渦輪盤材料的研究

1、單位代碼 學(xué) 號 10005026 分 類 號畢業(yè)設(shè)計(jì)論文開題報(bào)告基于多點(diǎn)逼近遺傳算法的桁架結(jié)構(gòu)綜合優(yōu)化院（系）名稱機(jī)械學(xué)院專業(yè)名稱機(jī)械工程及自動(dòng)化指導(dǎo)教師張彥華學(xué)生姓名符亞慶 2014年 11月19日渦輪盤是渦輪噴氣發(fā)動(dòng)機(jī)中連接渦輪葉片和渦輪軸，推動(dòng)發(fā)動(dòng)機(jī)高速旋轉(zhuǎn)的一個(gè)重要部件在發(fā)動(dòng)機(jī)運(yùn)轉(zhuǎn)中，渦輪盤受力情況復(fù)雜，容易出現(xiàn)故障，嚴(yán)重的甚至可能造成機(jī)毀入亡。因此，有些國家把它列為航空發(fā)動(dòng)機(jī)中唯一由政府控制的零件l，由政府發(fā)給證明規(guī)定使用壽命。一、渦輪盤的使用條件及其對材料的要求綜合分析近二十年來一些國外航空渦輪噴氣發(fā)動(dòng)機(jī)的發(fā)展(見表1),不難看出其推力不斷增大,由幾百到幾萬公斤;翻修壽命不斷延長

2、,由幾百到幾萬小時(shí);渦輪入口溫度不斷提高,由800一900c到13000c以上,并向更高(如16500c)發(fā)展。隨著這些進(jìn)展,相應(yīng)地要求渦輪盤加大尺寸,改進(jìn)材料的耐熱性和長期穩(wěn)定性。渦輪盤選用什么材料，由于其重量大，直接影響發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比(即發(fā)動(dòng)機(jī)的單位重量所能產(chǎn)生的推力)加大噴氣發(fā)動(dòng)機(jī)推力最有效的途徑是提高渦輪入口溫度，可是目前使用的渦輪葉片材料主要是鎳基或鉆基高溫合金，其工作溫度只是1000c左右，已不能適應(yīng)渦輪入口溫度進(jìn)一步提高的要求為了解決這個(gè)矛盾，主要的途徑是發(fā)展渦輪葉片冷卻技術(shù)，這樣，渦輪入口溫度在近十年內(nèi)提高了近3000c，渦輪工作溫度雖然提高而渦輪盤的溫度不能成比例的增加，現(xiàn)已

3、采取的主要措施是一方面對葉片和渦輪盤本身采用冷卻技術(shù)，另一方面是在設(shè)計(jì)上也作了改進(jìn)，如采用深根葉片，使渦輪盤樺頭部分遠(yuǎn)離火焰，并避免直接受到大量輻射熱。所以，盡管渦輪工作溫度大幅度提高，渦輪盤的實(shí)際工作溫度一般仍不超過650一700c。如tf一39的渦輪入口溫度高達(dá)1260c，而其渦輪盤材料還是用只在700c以下使用的ni。nel718，就是一個(gè)例證。除了對渦輪盤應(yīng)考慮工作溫度的要求外,對渦輪盤材料在力學(xué)性能和物理性能方面還需具備那些特點(diǎn),必須首先分析渦輪盤在運(yùn)轉(zhuǎn)的整個(gè)過程中的受力狀況。渦輪盤的盤體除了受高速旋轉(zhuǎn)而產(chǎn)生的離心力以外,還有因受熱不均而引起的熱應(yīng)力,如圖l所示。輪心所受的力主要以離

4、心力為主,隨著轉(zhuǎn)速增加,拉應(yīng)力不斷增大(圖la);輪緣受力較為復(fù)雜,開始起動(dòng)時(shí),外緣因熱的傳入而膨脹,受到壓應(yīng)力,當(dāng)其超過屈服強(qiáng)度時(shí),便發(fā)生壓縮變形;等到溫度達(dá)到平衡時(shí)或在停車過程中,輪緣的壓應(yīng)力變?yōu)槔瓚?yīng)力,這時(shí)輪心受到壓應(yīng)力(圖lb)。它們產(chǎn)生一個(gè)合力,如圖ic,可見輪緣和輪心都受到較大的拉應(yīng)力,往往超過材料的屈服強(qiáng)度,發(fā)生局部變形。發(fā)動(dòng)機(jī)每開動(dòng)一次,就形成這樣一個(gè)循環(huán),反復(fù)多次,就構(gòu)成一種所謂周期疲勞。這種在屈服強(qiáng)度附近的疲勞,決定疲勞壽命的不是應(yīng)力的大小,而是在受力過程中所發(fā)生的塑性變形量。所以周期疲勞試驗(yàn),一般以形變量(恒應(yīng)變)圖1渦輪盤在轉(zhuǎn)動(dòng)狀態(tài)下的離心力a),熱切應(yīng)力b)及合應(yīng)力c

5、)為標(biāo)準(zhǔn),而不計(jì)算所受應(yīng)力2,3。這種周期疲勞是產(chǎn)生槽底裂紋的主要原因,有時(shí)還會(huì)引起渦輪盤“炸裂”成為碎塊飛掉4。周期疲勞裂紋隨著發(fā)動(dòng)機(jī)開動(dòng)次數(shù)的加多而發(fā)展,量變的積累,就產(chǎn)生質(zhì)的飛躍,最終達(dá)到災(zāi)害性的破壞。因此,美國在1960年就將渦輪盤的時(shí)間壽命期開始改為用周期疲勞次數(shù)作為限制盤的使用條件;到1966年進(jìn)一步作了修改,除了周期疲勞次數(shù)以外,又對使用時(shí)間作出了規(guī)定,兩項(xiàng)中任何一項(xiàng)達(dá)到所規(guī)定的指標(biāo),都算到了壽命期5。渦輪盤通過樺頭的極樹形結(jié)構(gòu)將葉片聯(lián)在一起。榨頭的受力條件更為復(fù)雜,除了樺齒間的缺口產(chǎn)生應(yīng)力集中以外,還有從葉片傳遞下來的振動(dòng)疲勞。一般來說,樺齒的設(shè)計(jì)應(yīng)力雖然只有18一20公斤/毫

6、米2,但因公差配合不當(dāng),各齒受力不均,有時(shí)甚至超過材料的屈服強(qiáng)度而出現(xiàn)明顯的壓陷。在這樣高的應(yīng)力下多次運(yùn)行,可能造成周期疲勞破壞。葉片的振動(dòng),加速樺齒的斷裂。在這種情況下,樺齒多始于第一齒,因?yàn)槌惺芷谳d荷它是首當(dāng)其沖。為了減少這種故障,除了設(shè)計(jì)正確以外,還要保證合理的公差,并注意殘余應(yīng)力的分布。對材料來說,除了提高材料的抗疲勞的強(qiáng)度以外,要提高抗張塑性和持久塑性,因?yàn)榭箯埶苄灾苯佑绊懙挚怪芷谄诘哪芰?,而持久塑性的提高,在高應(yīng)力下,可通過樺齒的變形,在使用過程中各齒自動(dòng)配合,使應(yīng)力趨于均勻,而不發(fā)生局部裂紋,以松弛外界的應(yīng)力集中。兩個(gè)樺齒之間存在一個(gè)樺槽,也叫喉道。在這個(gè)部位也容易出現(xiàn)裂紋

