渦輪盤材料的研究.docx

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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)動機(jī)中連接渦輪葉片和渦輪軸，推動發(fā)動機(jī)高速旋轉(zhuǎn)的一個(gè)重要部件在發(fā)動機(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)

2、毀入亡。因此，有些國家把它列為航空發(fā)動機(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,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)動機(jī)的推重比(即發(fā)動機(jī)的單位重量所能產(chǎn)生的推力)加大噴氣發(fā)動機(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

3、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

4、，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

5、變形。發(fā)動機(jī)每開動一次,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)動狀態(tài)下的離心力a),熱切應(yīng)力b)及合應(yīng)力c)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)動機(jī)開動次數(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

6、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,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

7、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Α?〕,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,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

8、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)椴牧喜豢赡軟]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

9、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,

10、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)榉枪哺竦腃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)

11、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

12、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)動機(jī)P瓜一5和P口一300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)

13、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

14、目前世界許多類型的發(fā)動機(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

15、、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。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)動十分不便,必須收縮為一個(gè)全

16、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

17、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)。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。

18、 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)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

19、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

20、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,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

21、合金的性能;相反,如這個(gè)比值太低,如<1,合金中將形成NiZAIiT(a相)或NIAI和Ni(AI,iT)(刀相)。這些相的點(diǎn)陣常數(shù)與基體相差太大,容易失掉共格,強(qiáng)化作用大為下降自1,“6,27〕。在含鎳26%左右的鐵基合金中,欽鋁比以2。5左右為最穩(wěn)定〔1`,28〕,但當(dāng)合金中的鎳含量進(jìn)一步提高后,這個(gè)比流的作用就無關(guān)重要了,如工ncly901中的鎳含量為40%,欽鋁比盡管較A一286還大,可以長期使用而不出現(xiàn)叮一Ni3iT。但是,含鋁大低的鐵基合金的高溫穩(wěn)定性較差,容易發(fā)生卜Ni3Ti的轉(zhuǎn)變,所以這類合金不宜在高溫(>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

22、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),在沉淀相周圍會產(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`

23、〕。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一286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,

24、如<1,合金中將形成NiZAIiT(a相)或NIAI和Ni(AI,iT)(刀相)。這些相的點(diǎn)陣常數(shù)與基體相差太大,容易失掉共格,強(qiáng)化作用大為下降自1,“6,27〕。在含鎳26%左右的鐵基合金中,欽鋁比以2。5左右為最穩(wěn)定〔1`,28〕,但當(dāng)合金中的鎳含量進(jìn)一步提高后,這個(gè)比流的作用就無關(guān)重要了,如工ncly901中的鎳含量為40%,欽鋁比盡管較A一286還大,可以長期使用而不出現(xiàn)叮一Ni3iT。但是,含鋁大低的鐵基合金的高溫穩(wěn)定性較差,容易發(fā)生卜Ni3Ti的轉(zhuǎn)變,所以這類合金不宜在高溫(>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

25、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),在沉淀相周圍會產(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

26、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

27、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,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、

28、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

29、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

30、典型鎳基和鐵基高溫合金按錯(cuò)配度加以分類,如表4。 可以看出: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

31、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

32、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級后,可使周期疲勞壽命成數(shù)量級的提高,如表5〔52〕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

33、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)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

34、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

35、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1150C〔61,62〕。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一5

36、7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〕、3H787〔67〕和Nimni。90〔68〕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

37、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

38、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,保證良好的綜合性能。如D一979在固溶后由油淬改為水淬

39、,可使盤坯屈服強(qiáng)度提高約5公斤/毫米2〔74〕。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、性能更好的新品種還在不斷涌現(xiàn),如最近美國發(fā)展

40、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)配度接近于零。為了避免合金中出現(xiàn)脆性相

41、,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pra`t一whitney公司1950年第一個(gè)變形合金,目前有不少發(fā)動機(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。25改為2。75公斤

42、/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)志在對持久塑性的規(guī)定)。 國外

43、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)條件就必須相應(yīng)地

44、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、

45、鉛、稀土等的成分范圍,縮小合金性能的波動幅度,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范圍〔86〕,得出妮和鋁的波動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

