涡轮盘材料研究

1、单位代码 学 号 10005026 分 类 号毕业设计论文开题报告基于多点逼近遗传算法的桁架结构综合优化院（系）名称机械学院专业名称机械工程及自动化指导教师张彦华学生姓名符亚庆 2014年 11月19日涡轮盘是涡轮喷气发动机中连接涡轮叶片和涡轮轴，推动发动机高速旋转的一个重要部件在发动机运转中，涡轮盘受力情况复杂，容易出现故障，严重的甚至可能造成机毁入亡。因此，有些国家把它列为航空发动机中唯一由政府控制的零件l，由政府发给证明规定使用寿命。一、涡轮盘的使用条件及其对材料的要求综合分析近二十年来一些国外航空涡轮喷气发动机的发展(见表1),不难看出其推力不断增大,由几百到几万公斤;翻修寿命不断延长

2、,由几百到几万小时;涡轮入口温度不断提高,由800一900C到13000C以上,并向更高(如16500C)发展。随着这些进展,相应地要求涡轮盘加大尺寸,改进材料的耐热性和长期稳定性。涡轮盘选用什么材料，由于其重量大，直接影响发动机的推重比(即发动机的单位重量所能产生的推力)加大喷气发动机推力最有效的途径是提高涡轮入口温度，可是目前使用的涡轮叶片材料主要是镍基或钻基高温合金，其工作温度只是1000C左右，已不能适应涡轮入口温度进一步提高的要求为了解决这个矛盾，主要的途径是发展涡轮叶片冷却技术，这样，涡轮入口温度在近十年内提高了近3000C，涡轮工作温度虽然提高而涡轮盘的温度不能成比例的增加，现已

3、采取的主要措施是一方面对叶片和涡轮盘本身采用冷却技术，另一方面是在设计上也作了改进，如采用深根叶片，使涡轮盘桦头部分远离火焰，并避免直接受到大量辐射热。所以，尽管涡轮工作温度大幅度提高，涡轮盘的实际工作温度一般仍不超过650一700C。如TF一39的涡轮入口温度高达1260C，而其涡轮盘材料还是用只在700C以下使用的nI。nel718，就是一个例证。除了对涡轮盘应考虑工作温度的要求外,对涡轮盘材料在力学性能和物理性能方面还需具备那些特点,必须首先分析涡轮盘在运转的整个过程中的受力状况。涡轮盘的盘体除了受高速旋转而产生的离心力以外,还有因受热不均而引起的热应力,如图l所示。轮心所受的力主要以离

4、心力为主,随着转速增加,拉应力不断增大(图la);轮缘受力较为复杂,开始起动时,外缘因热的传入而膨胀,受到压应力,当其超过屈服强度时,便发生压缩变形;等到温度达到平衡时或在停车过程中,轮缘的压应力变为拉应力,这时轮心受到压应力(图lb)。它们产生一个合力,如图Ic,可见轮缘和轮心都受到较大的拉应力,往往超过材料的屈服强度,发生局部变形。发动机每开动一次,就形成这样一个循环,反复多次,就构成一种所谓周期疲劳。这种在屈服强度附近的疲劳,决定疲劳寿命的不是应力的大小,而是在受力过程中所发生的塑性变形量。所以周期疲劳试验,一般以形变量(恒应变)图1涡轮盘在转动状态下的离心力a),热切应力b)及合应力c

5、)为标准,而不计算所受应力2,3。这种周期疲劳是产生槽底裂纹的主要原因,有时还会引起涡轮盘“炸裂”成为碎块飞掉4。周期疲劳裂纹随着发动机开动次数的加多而发展,量变的积累,就产生质的飞跃,最终达到灾害性的破坏。因此,美国在1960年就将涡轮盘的时间寿命期开始改为用周期疲劳次数作为限制盘的使用条件;到1966年进一步作了修改,除了周期疲劳次数以外,又对使用时间作出了规定,两项中任何一项达到所规定的指标,都算到了寿命期5。涡轮盘通过桦头的极树形结构将叶片联在一起。榨头的受力条件更为复杂,除了桦齿间的缺口产生应力集中以外,还有从叶片传递下来的振动疲劳。一般来说,桦齿的设计应力虽然只有18一20公斤/毫