7、,嚴(yán)重時(shí)可以引起整個(gè)樺頭落,使整個(gè)葉片飛掉。這主要與材料的缺口敏感性有關(guān)。有入曾對5j7發(fā)動(dòng)機(jī)所用的渦輪盤材料a一286和v一57進(jìn)行過分析7,將帶有缺口的試樣在使用溫度下進(jìn)行周期持久試驗(yàn),每個(gè)周期為3分鐘,加160秒,卸荷20秒,結(jié)果得出:當(dāng)材料的持久延伸率7%時(shí),不存在缺口敏感性,在使用過程中便不致發(fā)生樺槽裂紋。綜合分析渦輪盤的工作條件,可以歸納出來一種比較理想的渦輪盤材料,應(yīng)該具備下列條件:1.在室溫到使用溫度范圍(650一700c)內(nèi)要具有較高的屈服強(qiáng)度,這是設(shè)計(jì)渦輪盤最主要的指標(biāo);2.有較高的抗疲勞能力,特別是大應(yīng)力低周疲勞,這是決定渦輪盤壽命的關(guān)鍵指標(biāo);3.有較高的斷裂韌性,因?yàn)椴?/p>

8、料不可能沒有缺陷,設(shè)計(jì)和制造過程中不可能沒有應(yīng)力集中,使用過程中也將不斷產(chǎn)生微裂紋,斷裂韌性便是衡量這種裂紋不發(fā)展成為脆性斷裂的一個(gè)指標(biāo),這對很高強(qiáng)度的材料來說是十分重要的;4.在使用溫下要有足夠的持久強(qiáng)度和抗蠕變的能力,要有一定的持久塑性(如5一10%),在工作溫度和應(yīng)力范圍內(nèi)要盡量避免缺口敏感性;5.有較好的組織穩(wěn)定性,在長期使用條件下,保證強(qiáng)度不顯著降低,脆性不顯著增加夕6.有良好的工藝性能(如冶煉、熱成型和切削性能等);7.有較高的導(dǎo)熱率、低膨脹系數(shù)和高彈性模量,以減小熱應(yīng)力,并保證結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性;8.有較低的密度,以減小高速旋轉(zhuǎn)下的離心力;9.有一定的抗氧化、抗海洋大氣和含硫燃?xì)飧g(即

9、抗熱腐蝕)的能力,以保證長期使用;10.要考慮資源條件,注意成本。二、渦輪盤材料的類型及提高強(qiáng)度的途徑隨著渦輪工作溫度的提高和使用壽命的不斷延長,渦輪盤從馬氏體不銹鋼及固溶強(qiáng)化與溫加工強(qiáng)化的奧氏體不銹鋼,發(fā)展到以中間相強(qiáng)化的鐵基和鎳基高溫合金。表2列舉了一些盤材合金的例子。2.1 12鉻型馬氏體不銹鋼12鉻型馬氏體不銹鋼是最先采用的一類渦輪盤材料,其特點(diǎn)是強(qiáng)度高、剛度大、熱導(dǎo)率低和膨脹系數(shù)小,所以長期被廣泛采用,至今仍然是在50沙c以下工作的主要盤材。這類鋼除含12%左右鉻以外,一般加入妮、釩、鎢、錮等合金元素,以增加固溶體強(qiáng)度,細(xì)化晶粒,并改善碳化物的類型,從而增強(qiáng)抗蠕變能力和抗回火能力,提

10、高高溫穩(wěn)定性。12鉻鋼在回火過程中,形成細(xì)小共格的cr廠,產(chǎn)生二次硬化,但回火溫度如超過550c時(shí),這種共格碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)榉枪哺竦腸r了c3,強(qiáng)度下降。加入難熔金屬可使c:zc更加穩(wěn)定,即使發(fā)生了轉(zhuǎn)化,也是形成較為穩(wěn)定的m23c。鄺,其中以錠的作用最為顯著,所以h46,h53及s/sav等鋼中均含有一定量的妮。因此,在使用12鉻鋼過程中,必須避免超溫,否則出現(xiàn)過回火現(xiàn)象,性能顯著變壞,這一點(diǎn)和目前的奧氏體型高溫合金很不相同。2.2溫加工強(qiáng)化的奧氏體不銹鋼奧氏體不銹鋼比馬氏體不銹鋼的高溫強(qiáng)度好,但是屈服強(qiáng)度卻很低,不能滿足渦輪盤設(shè)計(jì)的要求,必須設(shè)法提高屈服強(qiáng)度。利用這種鋼的冷加工硬化系數(shù)較高,采用

11、冷變形提高強(qiáng)度是一個(gè)有效途徑。但是,這種冷加工結(jié)構(gòu)在高溫下很不穩(wěn)定,因而采用了溫加工,使其在使用溫度以上進(jìn)行變形。這樣,一方面提高了合金的強(qiáng)度,又保持著在使用溫度下的組織穩(wěn)定性。這類鋼如16一25一(3395h6),3h434,g18b,19一gdl等,均加鉑、鎢、妮等強(qiáng)化,并用溫加工處理。即合金經(jīng)110一1250“c固溶處理后,再在低于再結(jié)晶溫度如一50c,也就是650一了60“c進(jìn)行加工變形,變形量有8一30%9,然后在溫加工溫度以下約50c退火消除應(yīng)力,機(jī)械加工成形即可使用。但是,使用溫度只能在溫加工溫度以下,否則性能急劇下降,同時(shí)工藝復(fù)雜,需要大型鍛壓設(shè)備。早期蘇聯(lián)發(fā)動(dòng)機(jī)p瓜一5和p口

12、一300用3h4涎合金作渦輪盤便是如此。后來改用碳化物強(qiáng)化的3h481代替制作bk一9發(fā)動(dòng)機(jī)一、二級渦輪盤,生產(chǎn)成本也隨之下降。2.3金屬間化合物強(qiáng)化的奧氏體合金采用形變強(qiáng)化的合金在高溫下不夠穩(wěn)定,第二個(gè)提高強(qiáng)度的途徑是沉淀強(qiáng)化。首先是碳化物強(qiáng)化,如3h481和許多沉淀硬化不銹鋼,但是碳化物在高溫下的穩(wěn)定性也是較差的,容易聚集長大而失效,所以現(xiàn)代盤材都是利用更穩(wěn)定的中間化合物強(qiáng)化相,如r,r等。從五十年代初的a一286到六十年代中末期的astrl叮和ren95,都采用這種強(qiáng)化相,這種材料在現(xiàn)代渦輪盤合金中占有最主導(dǎo)的地位。用中間相強(qiáng)化的渦輪盤材料有鎳基和鐵基合金兩種,如表2。鐵基合金從資源角度