46、碳脫氧,因?yàn)樵谡婵障?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

47、形鎳基合金〔91〕,成分為。02C,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

48、4。改善熱加工性能,提高成材率。一般來說,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

49、所謂雙聯(lián)制度〔95〕。美國一家公司〔”6〕生產(chǎn)HasetHyX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

50、,欽燒失增多,如Icnly901和A一286含鋁少(0。15%),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,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

51、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),只研究如何減小變形阻力,只注意變形過程中金屬流動和變形均勻等等,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

52、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)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Ren`95,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

53、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。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(<5的可以利用超塑性使之成型〔1“1〕。所謂超塑性就是某些具有一定組織結(jié)構(gòu)的金屬,在一定條件下(適當(dāng)?shù)臏囟确秶妥冃嗡俣?可以均勻地伸長幾倍至20倍而不發(fā)生縮頸或斷裂。金屬中的超塑性現(xiàn)象早在幾十年前就被入發(fā)現(xiàn)了〔102〕,最近幾年引起入們的極大注意,在許多難變形的合金系中如高溫合金、鋼及欽合金等〔103、1

54、。們都發(fā)現(xiàn)了這種現(xiàn)象,并被利用為壓力加工的一種理論基礎(chǔ),逐漸用于工業(yè)生產(chǎn)。金屬產(chǎn)生超塑性的原因說法不一以。5一108〕,合金在超塑性變形過程中,晶粒大小不發(fā)生變化,而且變形后晶粒形狀基本不變,保持原來等軸晶,晶粒間界發(fā)生相互扭轉(zhuǎn),但晶界沒有發(fā)現(xiàn)空位,這和蠕變變形是不同的。所以從組織上來說要求材料是復(fù)相及細(xì)晶粒,從溫度來說不能太低,一般是大于絕對溫度熔點(diǎn)(T二)的一半、即T>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

55、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)

56、,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,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

57、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%,

58、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

59、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3一5以上〔13二,因而在凝固過程中便會產(chǎn)生嚴(yán)重的樹枝狀偏析和局部點(diǎn)狀偏析,所以合金錠不得不對其最大錠型進(jìn)行限制,如合金化程度不高的A一86的自耗錠的直徑不允許超過604毫米,否則就要出現(xiàn)點(diǎn)狀〔n。然而,由于發(fā)動機(jī)的推力增加,盤的直徑需要不斷加大,所以六十年代末期,有入著重研究了用合金粉末成型的問題。結(jié)果指出〔115〕。采用粉末冶金法以后,合金性能發(fā)生了明顯的變化,如Uidmet700(見

60、表7)。持久強(qiáng)度顯著提高,塑性大為改善,更主要的是穩(wěn)定性有了突出的變化。造成這種結(jié)果的原因是再結(jié)晶溫度提高了,晶粒均勻了,偏析幾乎消除了。由于偏析的消除,粉末冶金法比鍛鑄態(tài)合金的開始熔化溫度提高了38C。對Astrly合金的效果也很好,屈服強(qiáng)度提高了巧%左右,持久壽命延長了一倍。近年來對一些復(fù)雜成分的鑄造合金試圖制成粉末,燒結(jié)成材,比較其性能的變化,結(jié)果發(fā)現(xiàn)性能愈復(fù)雜,兩種工藝的制品表現(xiàn)出的性能差別愈大。如將TRWVIA(成分為0。13C,6Cr,7。6C,5。4AI,1Ti,2M,5。8W,9Ta,0。5Nb,0。5Re,以及Hf、Zr、B)自16〕制成粉末,擠壓成型。試驗(yàn)樣品在650C、1

61、05公斤/毫米2下的持久壽命超過60小時(shí),比鑄態(tài)的同一合金的性能高幾十倍(鑄態(tài)合金的持久壽命只14小時(shí))。經(jīng)熱處理后,持久時(shí)間可達(dá)2000小時(shí),抗張強(qiáng)度也比鑄態(tài)的高一倍,其室溫和650C抗張強(qiáng)度分別為193和165公斤/毫米2,這是當(dāng)前已知的抗張強(qiáng)度最高的一種高溫合金。還有用粉末冶金法容易獲得小于5拼的均勻細(xì)晶粒,宜于超塑性成型。有入將IN一10制成<2,5拼的粉末,粉末冶金法制成渦輪盤等零件,在發(fā)動機(jī)上試用〔n?！?。此外,粉末冶金法可以提高原材料的利用率。當(dāng)前用鑄鍛方法,大體是投料每10公斤,只獲得10公斤的成品;用粉末冶金則可大為改善,節(jié)約貴重原材料,減少機(jī)加工。因此,有入lt7〕認(rèn)為粉末

