量约30%）→整形(加热990±10℃）→轧制(加热1000±10℃，实测最终尺寸φ538mm×φ443mm×65mm，变形量约28%）→热处理→终检。锻件按标准进行固溶、时效处理后，对硅含量较低的锻件进行过时效处理，热处理制度见图2。将不同Si含量及热处理制度的试验件分别编号为P1、P2、P3，具体信息如表3所示。
图2 热处理工艺曲线
表3 环轧成形试验件信息表
试验结果及分析锻造加热温度和成形方式对高温持久性能的影响
在生产试验件S1、S2的工艺路线中，镦粗和冲孔工序采用1050℃的加热温度进行，试验件S3镦粗冲孔工序采用的锻造加热温度为1030℃，试验件S4与试验件S3的加热温度相同，只是最终通过环轧获得产品。理化检测高温持久性能如表4所示。
表4 S1～S4试件（R=0.14mm）持久性能指标
⑴试件S1、S2的高温持久性能中只有一个试样符合标准要求在光滑处断裂且断裂时间≥23h，其他3个试样皆在缺口处断裂，存在着缺口敏感性，而且缺口断的时间远远低于标准所要求的不小于23h，所以试件S1、S2的高温持久性能最终判定为不合格。
⑵观察试件S1、S2的高倍组织（图3、图4）。S1晶粒度为4.5～9级，S2晶粒度为5～10级，虽然满足技术条件的要求，但组织非常不均匀，有细晶或粗晶集中组织（如试样12、21为细晶密集区域，晶粒细小均匀，而试样27以粗晶组织为主，晶粒粗大），又有粗细晶混合组织（如试样15、28），并且晶粒度范围跨度较大（S1晶粒度级差4.5级，S2晶粒度级差5级），组织不均匀可能是导致高温持久性能不合格的主要因素之一。试验件S3、S4降低锻造温度到1030℃后，高温持久性能检测中试样的断裂时间显著提高，且均高于标准所要求的≥23h，由高倍组织(图5、图6）可知晶粒比试验件S1、S2均匀，但其中的1#试样仍然在缺口处断裂，2#试样在光滑处断裂。光滑处断裂的2#试样，其持久指标均大于1#试样（61h49min与55h23min，70h09min与40h04min）。实验得出，降低缺口敏感性，使试样断裂于光滑处，可以提高合金的持久寿命。
图3 试验件S1高倍组织
图4 试验件S2高倍组织
图5 试验件S3高倍组织
图6 试验件S4高倍组织
⑶在降低温度且采用环轧方式得到更加均匀细化的晶粒后，高温持久检查仍然有缺口试样提前断裂的现象，见试验S4的1#试样。众所周知，用光滑拉伸试样测定的力学性能主要表征材料弹性、塑性变形抗力及失效抗力，是工程设计的主要依据。然而，实际构件中由于结构设计上的缺口、圆角或外来损伤等均会引起应力集中，对构件强度有显著的影响。应力集中使得材料局部的峰值应力超出名义应力，峰值应力由应力集中点向外下降得很快，使缺口处形成很大的应力梯度。为了正确地评价缺口处的疲劳强度，一般用缺口最大峰值应力与净截面平均应力的比值作为评价缺口应力集中程度的大小，即理论应力集中系数Kt。Kt只与试样或部件的几何形状有关，不受材料和其他因素的影响。Kt值越大，应力集中越严重，试样越易失效。表4的结果是按照要求加工R=0.14mm(Kt=3.86）的缺口半径，由于R=0.14mm的缺口半径加工难度较大，试样加工质量不易测量和控制，而且考虑到部件的实际形状和尺寸，缺口半径R=0.85mm已足够评判部件寿命，因此重新从环件S3、S4上切取试样，按照标准中另一验收指标制作缺口半径R=0.85mm(Kt=2.0）的试样进行了持久对比试验。试样序号分别为3#、4#，结果如表5所示，全部合格，且环轧件S4的高温持久性能相较于自由锻件S3有所提升。可见，缺口试样的形状和尺寸，尤其是缺口半径大小以及缺口的加工质量，均对持久寿命指标有显著影响。
表5 S3、S4试件（R=0.85mm）持久指标