13、出發(fā),有較大的優(yōu)越性,而且中溫強(qiáng)度較高,成型容易(因高溫變形阻力小),是用作渦輪盤的良好材料,但是這類合金與鎳基合金相比,高溫穩(wěn)定性較差,使用溫度也較低,所以,從目前世界許多類型的發(fā)動(dòng)機(jī)來看,兩類合金都在使用,只是渦輪溫度高的多偏于用鎳基高溫合金。為了進(jìn)一步發(fā)揮現(xiàn)有合金的作用及尋找新的合金,僅就提高現(xiàn)代鐵基及鎳基合金的強(qiáng)度的途徑概略討論如下:(1)固溶強(qiáng)化:合金元素溶解在基體中,一般都產(chǎn)生一定的強(qiáng)化效應(yīng),主要是通過下述幾種途徑:1 由于合金元素與基體元素原子大小不同,電子結(jié)構(gòu)不同,造成固溶體中點(diǎn)陣畸變,這樣在高溫下減小了擴(kuò)散速率,在常溫下阻礙了滑移的產(chǎn)生,因而原子大小差別愈大,畸變愈顯著,強(qiáng)化

14、效應(yīng)也愈大。對鎳或鐵和鎳的固溶體來說,元素的強(qiáng)化作用依下列順序而增加,也就是后面的元素的強(qiáng)化效果比前面的元素要大:鎳、鉆、鐵、鉻、釩、鋁、欽、鉑、妮、鈕20,11。2合金元素在固溶體中并不是一種理想分布狀態(tài),往往有偏聚現(xiàn)象,形成所謂短程有序化q2,13,有入叫它“k狀態(tài)”14,它們都可使合金產(chǎn)生強(qiáng)化作用。3 我們在談到強(qiáng)化時(shí),都接受這樣一個(gè)概念,就是金屬的瞬時(shí)形變主要是通過位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)。位錯(cuò)是金屬中原子排列“失誤”而引起的線型缺陷。在面心立方結(jié)構(gòu)的高溫合金中,加入某種元素以后,位錯(cuò)可改變它們的形態(tài),在密排面(111)上擴(kuò)展開來,成為所謂堆垛層錯(cuò),就是在一定范圍內(nèi),原子排列不正常了。層錯(cuò)的寬窄和出

15、現(xiàn)的多寡,與層錯(cuò)能的高低有關(guān),層錯(cuò)能低的,形成層錯(cuò)就容易,層錯(cuò)出現(xiàn)的幾率也高。這種擴(kuò)展了的位錯(cuò),運(yùn)動(dòng)十分不便,必須收縮為一個(gè)全位錯(cuò)才行15,16,這樣就要加以更大的外力,表現(xiàn)為強(qiáng)度的提高。所以合金化時(shí),要考慮加入使層錯(cuò)能降低的元素,如鎳基合金中加入鉆,便起到這個(gè)作用17,因而,許多鎳基合金都含有一定量的鉆。4一種元素可以改變另一種合金元素在固溶體中的溶解度,如鉑和鎢可以降低鋁和欽在鎳基合金中的溶解度,因而使沉淀相的析出量增加,提高合金的強(qiáng)度。同時(shí),這些元素對固溶體和沉淀相都有穩(wěn)定作用,可以提高合金的使用溫度,所以近年來發(fā)展的高溫高強(qiáng)度鎳基合金含鎢量有的高達(dá)20%以上18。在盤材合金中加鋁的比較

16、多,因鑰比鎢輕,更重要的是工作溫度不太高,不需要加鎢,但鉑比鎢在合金中容易促進(jìn)脆性相的形成。為了更有效地利用合金元素的固溶強(qiáng)化,一般多采用多元少量合金元素。這樣可以形成多種化學(xué)鍵,提高晶體點(diǎn)陣的畸變程度,更高地提高合金化程度i卜21。(2)沉淀強(qiáng)化:合金強(qiáng)度的提高在于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的受阻,前述固溶強(qiáng)化僅是其一用淺顯的概念來說,就是一些異種原子加入基體后,造成原子排列的不整齊,或產(chǎn)生某種類型原子的偏聚,而阻礙了位錯(cuò)或其它缺陷的運(yùn)動(dòng)而提高了強(qiáng)度。但是,原子這樣大的質(zhì)點(diǎn)有時(shí)卻顯得太小,于是設(shè)法引進(jìn)一些更大的顆粒,使其起到更大的阻攔作用。這種質(zhì)點(diǎn)如果是從基體本身分離出來的,叫沉淀強(qiáng)化,一般要經(jīng)過熱處理來實(shí)現(xiàn)

17、。如果是從外面加入的,叫彌散強(qiáng)化。在高溫合金中這兩種強(qiáng)化方法都有,但當(dāng)前的渦輪盤合金主要是前者。鋁和欽在鎳或鐵鎳基體中的溶解度是有限的,如果超過了這個(gè)限量,就以一種有序化排列的中間相析出來,這就是所謂丫相,用n兒al表示。意思就是在單位晶胞中,鋁原子和鎳原子都占據(jù)了固定位置,構(gòu)成與基體結(jié)構(gòu)相同,只是原子的分布更有序化的晶體,因?yàn)榛w為下奧氏體,具有類似晶型的沉淀相便稱之為丫。在in3ai中的鋁原子可被欽原子所代替,甚至鋁原子可以完全被欽原子所代替“2。所以,一般用ni3(ai,it)來表示,其中也可以溶解其它元素23,24,使顆粒本身得到強(qiáng)化。r在鎳基合金中是一種非常理想的強(qiáng)化相,它本身十分穩(wěn)

18、定,接近熔點(diǎn)也不分解。它與基體共格相聯(lián),兩相界面能較低,可在高溫長期保溫而長大很慢。顆粒本身具有較好的塑性,因而含有大量丫的合金并不變脆。丫對合金的強(qiáng)化作用是十分顯著的,如nimnie80比nimni。75中只增加了3一4%的欽和鋁,其屈服強(qiáng)度從30提高到70公斤/毫米“25。合金中鋁欽含量愈高,高溫持久性能就愈好。圖2示出美國13個(gè)和蘇聯(lián)16個(gè)牌號的鎳基合金的欽鋁含量與在20公斤/毫米“應(yīng)力下100小時(shí)持久溫度的關(guān)系。這些合金中的鉻、鉆、鎢、鉑等強(qiáng)化元素的差別雖然很大,但欽鋁含量對于高溫強(qiáng)度起主導(dǎo)作用。而且,欽鋁含量對不同溫度下的持久性能幾乎成直線關(guān)系(圖3)。這說明要想提高合金的強(qiáng)度,一定

19、要增加欽鋁含量。事實(shí)上,現(xiàn)代高溫使用的高強(qiáng)度合金的鋁欽含量都是很高的,工n一100合金就是一例,其鋁欽總量在10%以上,生成)達(dá)到65%。在高溫合金中鋁欽含量的增加有一定限度,因?yàn)楹窟^高就容易生成j相或其它脆性相,使合金的性能反而變壞。目前有些鎳基高溫合金中的鋁欽含量幾乎已達(dá)到了最高限度了,進(jìn)一步提高合金性能的途徑是加入一些稀有元素,如鉛、祖、錯(cuò)、妮等,它們一方面分布于基體和丫中,使其強(qiáng)化,另一方面調(diào)整基體與丫間的點(diǎn)陣常數(shù),使合金在高溫度下更加幣敘定。對鐵基高溫合金來說,除了鋁欽含量有更嚴(yán)格的限制以外,還存在丫的穩(wěn)定性問題。丫穩(wěn)定與否,與欽鋁比值關(guān)系很大,如a一286和v一57,因欽鋁比太高