6、米2,但因公差配合不当,各齿受力不均,有时甚至超过材料的屈服强度而出现明显的压陷。在这样高的应力下多次运行,可能造成周期疲劳破坏。叶片的振动,加速桦齿的断裂。在这种情况下,桦齿多始于第一齿,因为承受疲劳载荷它是首当其冲。为了减少这种故障,除了设计正确以外,还要保证合理的公差,并注意残余应力的分布。对材料来说,除了提高材料的抗疲劳的强度以外,要提高抗张塑性和持久塑性,因为抗张塑性直接影响抵抗周期疲劳的能力6,而持久塑性的提高,在高应力下,可通过桦齿的变形,在使用过程中各齿自动配合,使应力趋于均匀,而不发生局部裂纹,以松弛外界的应力集中。两个桦齿之间存在一个桦槽,也叫喉道。在这个部位也容易出现裂纹

7、,严重时可以引起整个桦头落,使整个叶片飞掉。这主要与材料的缺口敏感性有关。有入曾对5J7发动机所用的涡轮盘材料A一286和V一57进行过分析7,将带有缺口的试样在使用温度下进行周期持久试验,每个周期为3分钟,加160秒,卸荷20秒,结果得出:当材料的持久延伸率7%时,不存在缺口敏感性,在使用过程中便不致发生桦槽裂纹。综合分析涡轮盘的工作条件,可以归纳出来一种比较理想的涡轮盘材料,应该具备下列条件:1.在室温到使用温度范围(650一700C)内要具有较高的屈服强度,这是设计涡轮盘最主要的指标;2.有较高的抗疲劳能力,特别是大应力低周疲劳,这是决定涡轮盘寿命的关键指标;3.有较高的断裂韧性,因为材

8、料不可能没有缺陷,设计和制造过程中不可能没有应力集中,使用过程中也将不断产生微裂纹,断裂韧性便是衡量这种裂纹不发展成为脆性断裂的一个指标,这对很高强度的材料来说是十分重要的;4.在使用温下要有足够的持久强度和抗蠕变的能力,要有一定的持久塑性(如5一10%),在工作温度和应力范围内要尽量避免缺口敏感性;5.有较好的组织稳定性,在长期使用条件下,保证强度不显著降低,脆性不显著增加夕6.有良好的工艺性能(如冶炼、热成型和切削性能等);7.有较高的导热率、低膨胀系数和高弹性模量,以减小热应力,并保证结构稳定性;8.有较低的密度,以减小高速旋转下的离心力;9.有一定的抗氧化、抗海洋大气和含硫燃气腐蚀(即

9、抗热腐蚀)的能力,以保证长期使用;10.要考虑资源条件,注意成本。二、涡轮盘材料的类型及提高强度的途径随着涡轮工作温度的提高和使用寿命的不断延长,涡轮盘从马氏体不锈钢及固溶强化与温加工强化的奥氏体不锈钢,发展到以中间相强化的铁基和镍基高温合金。表2列举了一些盘材合金的例子。2.1 12铬型马氏体不锈钢12铬型马氏体不锈钢是最先采用的一类涡轮盘材料,其特点是强度高、刚度大、热导率低和膨胀系数小,所以长期被广泛采用,至今仍然是在50沙C以下工作的主要盘材。这类钢除含12%左右铬以外,一般加入妮、钒、钨、锢等合金元素,以增加固溶体强度,细化晶粒,并改善碳化物的类型,从而增强抗蠕变能力和抗回火能力,提

10、高高温稳定性。12铬钢在回火过程中,形成细小共格的Cr厂,产生二次硬化,但回火温度如超过550C时,这种共格碳化物转变为非共格的Cr了C3,强度下降。加入难熔金属可使C:ZC更加稳定,即使发生了转化,也是形成较为稳定的M23C。邝,其中以锭的作用最为显著,所以H46,H53及S/SAV等钢中均含有一定量的妮。因此,在使用12铬钢过程中,必须避免超温,否则出现过回火现象,性能显著变坏,这一点和目前的奥氏体型高温合金很不相同。2.2温加工强化的奥氏体不锈钢奥氏体不锈钢比马氏体不锈钢的高温强度好,但是屈服强度却很低,不能满足涡轮盘设计的要求,必须设法提高屈服强度。利用这种钢的冷加工硬化系数较高,采用