由以上分析可知，将镦粗冲孔温度降到1030℃及采用环轧锻造的方式可以改善GH909合金的高温持久性能，且1030℃镦粗、冲孔、扩孔，990℃整形，1000～1030℃终成形的工艺参数可用于GH909合金环形锻件的生产，而且随着缺口半径的增加，持久寿命提高。
原材料中Si含量对高温持久性能的影响
通过生产P1、P2试验件，研究原材料中Si含量对锻件高温持久性能的影响，高温持久检测结果如表6所示。
表6 P1、P2试件持久指标
试件P1的持久性能指标不合格，对试样进行金相组织检测，结果如图7所示。GH909合金热处理后的组织由γ固溶体、γ'相、ε相、ε"相、Laves相、MC型碳化物和G相等组成。其中ε相在晶内析出能提高合金的持久性能，在晶界析出可改善合金对应力加速晶界氧化脆性（SAGBO）的抗力，有利于消除合金的缺口敏感性，大幅度提高其缺口持久寿命。而P1组织中ε相含量较少，很少看到沿晶界呈片状析出。Si元素是ε相的重要组成元素，合金中Si含量的增加，有利于ε相的析出。在提高原材中Si元素的含量后，试件P2的持久性能指标合格。可见，通过提高原材中Si元素的含量，促进了ε相的析出，进而改善了高温持久性能。
图7 P1、P2组织
热处理制度对高温持久性能的影响
对P1试验件进行过时效热处理，标记为P3试验件。研究热处理制度对高温持久性能的影响，高温持久检测结果如表7所示，金相组织如图8所示。
表7 P1、P3试件持久指标
图8 P1和P3金相组织
由金相组织可知，在改变热处理制度后，试验件P3中ε相大量析出。GH909合金与GH907合金的化学成分相似，相组成相同，通过对GH907合金的研究可知ε相和ε"相析出温度范围700～920℃，析出峰温度约800℃。GH909合金的时效热处理制度为745℃×4h，以55℃/h左右的速度冷却至620℃，保温4h，出炉空冷。时效温度低，且保温时间较短，不利于ε相的大量析出。P3试验件通过提高时效温度至775℃，增加保温时间至12h后组织中有大量的ε相析出，大大改善了持久性能指标。
结论⑴GH909合金锻件持久性能不合格的主要原因在于组织不均匀，且组织中ε相含量较少，未成针状或片状沿晶界或晶内析出，不能有效降低缺口敏感性。
⑵1030℃的锻造加热温度及环轧的成形方式有利于获得均匀的组织，进而提高GH909合金的持久性能。
⑶提高原材料的Si含量是增加ε相含量、降低缺口敏感性的有效途径，同时热处理制度对ε相的析出也有重要影响。
—— 来源：《锻造与冲压》2019年第9期
Incoloy907/N09907/GH2907变形高温合金
Incoloy 907
Incoloy 907是Fe-Ni-Co基沉淀硬化型低膨胀变形高温合金，以添加bai铌、钛、硅和微量硼毒素进行综合强化。合金在650℃以下具有很高的强度，低的膨胀系数，良好的抗冷热疲劳性能以及几乎不变的弹性模量。居里点在400℃-450℃。居里点以下合金的膨胀系数基本不变。适于制作650℃以下使用的各类航空、航天发动机环形件和机匣，主要产品有棒材、锻件、板材和带材。
合金已用于制作航空发动机高压压气机后机匣、承力环、隔热环、燃烧室封严环、蜂窝座和涡轮外环等零件，使用情况良好。
由于合金不含铬、铝元素。高温抗氧化能力较差。在700℃以上长时间使用时，应当采取适当的防护涂层。合金表面可经过喷丸处理，喷丸后可掉高旋转弯曲疲劳15%左右。
热处理制度
制度A：1040℃±10℃保温1小时，空冷或快冷+800℃保温16小时以每小时55℃降温至620℃保温8小时，空冷
制度B：980℃±10℃保温1小时，空冷或快冷+775℃保温12小时以每小时55℃降温至620℃保温8小时，空冷
密度：8.28
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