20、,在正常處理狀態(tài)就可能出現(xiàn)六角密堆結(jié)構(gòu)的卜ni3ti,有害于合金的性能;相反,如這個(gè)比值太低,如70。c)長期使用。山于鐵恭合金中的鋁汰含量不能太高,而且招欽在墓體中的滾解度也較高,所以鐵基高溫合金中的r的含量一般都在20%以下。下含量較低的合倉,下顆拉的大小和分布對一合金強(qiáng)度的影順就顯得格外重要。一般來說,其直徑以100一500入的強(qiáng)化效果最好叱,所以對合金化程度低為合金,熱處理顯得非常重要,劉一高鋁欽合金,共大小分布就不那么重要。例如工n一10不經(jīng)熱處理就使川了。r對合金的強(qiáng)化作用,主要表現(xiàn)為兩方面:一是共格應(yīng)變弧化,一是反相疇界強(qiáng)化。沉淀相與固溶體共格相聯(lián),如果兩相點(diǎn)陣常數(shù)不相同時(shí),在沉

21、淀相周圍會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力場。兩相點(diǎn)陣潔數(shù)相差愈大,即所謂錯(cuò)配度愈大,應(yīng)力場的范圍也愈大。這種應(yīng)力場阻撓著位錯(cuò)的前進(jìn),表現(xiàn)為屈服強(qiáng)度的提高“。一3。但是有些合金如pyrmet860和工ncly901,丫井不與華體完全共格35,36,7的強(qiáng)化作用依然十分顯著。在a一2品合金中改變丫與墓體間的錯(cuò)配度,對強(qiáng)化作用的影響也不太大29。這樣,用共格強(qiáng)化便解釋不通。因而,用反相畔界面強(qiáng)化來解釋可能更恰當(dāng)些。一方面分布于基體和丫中,使其強(qiáng)化,另一方面調(diào)整基體與丫間的點(diǎn)陣常數(shù),使合金在高溫度下更加幣敘定。對鐵基高溫合金來說,除了鋁欽含量有更嚴(yán)格的限制以外,還存在丫的穩(wěn)定性問題。丫穩(wěn)定與否,與欽鋁比值關(guān)系很大,如a一2

22、86和v一57,因欽鋁比太高,在正常處理狀態(tài)就可能出現(xiàn)六角密堆結(jié)構(gòu)的卜ni3ti,有害于合金的性能;相反,如這個(gè)比值太低,如70。c)長期使用。山于鐵恭合金中的鋁汰含量不能太高,而且招欽在墓體中的滾解度也較高,所以鐵基高溫合金中的r的含量一般都在20%以下。下含量較低的合倉,下顆拉的大小和分布對一合金強(qiáng)度的影順就顯得格外重要。一般來說,其直徑以100一500入的強(qiáng)化效果最好叱,所以對合金化程度低為合金,熱處理顯得非常重要,劉一高鋁欽合金,共大小分布就不那么重要。例如工n一10不經(jīng)熱處理就使川了。r對合金的強(qiáng)化作用,主要表現(xiàn)為兩方面:一是共格應(yīng)變弧化,一是反相疇界強(qiáng)化。沉淀相與固溶體共格相聯(lián),如

23、果兩相點(diǎn)陣常數(shù)不相同時(shí),在沉淀相周圍會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力場。兩相點(diǎn)陣潔數(shù)相差愈大,即所謂錯(cuò)配度愈大,應(yīng)力場的范圍也愈大。這種應(yīng)力場阻撓著位錯(cuò)的前進(jìn),表現(xiàn)為屈服強(qiáng)度的提高“。一3。但是有些合金如pyrmet860和工ncly901,丫井不與華體完全共格35,36,7的強(qiáng)化作用依然十分顯著。在a一2品合金中改變丫與墓體間的錯(cuò)配度,對強(qiáng)化作用的影響也不太大29。這樣,用共格強(qiáng)化便解釋不通。因而,用反相畔界面強(qiáng)化來解釋可能更恰當(dāng)些察到了這種現(xiàn)象,當(dāng)位錯(cuò)通過這種結(jié)構(gòu)以后形成所謂位錯(cuò)偶招7一40,其所需能量將十倍于7與7r的界位j能。1。合金中提高欽鋁比是提高7中反相疇界面能的一種途徑。對渦輪盤材料,由于其使用溫度

24、較低,瞬時(shí)強(qiáng)度(。0。2)是主要矛盾,即使相界能高一些,也不致失掉共格而發(fā)生過時(shí)效,因而作為中溫以下使用的渦輪盤合金,沉淀相與基體間的錯(cuò)配度應(yīng)該是愈大愈好。調(diào)整合金兩相的錯(cuò)配度,主要是靠合金元素對丫及基體點(diǎn)陣常數(shù)的改變。而這種改變又與元素在兩相間的分配有關(guān)。從表3說明,在鎳基合金中,基體的點(diǎn)陣常數(shù)比7的點(diǎn)陣常數(shù)要小,因而為了增加它們間的錯(cuò)配度,應(yīng)使大者變得更大,小者更小。不同元素對丫點(diǎn)陣常數(shù)的改變34,如硅和釩能使之縮小,鐵、鉻、錳、銅能稍使增大,妮、擔(dān)、欽則能顯著使之膨脹。分析15個(gè)鎳基合金4,45,發(fā)現(xiàn)合金元素在丫及基體間的分配比:錠、擔(dān)、釩為1:0。05,欽為1:0。1,鋁為1:0。24

25、,鎢為0。8:1,鉆為0。37:l,鉑為0。33:1,鐵為0。24:1,鉻為0。14:1。由此可見,妮、鈕、釩、欽、鋁絕大部分進(jìn)入丫,而鉆、鋁、鐵、鉻則在基體中。因而,妮、鈕、欽的加入,使丫的點(diǎn)陣進(jìn)一步脹大,強(qiáng)烈地增加兩相間的錯(cuò)配度;鉑、鉻、鐵主要留在基體,增加基體的點(diǎn)陣常數(shù),所以是減少錯(cuò)配度的。鎢也是如此。釩使基體點(diǎn)陣膨脹,使丫點(diǎn)陣縮小,因而它強(qiáng)烈地減小兩相錯(cuò)配度。顯然,為了發(fā)展高屈服強(qiáng)度的合金,必須提高合金中錠、擔(dān)、欽的含量。為了提高合金的熱穩(wěn)定性,在提高妮、鈕、鐵的同時(shí),還要增加使基體點(diǎn)陣脹大的元素,這樣才能既提高丫的數(shù)量和沉淀相本身的強(qiáng)度,又降低兩相間錯(cuò)配度。除了增加使丫點(diǎn)陣脹大的元素

26、以外,在六十年代中期還發(fā)現(xiàn)在合金中沉淀出一種具有體心四方結(jié)構(gòu)的有序化中間相丫(ni3nb),可以造成與基體更大的錯(cuò)配度,而又保持共格,這就是使icnn。1718的屈服強(qiáng)度高于許多盤材合金的最主要原因46。但是,丫,只是一種過渡中間相,穩(wěn)定性較差,如果在650c以上長期保溫,它就轉(zhuǎn)變?yōu)楦臃€(wěn)定的正交系占一i。nb,而失去共格性,強(qiáng)度顯著下降,所以這樣的材料的使用溫度只限于70c以下。應(yīng)該指出,并不是所有含妮高的鎳基合金都可析出丫,的,如在鎳妮二元合金中,含妮量即使達(dá)到10%以上,大為超過妮在鎳中的溶解度(i00c下為4%),也不形成丫,。只有丫,與基體點(diǎn)陣常數(shù)相近時(shí)(相差1%以下),價(jià)電子濃度合