11、冷变形提高强度是一个有效途径。但是,这种冷加工结构在高温下很不稳定,因而采用了温加工,使其在使用温度以上进行变形。这样,一方面提高了合金的强度,又保持着在使用温度下的组织稳定性。这类钢如16一25一(3395H6),3H434,G18B,19一gDL等,均加铂、钨、妮等强化,并用温加工处理。即合金经110一1250“C固溶处理后,再在低于再结晶温度如一50C,也就是650一了60“C进行加工变形,变形量有8一30%9,然后在温加工温度以下约50C退火消除应力,机械加工成形即可使用。但是,使用温度只能在温加工温度以下,否则性能急剧下降,同时工艺复杂,需要大型锻压设备。早期苏联发动机P瓜一5和P口

12、一300用3H4涎合金作涡轮盘便是如此。后来改用碳化物强化的3H481代替制作BK一9发动机一、二级涡轮盘,生产成本也随之下降。2.3金属间化合物强化的奥氏体合金采用形变强化的合金在高温下不够稳定,第二个提高强度的途径是沉淀强化。首先是碳化物强化,如3H481和许多沉淀硬化不锈钢,但是碳化物在高温下的稳定性也是较差的,容易聚集长大而失效,所以现代盘材都是利用更稳定的中间化合物强化相,如r,r等。从五十年代初的A一286到六十年代中末期的Astrl叮和Ren95,都采用这种强化相,这种材料在现代涡轮盘合金中占有最主导的地位。用中间相强化的涡轮盘材料有镍基和铁基合金两种,如表2。铁基合金从资源角度

13、出发,有较大的优越性,而且中温强度较高,成型容易(因高温变形阻力小),是用作涡轮盘的良好材料,但是这类合金与镍基合金相比,高温稳定性较差,使用温度也较低,所以,从目前世界许多类型的发动机来看,两类合金都在使用,只是涡轮温度高的多偏于用镍基高温合金。为了进一步发挥现有合金的作用及寻找新的合金,仅就提高现代铁基及镍基合金的强度的途径概略讨论如下:(1)固溶强化:合金元素溶解在基体中,一般都产生一定的强化效应,主要是通过下述几种途径:1 由于合金元素与基体元素原子大小不同,电子结构不同,造成固溶体中点阵畸变,这样在高温下减小了扩散速率,在常温下阻碍了滑移的产生,因而原子大小差别愈大,畸变愈显著,强化

14、效应也愈大。对镍或铁和镍的固溶体来说,元素的强化作用依下列顺序而增加,也就是后面的元素的强化效果比前面的元素要大:镍、钻、铁、铬、钒、铝、钦、铂、妮、钮20,11。2合金元素在固溶体中并不是一种理想分布状态,往往有偏聚现象,形成所谓短程有序化Q2,13,有入叫它“K状态”14,它们都可使合金产生强化作用。3 我们在谈到强化时,都接受这样一个概念,就是金属的瞬时形变主要是通过位错的运动。位错是金属中原子排列“失误”而引起的线型缺陷。在面心立方结构的高温合金中,加入某种元素以后,位错可改变它们的形态,在密排面(111)上扩展开来,成为所谓堆垛层错,就是在一定范围内,原子排列不正常了。层错的宽窄和出

15、现的多寡,与层错能的高低有关,层错能低的,形成层错就容易,层错出现的几率也高。这种扩展了的位错,运动十分不便,必须收缩为一个全位错才行15,16,这样就要加以更大的外力,表现为强度的提高。所以合金化时,要考虑加入使层错能降低的元素,如镍基合金中加入钻,便起到这个作用17,因而,许多镍基合金都含有一定量的钻。4一种元素可以改变另一种合金元素在固溶体中的溶解度,如铂和钨可以降低铝和钦在镍基合金中的溶解度,因而使沉淀相的析出量增加,提高合金的强度。同时,这些元素对固溶体和沉淀相都有稳定作用,可以提高合金的使用温度,所以近年来发展的高温高强度镍基合金含钨量有的高达20%以上18。在盘材合金中加铝的比较

