GH3625合金管材熱擠壓研究.pdf

1、GH3625合金主要應(yīng)用于航天航空、石油化工等領(lǐng)域的管道系統(tǒng)，而傳統(tǒng)的熱擠壓管材制備工藝中鍛造開坯環(huán)節(jié)難以控制，很容易形成微裂紋或斷裂。因而本課題針對傳統(tǒng)的制管工藝進(jìn)行了研究改進(jìn)，提出了一種省去鍛造開坯環(huán)節(jié)的短流程熱擠壓 GH3625無縫管材的制備方法，直接從電渣空芯鑄錠到熱擠壓出荒管再冷軋/冷拔為成品管材的工藝路線。改進(jìn)的工藝中必然存在一些新的關(guān)鍵性技術(shù)問題，本文對提出的短流程管材制備工藝中的凝固偏析、均勻化效果評定、熱變形行為及管材

2、熱擠壓、熱擠壓管材開裂問題和荒管時效處理這五個關(guān)鍵性技術(shù)問題進(jìn)行了研究，為該合金管材短流程熱擠壓工藝的優(yōu)化提供理論基礎(chǔ)，從而指導(dǎo)實踐，提高成材率。
　　本研究主要內(nèi)容包括：⑴利用共聚焦激光掃描顯微鏡（CLSM）對GH3625合金在不同冷卻速率下（30℃/min、100℃/min和200℃/min）的凝固過程進(jìn)行了動態(tài)原位觀察，研究了合金的凝固組織演變及相析出規(guī)律。結(jié)果表明：GH3625合金的液相線溫度在1356.5℃，在凝固過程中

3、自由表面液相分?jǐn)?shù)隨溫度和時間的變化關(guān)系滿足 Avrami方程；凝固過程中相的析出順序依次為γ基體相、碳化物和laves相；隨著冷卻速率的增大，枝晶細(xì)化，枝晶間距減小，成分偏析減輕，laves相分布更加彌散，且以析出共晶 laves相為主；凝固末期大量的Nb元素富集在枝晶間和晶界，是形成laves相的主要原因。⑵制定了GH3625合金的二段式均勻化工藝：1140℃/10h+1210℃/48h。本文通過ClSM、DSC、SEM、EDS和均勻

4、化動力學(xué)方程對均勻化過程中的偏析元素及偏析相進(jìn)行了定量分析與表征。結(jié)果表明：GH3625合金中存在較為嚴(yán)重的Nb、Mo偏析及低熔點laves相，laves相的回溶溫度為1171℃；第一階段均勻化處理后基本消除了Laves相，第二階段明顯降低了Nb、Mo等元素的偏析；通過原位觀察，均勻化處理后合金中的 laves相明顯回溶，碳化物（NbC）的回溶溫度無明顯變化，而γ基體的熔點明顯提高了10℃。⑶采用Gleeble3800熱模擬實驗機(jī)對GH

5、3625合金進(jìn)行高溫壓縮實驗研究其熱變形行為，變形溫度為800~1200℃、應(yīng)變速率為0.01~10s-1。結(jié)果表明：GH3625合金的熱變形激活能Q=512.97KJ/mol；GH3625合金的熱加工圖中存在六個不穩(wěn)定變形區(qū)域和一個加工安全區(qū)域，其中加工安全區(qū)溫度為1100~1200℃、應(yīng)變速率為0.1~2s-1，該區(qū)域主要的變形機(jī)制為動態(tài)再結(jié)晶，所對應(yīng)的工藝參數(shù)適合進(jìn)行管材熱擠壓；確定熱擠壓溫度為1150℃、擠壓速度為50mm/s、

6、擠壓比為7.4，熱擠壓荒管組織為部分動態(tài)再結(jié)晶晶粒、形變孿晶及少量原始晶粒的混合組織，其抗拉強(qiáng)度達(dá)到了771 MPa。⑷針對GH3625合金熱擠壓開裂爆裂管材進(jìn)行研究，通過分析管材的組織、斷口、溫度分布、應(yīng)力分布，探討裂紋形成機(jī)理。結(jié)果表明：管坯在擠壓開始2s后與模具接觸位置在徑向先受到一個較大的壓應(yīng)力，而后瞬間轉(zhuǎn)變?yōu)槔瓚?yīng)力，落差達(dá)到了517 MPa，當(dāng)這種附加拉應(yīng)力大于合金此溫度下的斷裂強(qiáng)度時可能助長管材表面裂紋的產(chǎn)生，這是外因；熱擠

7、壓過程中過大的擠壓比（9.86）產(chǎn)生很大的應(yīng)變集中和應(yīng)力集中，誘發(fā)孔洞、微裂紋在晶界的夾雜物或脆性相附近形核，集中應(yīng)力作用下孔洞合并形成微裂紋，進(jìn)而引發(fā)合金失穩(wěn)脆斷，斷裂機(jī)制主要為解理斷裂，這是內(nèi)因。⑸研究了時效溫度為720℃時不同時效時間對GH3625合金熱擠壓管材組織和性能的影響。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，擠壓態(tài) GH3625合金在720℃長期時效后主要析出 M23C6、γ"相和δ相，合金的強(qiáng)度和硬度均提高，塑性急劇下降。隨著時效時間的延長，部分M