27、適,才有可能47。否則妮固溶于丫,或形成另一種中間相(如layes相)沉淀出來。合金中加入鐵可滿足這種條件,有助于丫,的形成,而鋁則相反,根據(jù)這種看法,我們對一些典型鎳基和鐵基高溫合金按錯(cuò)配度加以分類,如表4?？梢钥闯?第一類含妮合金,以丫,強(qiáng)化,錯(cuò)配度最大,強(qiáng)度最高,屈服強(qiáng)度在120公斤/毫米以上;第二類以妮、欽、鋁強(qiáng)化,錠、欽為主,錯(cuò)配度次之,強(qiáng)度在10公斤/毫米左右;第三類以欽、鋁強(qiáng)化,欽為主,錯(cuò)配度較小,屈服強(qiáng)度在80一10公斤/毫米2之間,其中a一286及idsaly卻只有70公斤/毫米2,因欽含量太低(2%);第四類為鋁、欽強(qiáng)化,以鋁為主,錯(cuò)配度很小,所以合金中鎢、鉑、妮等的含量盡

28、管很高,高溫長期性能雖好,但屈服強(qiáng)度卻不十分高,在10公斤/毫米2以下,一般在了0一85公斤/毫米。這樣分類雖極粗略,不能完全反映合金的復(fù)雜因素,但可說明錯(cuò)配度是決定屈服強(qiáng)度的重要因素,有助于入們在發(fā)展高屈服強(qiáng)度合金時(shí)引起必要的重視。(3)晶界與晶粒度的影響:高溫合金的晶粒度對性能的影響很大,是采用大晶粒還是細(xì)晶粒,這要看合金的工作條件。多晶金屬有一個(gè)所謂等強(qiáng)溫度,即在此溫度下晶內(nèi)和晶界的強(qiáng)度相等。在此溫度以上,金屬的變形以晶界為主,最后沿晶斷裂;在此溫度以下,晶內(nèi)強(qiáng)度較低,晶內(nèi)變形為主,易產(chǎn)生穿晶斷裂。等強(qiáng)溫度又與變形速度(應(yīng)力大小)有關(guān),變形速度愈高,等強(qiáng)溫度也隨之上升。所以那些高溫長期使

29、用的合金一般都是沿晶斷裂,晶界成為薄弱環(huán)節(jié),因而一方面應(yīng)設(shè)法強(qiáng)化晶界,如加入硼、碳、錯(cuò)等微量元素,嚴(yán)格控制有害雜質(zhì),以及采用形變熱處理等,以改變晶界狀態(tài);另一方面盡量減少晶界,如采用大晶粒,甚至發(fā)展成為單晶48,49。對渦輪盤材料來說,高溫蠕變和持久斷裂不是主要矛盾,而最重要的是提高屈服強(qiáng)度與周期疲勞強(qiáng)度。屈服強(qiáng)度(二。2)和晶粒大小(d)的關(guān)系,可用下式表示50,51升口。2=j。十kd一12/式中。和k為材料常數(shù)。如對一個(gè)鐵基高溫合金,晶粒度由3一4級(1140c固溶)變?yōu)?一10級(930e固溶),其屈服強(qiáng)度可提高50%,高頻疲勞也顯著增加。對inely901來說,晶粒度由2級變?yōu)?2級

30、后,可使周期疲勞壽命成數(shù)量級的提高,如表552但是也應(yīng)該指出,晶粒細(xì)化以后,蠕變速度增加,持久強(qiáng)度降低53,54,然而這對渦輪盤來說,一般并不是主要的。相反,由于持久塑性的顯著提高,樺齒裂紋的出現(xiàn)幾率可以大為下降,而且細(xì)晶粒也有利于冷熱疲勞和切削性能。因?yàn)榧?xì)晶粒有以上的優(yōu)越性,所以近年來在渦輪盤材的晶粒細(xì)化方面開展了不少的研究工作(4)形變強(qiáng)化:對奧氏體合金來說,通過形變可使屈服強(qiáng)度成倍的提高,但這種強(qiáng)化不能作為提高高溫材料的有效途徑,因而采用了所謂溫加工強(qiáng)化,并已應(yīng)用于實(shí)踐(見表2)。對現(xiàn)代沉淀強(qiáng)化的高溫合金來說,這種強(qiáng)化作用更是顯著。當(dāng)合金在再結(jié)晶溫度附近進(jìn)行變形過程中,改變亞結(jié)構(gòu)中的位錯(cuò)

31、組態(tài),而后再經(jīng)時(shí)效處理,下和碳化物在位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)中沉淀出來,使合金產(chǎn)生強(qiáng)化作用。利用這種辦法不但可以提高合金的屈服強(qiáng)度,而且還能改善塑性5一5的,特別是晶界狀態(tài)的改變(如發(fā)生鋸齒狀晶界),對持久強(qiáng)度和持久塑性的增加有時(shí)非常明顯。所以形變強(qiáng)化成為提高合金強(qiáng)度的有效途徑。但是這種強(qiáng)化效應(yīng)在高溫下不十分穩(wěn)定,隨著在高溫下工作時(shí)間的延長而逐漸減弱60t,因而不能在高溫長期使用,但在渦輪盤使用溫度范圍內(nèi)還是有前途的。三、渦輪盤合金的熱處理變形高溫合金必須經(jīng)過熱處理才能獲得所需要的力學(xué)性能。一般主要是經(jīng)過固溶處理(淬火)及沉淀強(qiáng)化處理(時(shí)效),在很多情況下,還要經(jīng)過一種所謂中間處理。固溶處理的目的是獲得所需要

32、的晶粒度,使合金中各種相得到一定程度的溶解;也有為了消除內(nèi)應(yīng)力或便利切削而進(jìn)行固溶處理的。各種析出相的溶解溫度因合金而不同,如合金化程度較低的合金(鋁欽總含量4%,鉑、鎢含量也低)中,丫在950c以下就完全溶解了,而在合金化程度很高的合金中則要到1150c61,62。中間處理包括二次固溶處理和中間時(shí)效處理兩種,它們是以丫的溶解溫度來區(qū)分的。在丫溶解溫度以上的中間處理叫二次固溶,在7溶解溫度以下的叫中間時(shí)效或一次時(shí)效。中間處理的主要目的是調(diào)整晶界析出物的類型、大小和分布,并使)分布合理。如inmnic8063一65。,倘若在固溶處理后直接進(jìn)行時(shí)效,則沿晶界析出胞狀cr23c。,使合金變脆,如一次

33、固溶處理后又在950一100c進(jìn)行二次固溶,則沿晶界析出胞狀cr了c3,可以提高合金的塑性。v一57合金7,如只經(jīng)一次時(shí)效,則沿晶界析出itc薄膜,持久塑性降低,產(chǎn)生缺口敏感性,是導(dǎo)致樺槽裂紋的主要原因。但是經(jīng)過815一830c的中間處理以后,沿晶界析出針狀卜ni3it,使欽發(fā)生貧化,避免了itc的形成,問題得到解決。3h61了66、3h78767和nimni。9068等合金中的碳化物,也都是這樣,如果只有一次固溶,便成網(wǎng)狀或片狀(胞狀)析出,使合金變脆。經(jīng)過二次固溶以后,碳化物沿晶界成鏈狀析出,從而提高塑性,消除缺口敏感性。通過鏈狀碳化物析出而改善塑性的原因?qū)Σ煌辖鸩⒉灰恢?對合金化程度較