62、冶金用作生產(chǎn)渦輪盤的手段,在七十年代可能有較大的發(fā)展。至于用粉末冶金方法制造纖維強(qiáng)化的高溫合金〔118〕,也是一種遙遠(yuǎn)的展望。(4)鑄造和部件的固態(tài)組合:隨著鑄造渦輪葉片的廣泛采用,鑄造渦輪盤也在應(yīng)用,特別是一些小型渦輪經(jīng)過采用盤和葉片的整體鑄造,簡化了生產(chǎn)工序,縮短了生產(chǎn)周期。對一個(gè)部件來說,并不是其中每一個(gè)部位都處于相同的工作條件。渦輪盤的樺齒和輪緣的溫度較高,需要較好的高溫強(qiáng)度和抗冷熱疲勞的能力;而輪心則受力最大,需要較高的屈服強(qiáng)度和周期疲勞強(qiáng)度。倘若對不同部位采用不同材料而使之連結(jié)在一起(如用焊接方法),就可以滿足所需要的性能。這樣做很有好處,因?yàn)楫?dāng)合金部件尺寸大、形狀復(fù)雜時(shí),一般生產(chǎn)

63、過程很難保證每個(gè)部位都具有最佳的性能,而把這些部位分開處理就容易保證,例如:Rn色95的應(yīng)用就是這樣。用固態(tài)組合的辦法,充分發(fā)揮某些合金的作用,使零件的重量降低,使用壽命延長。有入對葉片按照這種設(shè)想正進(jìn)行試車考驗(yàn),估計(jì)壽命可提高5一10倍,每級渦輪重量可降低25%〔n7〕。總之,現(xiàn)在入們正在想盡一切辦法挖掘合金的潛力,發(fā)揮合金的特點(diǎn),這就需要對合金在接近使用條件下的性能了解得更加透徹,不但要了解合金具有正常組織的性能,而且還要知道合金中有缺陷存在時(shí)的性能,和在各種不同介質(zhì)下的性能等。只有密切結(jié)合生產(chǎn)實(shí)踐,科學(xué)實(shí)驗(yàn)才能更好地得到發(fā)展。目前常用的鎳基、鐵基和鉆基高溫合金,在使用溫度方面,受到熔點(diǎn)的

64、限制,雖然很難希望再產(chǎn)生飛躍性的提高,但對材料本身的成分調(diào)整、組織結(jié)構(gòu)、冶煉技術(shù)、加工工藝等各個(gè)方面仍在進(jìn)行大量的研究改進(jìn)工作。同時(shí),更在工藝和設(shè)計(jì)方面采取措施,如冷卻、深根等,來適應(yīng)渦輪溫度的進(jìn)一步提高。難熔金屬如錠、鑰合金有更高的高溫強(qiáng)度,高強(qiáng)纖維或定向共晶強(qiáng)化的復(fù)合材料能夠大幅度地提高合金基體的高溫性能,都在設(shè)想制造渦輪葉片等部件,為航空工業(yè)再向前發(fā)展創(chuàng)造條件。但是,也有許多還在研究的難題,對于難熔合金:例如抗高溫氧化和保證高溫長期使用的穩(wěn)定性;對于復(fù)合材料:例如解決增強(qiáng)材料與基體合金間的相容性,改革纖維制備工藝、復(fù)合工藝和成材后加工接合工藝等有關(guān)技術(shù),降低成本,以及發(fā)展相應(yīng)的無損檢驗(yàn)技術(shù)和工藝設(shè)計(jì)的新要求等。當(dāng)前高溫合金材料不能滿足航空事業(yè)進(jìn)一步日益發(fā)展的需要,這是很突出的矛盾,我們辯證唯物論者堅(jiān)信自然界總是不斷發(fā)展的,高溫材料也必然是不斷發(fā)展的,永遠(yuǎn)不會停止在一個(gè)水平上。遼闊的前景,有待我們以不畏險(xiǎn)阻的精神去開拓。