34、高的合金,晶界碳化物析出,使附近的鉻、鉑、鎢等貧化,而鎳、鋁、欽相對增多,在鏈狀碳化物周圍經(jīng)常包著一層丫的沉淀薄膜,它和基體存在共格性,強(qiáng)化晶界,提高持久壽命,有的達(dá)三倍之多69。對合金化程度較低的合金,鏈狀碳化物析出使鉻貧化,提高鋁、欽溶解度,不但不形成丫層薄膜,反而存在一無丫區(qū),提高局部塑性,減少晶粒相互滑動(dòng)而造成的晶界區(qū)域應(yīng)力集中,延緩了持久斷裂的發(fā)生。從宏觀上看,塑性提高了,缺口敏感性也消除了63,67,68,7的還有中間時(shí)效析出的較粗大的丫與正常時(shí)效析出的丫互相配合,對改善晶界塑性和消除缺口敏感性也有好的影響,對其它力學(xué)性能,如二。、a。2、d、功、叭都有改善67合金的熱處理制度隨性

35、能要求不同而變化。有時(shí),熱處理制度的微小改變足以引起合金性能的顯著變化,如w545和3h481用兩次低溫時(shí)效,第一次溫度低于第二次,如此可以保證在第一次時(shí)效發(fā)生的更多沉淀中心到第二次繼續(xù)長大,得到更彌散的強(qiáng)化相,提高屈服強(qiáng)度71。又如d一979用新的鍛造工藝和熱處理制度,可以顯著提高盤材性能,除細(xì)化晶粒外,使丫更細(xì)小彌散,并產(chǎn)生拼相強(qiáng)化晶界72。熱處理過程中的加熱速度和冷卻速度須密切注意。有入曾對直徑1米的hastelyx錠在加熱過程中產(chǎn)生的中乙內(nèi)應(yīng)力進(jìn)行計(jì)算73,如冷裝入溫度1226c的爐中,中心內(nèi)應(yīng)力可達(dá)140公斤/毫米2,超過合金屈服強(qiáng)度好幾倍,必然產(chǎn)生內(nèi)裂。冷卻制度控制相的析出和分布,

36、保證良好的綜合性能。如d一979在固溶后由油淬改為水淬,可使盤坯屈服強(qiáng)度提高約5公斤/毫米274。有的鐵基合金在一次時(shí)效后由空冷改爐冷,屈服強(qiáng)度也顯著提高,可達(dá)15一20公斤/毫米四、渦輪盤材料和工藝的發(fā)展趨勢4.1對現(xiàn)有合金不斷調(diào)整成分、改進(jìn)熱處理制度并發(fā)展新品種近年來渦輪盤材料和葉片用高溫合金一樣,發(fā)展很快,特別是采用真空冶煉之后,提高了質(zhì)量,提高了合金化程度,加速了發(fā)展歷程。如美國在四十年代初期發(fā)展的溫加工奧氏體合金16一25一6早已被7強(qiáng)化的a一286和v一57取代,六十年代又代之以nicenl718和ren695,進(jìn)入七十年代出現(xiàn)高強(qiáng)度、易切削的nicenl706,強(qiáng)度更高、性能更好

37、的新品種還在不斷涌現(xiàn),如最近美國發(fā)展一種渦輪盤新合金印的,其760“c下的。為129。5公斤/毫米2,63公斤/毫米“下持久時(shí)間大于500小時(shí),成分極其復(fù)雜,為。90c,9。0cr,7。65w,7。0ta,4。5ai,2。0m,0。75ti,05v,1。hf,0。12c,0刀ib,0。izr,余為ni。但是,現(xiàn)代合金的發(fā)展和過去有所不同,就是經(jīng)過對已有合金的使用和研究,對高溫合金合金化的規(guī)律有了一定的了解,從而對發(fā)展合金有指導(dǎo)作用。這樣,就逐漸擺脫了過去那種基本上處于“配方”或“炒菜”式的狀態(tài)。如前面所說的為了提高合金中溫的屈服強(qiáng)度,盡量加大兩相間的錯(cuò)配度,而提高合金在高溫下的穩(wěn)定性則使錯(cuò)配度

38、接近于零。為了避免合金中出現(xiàn)脆性相,利用合金中的平均電子空位數(shù)來設(shè)計(jì)成分及生產(chǎn)中控制成分上下限74一“。此外,由于對每種合金元素的作用比較清楚了,有可能在合金的設(shè)計(jì)過程中,采用電子計(jì)算機(jī)使合金的成分更加準(zhǔn)確合理。但是近年來最重要的趨勢是對于現(xiàn)有合金的成分不斷進(jìn)行調(diào)整,工藝不斷改進(jìn),以提高合金的性能和延長使用壽命。如鎳基合金waspaly是prat一whitney公司1950年第一個(gè)變形合金,目前有不少發(fā)動(dòng)機(jī)用它作渦輪盤材料,它便是經(jīng)歷過多次改進(jìn)而提高的。如在1951年采用非真空冶煉,強(qiáng)度指標(biāo)為在815c、19。25公斤/毫米2條件下的持久時(shí)間鄉(xiāng)23小時(shí)。后來由于冶煉技術(shù)的提高,其持久強(qiáng)度由19

39、。25改為2。75公斤/毫米2。1954年采用真空冶煉以后,在815c時(shí)的持久強(qiáng)度為2。625公斤/毫米“、鄉(xiāng)40小時(shí),同時(shí)并規(guī)定了持久塑性鄉(xiāng)5%,隨后又提高到28公斤/毫米“、鄉(xiāng)5小時(shí)和鄉(xiāng)10%。在發(fā)現(xiàn)硼、錯(cuò)對高溫合金的高溫強(qiáng)度有好的作用以后,又加入了這些微量元素,使持久時(shí)間改為鄉(xiāng)75小時(shí)1963年對成分進(jìn)行調(diào)整,性能指標(biāo)改為815c、32。25公斤/毫米2下持久時(shí)間多23小時(shí),持久延伸率鄉(xiāng)8%。其主要變化是鉑和欽分別提高了1一1。5%及0。5%左右,且雜質(zhì)的控制更嚴(yán)格了,成分上下限更窄了。通過工藝的改進(jìn)和成分的調(diào)整,使合金在815c下的持久強(qiáng)度提高了65%,而性能更加穩(wěn)定了(標(biāo)志在對持久塑

40、性的規(guī)定)。國外許多合金都是這樣,根據(jù)長期生產(chǎn)和使用實(shí)踐,再加上新工藝新技術(shù)的采用,對成分進(jìn)行調(diào)整,以不斷提高合金的性能,這樣做不但工作基礎(chǔ)比較扎實(shí),而且對材料的管理和返回料的應(yīng)用都有好處。此外,熱處理也是不斷在改進(jìn),如v一57在使用過程中曾出現(xiàn)過樺槽裂紋,認(rèn)為這是缺口敏感造成的,在熱處理中加上一次810一83印c的中間處理以后,改變了晶界碳化物的分布,使缺點(diǎn)得到克服。d一979也只是改進(jìn)了熱處理制度,使丫分布更加細(xì)小均勻,晶界析出了#相,不但提高了。2,持久和大應(yīng)力疲勞性能也顯著得到改善72。最近對nicn。l了18系統(tǒng)的研究則是又一個(gè)例證81一84。合金性能每得到一次提高,技術(shù)條件就必須相

41、應(yīng)地加以修訂,這樣才能促使改善后的性能為設(shè)計(jì)工作者所采用,在生產(chǎn)實(shí)際中收到實(shí)效。根據(jù)近年來的實(shí)踐,使入們認(rèn)識到:對現(xiàn)有合金的成分進(jìn)行調(diào)整,對熱處理制度進(jìn)行嚴(yán)格控制,以及盡可能采用先進(jìn)的生產(chǎn)工藝,力求一種合金能適合多種用途,比從頭開始來發(fā)展新合金的效果要好得多,快得多。4。2當(dāng)前改進(jìn)盤材合金以發(fā)展新工藝為重點(diǎn)(1)采用先進(jìn)冶煉工藝:真空熔煉技術(shù)的發(fā)展是高溫合金冶煉工藝的一個(gè)新階段,以美國為例,1969年真空自耗熔煉設(shè)備年產(chǎn)量有20多萬噸,真空感應(yīng)爐最大容量從1961年的6噸發(fā)展到1968年的60噸,近來向更大容量和半連續(xù)操作發(fā)展85。真空熔煉的優(yōu)越性有:1。嚴(yán)格控制活潑元素如鋁、欽、妮、鉻、硼、

42、鉛、稀土等的成分范圍,縮小合金性能的波動(dòng)幅度,使合金性能的下限提高,充分發(fā)揮合金的能力。如在六噸感應(yīng)爐真空熔煉ni。en1718,統(tǒng)計(jì)10爐生產(chǎn)中各活潑元素的波動(dòng)范圍86,得出妮和鋁的波動(dòng)幾乎在分析誤差范圍之內(nèi)。而這種合金中錠含量每增加0。1%,可以提高屈服強(qiáng)度約1公斤/毫米,在常壓下冶煉就很難保證。又如v一57的最佳綜合性能只有在硅0。2%、碳在0。04一0。08%間才能得到7,范圍如此嚴(yán)格,只有采用真空。真空冶煉還有利于應(yīng)用返回料,而且有的比新料更好,如nily901和a一286經(jīng)二次重熔后,不但強(qiáng)度提高,塑性也改善“7。2。有利于氣體和夾雜物的排除或分解。真空熔煉可以用碳脫氧,因?yàn)樵谡婵?/p>

43、下,碳的脫氧能力提高幾個(gè)數(shù)量級。在真空感應(yīng)爐熔煉鎳基合金的研究結(jié)果8表明,真空度只是10一“毫米汞柱,而合金中的氧含量很容易降到百萬分之二十以下。真空自耗重熔a一286和wa印aly前后的氣體含量對比8的,重熔前的氫、氧、氮含量為重熔后的幾倍到十幾倍。碳在真空下脫氧能力的提高,許多氧化物如5102、fe等都被還原,因而夾雜含量大為降低。同時(shí),真空熔煉也改善夾雜物的分布,如一種1鉻型抗蠕變鋼經(jīng)真空冶煉后,夾雜物變得細(xì)小而分散,量也大為減少9。,對含欽、妮等與氮親合力較大的合金,采用真空熔煉和真空澆鑄,可以避免氮化物成為夾層或細(xì)晶帶。3。有利于除去有害雜質(zhì)。例如有一種變形鎳基合金91,成分為。02

44、c,20c,5m0,1。sti,4。sai,0。05zr,0。003b,真空熔煉前后的鉛含量變化由5降到zppm(受分析精確度所限),性能大為提高,940“c、1公斤/毫米2下的持久時(shí)間由72延長到153小時(shí),延伸率由9。5提高到20%。在研究c2r0ni8合金和純鐵中砷、錫、銻、秘、銅、鉛、啼、硒等一些有害雜質(zhì)于sx10一“毫米汞柱真空度下熔化時(shí)的揮發(fā)情況“8,得出雜質(zhì)的揮發(fā)與溫度、時(shí)間、熔池表面積與深度比、攪動(dòng)情況等有關(guān),熔池合金成分影響也很大,砷和錫在鎳合金中幾乎不發(fā)生變化,而在純鐵中卻不斷下降至于在fe一ni一cr基合金熔池將如何變化,值得研究。4。改善熱加工性能,提高成材率。一般來說

45、,合金中含有5%以上的鋁和欽時(shí),錠的開坯不能采用自由鍛造,改用真空冶煉后,即使鋁欽含量高達(dá)9%,也可以加工。而且真空冶煉的合金,成材率也高。為了改善錠的結(jié)晶狀態(tài)和降低合金元素的偏析,在采用真空感應(yīng)爐熔煉的同時(shí),必須進(jìn)行一次真空自耗或電渣重熔。表6列出合金鋼在不同冶煉制度下的各項(xiàng)質(zhì)量指標(biāo)92。對高溫合金來說,由于含有更多的活潑元素,脫氧、脫氮都更加困難,尤以脫氮為甚93。由于真空冶煉具有明顯的優(yōu)越性,所以在一些國家,合金中鋁欽含量在l%者,多采用真空冶煉印4電渣重熔工藝各國也日益發(fā)展,美國預(yù)計(jì)1975年有半數(shù)高溫合金生產(chǎn)用真空感應(yīng)加電渣重熔,即所謂雙聯(lián)制度95。美國一家公司”6生產(chǎn)hasethy

46、x板材合金,對真空感應(yīng)或加電渣重熔,或加自耗重熔后,比較夾雜物情況,發(fā)現(xiàn)電渣重熔可以明顯地減少合金中夾雜物含量。通過電渣重熔可以鑄成各種形狀的錠,設(shè)備簡單,投資較少,并適宜于中小企業(yè)。生產(chǎn)的合金機(jī)械性能提高,爐與爐間差異縮小,高溫塑性提高,良好塑性溫度范圍擴(kuò)大,有利于壓力加工,成材率從而大為提高。但是,電渣重熔高溫合金對其中活潑元素如鋁、欽等有燒失,不易控制,使同錠上下成分不均勻,如含欽4%左右的情況,成分偏差可達(dá)0。5%以上。幾種渦輪盤合金電渣重熔前后的鋁、欽含量變化結(jié)果97表明,活潑元素鋁含量較高時(shí),欽燒失較少,隨著鋁含量降低,欽燒失增多,如icnly901和a一286含鋁少(0。15%)

47、,電渣重熔過程中從渣中還原氧化鋁,使合金中鋁含量增多。因此,電渣重熔可能更適用于固溶強(qiáng)化的合金,對高鋁、欽的合金,用真空雙聯(lián)可能更好些。當(dāng)然,還可以研究選用適合的渣系或其它措施,來彌補(bǔ)這一缺點(diǎn)。(2)壓力加工與合金組織結(jié)構(gòu)密切配合,提高盤材性能,改革壓力加工工藝:在熱加工udimet700合金98時(shí)、,如在下,溶解溫度(1130c)以上的1150c進(jìn)行,變形只10%即發(fā)生嚴(yán)重龜裂;但若先時(shí)效處理,使析出的沉淀相丫達(dá)到0。3拜,阻止晶粒沿晶界滑動(dòng),不產(chǎn)生晶間裂紋,在1063c進(jìn)行加工,即使變形90%以上也不發(fā)生裂紋。從類似這樣的事實(shí)出發(fā)考慮,對渦輪盤材加工成型就不應(yīng)只是完成成型任務(wù),只研究如何減

48、小變形阻力,只注意變形過程中金屬流動(dòng)和變形均勻等等,而應(yīng)充分了解合金的組織結(jié)構(gòu),運(yùn)用其組織特點(diǎn),在完成加工成型任務(wù)的同時(shí),也提高合金性能。近年來用作盤材的高溫合金,正開展如何獲得細(xì)晶粒方面的工作。以前用持久性能作為最重要的檢驗(yàn)指標(biāo)常常采用可以得到大晶粒的熱處理制度,大晶粒材料的屈服強(qiáng)度低、塑性差、疲勞性能也不好,用于中溫使用的盤材顯然是不合適的。因此,細(xì)化晶粒成為當(dāng)前的一個(gè)發(fā)展方向。對一般金屬材料來說,通過合理的壓力加工制度,然后控制冷卻速度和固溶處理溫度,可以獲得均勻細(xì)小的晶粒度。但生產(chǎn)高溫合金渦輪盤,由于其變形阻力很大,冷卻速度不易控制,所以采用第二相的析出以阻礙晶粒長大的辦法來獲得晶粒細(xì)

49、的盤坯99、100。這種可以利用的相,一類是7r,如nimni。80a、waspaly、m252、ren亡41、astrly、rne95等;一類是其它的相,例如,、乙、拼、laves相等,如a一286、v一57、inely901、inenel718、d一979等。獲得細(xì)晶粒的工藝很復(fù)雜,如目前屈服強(qiáng)度最高的盤材合金ren95,在1010一1135c范圍內(nèi)鍛壓,變形量50%,終鍛溫度低于i93c,然后在1135c保溫再結(jié)晶,再鍛一次,終鍛溫度仍低于1093c,接著在900c時(shí)效24小時(shí),7,均勻析出,后在1093c固溶1小時(shí),就得到均勻細(xì)小的晶粒,再于了60c時(shí)效16小時(shí)c107,其性能才得保證

50、。一種盤材究竟需要幾級晶粒度,要看合金晶粒度與性能的關(guān)系,以及要求的性能而定。一些含有大量第二相7的高溫合金如in一100、astrly、inenel713c、ren己95、pyrm。t860等,加上它們的細(xì)晶粒(牛t二,如-一一一一一一一/一一一一一“”、一,”一”一一2一,“一ren己95為925一980c,pyrmet860為840一980c,in一100為1036一1093c等。從變形速度來說不能太高,一般是。05/分。超塑性成型實(shí)際上是在特定條件下的一種模鍛工藝,優(yōu)點(diǎn)很多:其一是比一般鍛造可省料50%;其次是加工余量小,有入用這種方法加工in一100或欽合金葉片,包括樺頭在內(nèi),其精密

51、程度可不再需要任何加工;第三是難變形合金可以順利成型,如in一100便是一例;第四是可以利用小設(shè)備加工出大部件,像in一10這樣高強(qiáng)度合金,產(chǎn)生超塑性所需應(yīng)力為。32公斤/毫米,astrly渦輪盤的正常鍛造溫度為1180c,所需應(yīng)力為31。5公斤/毫米2,然而在1038“c進(jìn)行超塑性變形時(shí),只需應(yīng)力0。84公斤/毫米“10”。照此計(jì)算,成型一個(gè)直徑50毫米的渦輪盤坯,前者需要一臺6500噸水壓機(jī),而后者只要幾百噸就夠了;第五是復(fù)雜斷面可以一次成型;第六是可以多次改鍛而不影響質(zhì)量,因而減少報(bào)廢率1。,但是,超塑性成型所需附屬設(shè)備和工藝,比一般的壓力加工要復(fù)雜得多,如保溫設(shè)備、模具材料、氫氣保護(hù)等

52、,而且生產(chǎn)效率也低。目前正處于發(fā)展階段。超塑性成型除了試圖用于含鋁、欽很高的難變形高溫合金如in一100、b一1900、as-trly等以外,也可用于常用鐵基合金inel了901和a一286等111。此外,中溫形變熱處理還在研究以12。形變熱處理工藝制度如以uidmet70為例是:于1170c下固溶4小時(shí),再在1063c時(shí)效4小時(shí),以產(chǎn)生粗大的丫顆粒,然后在此溫度反復(fù)變形,每次6%并退火,一直達(dá)到總變形量78%,最后再在842c下4小時(shí)和760“c、16小時(shí)進(jìn)行時(shí)效。這樣處理后,其a。2、持久和疲勞性能均比一般正常處理后的強(qiáng)度大為提高,值得指出的是形變熱處理后的強(qiáng)度隨試驗(yàn)溫度升高而下降,這與正

53、常處理狀態(tài)在試驗(yàn)溫度760c以下強(qiáng)度基本上不變的規(guī)律不一致,這說明形變強(qiáng)化效應(yīng)隨溫度的升高而減弱,形變熱處理后合金的疲勞強(qiáng)度,不論大應(yīng)力周期疲勞或小應(yīng)力高頻拉伸疲勞,均大幅度提高。這種中溫形變熱處理是有前途的加工方法,但是,其長期使用的穩(wěn)定性有待研究改進(jìn)。還有,對加工條件特別敏感,如uidmet70在1063c變形量達(dá)78%,經(jīng)適當(dāng)時(shí)效處理后有較好的性能,倘若改在108c變形60%,同樣時(shí)效處理后,。,2雖然更高,持久強(qiáng)度則與正常處理差不多,而疲勞性能卻很壞了,主要是晶粒內(nèi)部的位錯(cuò)組態(tài)不同所致。當(dāng)前高溫合金禍輪盤成型,一方面是通過壓力加工和熱處理工藝制度的改進(jìn)以獲得細(xì)晶粒,這樣不但提高合金的綜合性能,并為超塑性成型創(chuàng)造條件;另一方面加大鍛壓設(shè)備能力,發(fā)展新的鍛壓方法和改進(jìn)鍛壓工藝,如多向鍛、無砧座鍛、高速模鍛、高能高速擠鍛以及分區(qū)模鍛等,以滿足航空工業(yè)發(fā)展的需要。(3)粉末冶金:將粉末冶金技術(shù)運(yùn)用于生產(chǎn)高溫合金的目的,一種是作為強(qiáng)化手段,如含有2一4%til:的燒結(jié)鎳“tdin”;另一種是為了提高質(zhì)量。當(dāng)前在改進(jìn)渦輪盤材料生產(chǎn)工藝的研究中,就從提高質(zhì)量的目的出發(fā)采用粉末冶金技術(shù)。高溫合金發(fā)展到現(xiàn)階段,合金化程度不斷提高,特別是一些高熔點(diǎn)金屬元素加入以后,由于它們的凝固過程中造成鑄件的高度偏析,其偏析程度隨合金成分及凝固條件而不同,有的元素如妮、欽和間隙原子,其偏析系數(shù)有時(shí)在3