16、多,因钥比钨轻,更重要的是工作温度不太高,不需要加钨,但铂比钨在合金中容易促进脆性相的形成。为了更有效地利用合金元素的固溶强化,一般多采用多元少量合金元素。这样可以形成多种化学键,提高晶体点阵的畸变程度,更高地提高合金化程度i卜21。(2)沉淀强化:合金强度的提高在于位错运动的受阻,前述固溶强化仅是其一用浅显的概念来说,就是一些异种原子加入基体后,造成原子排列的不整齐,或产生某种类型原子的偏聚,而阻碍了位错或其它缺陷的运动而提高了强度。但是,原子这样大的质点有时却显得太小,于是设法引进一些更大的颗粒,使其起到更大的阻拦作用。这种质点如果是从基体本身分离出来的,叫沉淀强化,一般要经过热处理来实现

17、。如果是从外面加入的,叫弥散强化。在高温合金中这两种强化方法都有,但当前的涡轮盘合金主要是前者。铝和钦在镍或铁镍基体中的溶解度是有限的,如果超过了这个限量,就以一种有序化排列的中间相析出来,这就是所谓丫相,用N儿Al表示。意思就是在单位晶胞中,铝原子和镍原子都占据了固定位置,构成与基体结构相同,只是原子的分布更有序化的晶体,因为基体为下奥氏体,具有类似晶型的沉淀相便称之为丫。在iN3AI中的铝原子可被钦原子所代替,甚至铝原子可以完全被钦原子所代替“2。所以,一般用Ni3(AI,iT)来表示,其中也可以溶解其它元素23,24,使颗粒本身得到强化。r在镍基合金中是一种非常理想的强化相,它本身十分稳

18、定,接近熔点也不分解。它与基体共格相联,两相界面能较低,可在高温长期保温而长大很慢。颗粒本身具有较好的塑性,因而含有大量丫的合金并不变脆。丫对合金的强化作用是十分显著的,如Nimnie80比Nimni。75中只增加了3一4%的钦和铝,其屈服强度从30提高到70公斤/毫米“25。合金中铝钦含量愈高,高温持久性能就愈好。图2示出美国13个和苏联16个牌号的镍基合金的钦铝含量与在20公斤/毫米“应力下100小时持久温度的关系。这些合金中的铬、钻、钨、铂等强化元素的差别虽然很大,但钦铝含量对于高温强度起主导作用。而且,钦铝含量对不同温度下的持久性能几乎成直线关系(图3)。这说明要想提高合金的强度,一定

19、要增加钦铝含量。事实上,现代高温使用的高强度合金的铝钦含量都是很高的,工N一100合金就是一例,其铝钦总量在10%以上,生成)达到65%。在高温合金中铝钦含量的增加有一定限度,因为含量过高就容易生成J相或其它脆性相,使合金的性能反而变坏。目前有些镍基高温合金中的铝钦含量几乎已达到了最高限度了,进一步提高合金性能的途径是加入一些稀有元素,如铅、祖、错、妮等,它们一方面分布于基体和丫中,使其强化,另一方面调整基体与丫间的点阵常数,使合金在高温度下更加币叙定。对铁基高温合金来说,除了铝钦含量有更严格的限制以外,还存在丫的稳定性问题。丫稳定与否,与钦铝比值关系很大,如A一286和V一57,因钦铝比太高

20、,在正常处理状态就可能出现六角密堆结构的卜Ni3Ti,有害于合金的性能;相反,如这个比值太低,如70。c)长期使用。山于铁恭合金中的铝汰含量不能太高,而且招钦在墓体中的滚解度也较高,所以铁基高温合金中的r的含量一般都在20%以下。下含量较低的合仓,下颗拉的大小和分布对一合金强度的影顺就显得格外重要。一般来说,其直径以100一500入的强化效果最好叱,所以对合金化程度低为合金,热处理显得非常重要,刘一高铝钦合金,共大小分布就不那么重要。例如工N一10不经热处理就使川了。r对合金的强化作用,主要表现为两方面:一是共格应变弧化,一是反相畴界强化。沉淀相与固溶体共格相联,如果两相点阵常数不相同时,在沉

21、淀相周围会产生应力场。两相点阵洁数相差愈大,即所谓错配度愈大,应力场的范围也愈大。这种应力场阻挠着位错的前进,表现为屈服强度的提高“。一3。但是有些合金如Pyrmet860和工ncly901,丫井不与华体完全共格35,36,7的强化作用依然十分显著。在A一2品合金中改变丫与墓体间的错配度,对强化作用的影响也不太大29。这样,用共格强化便解释不通。因而,用反相畔界面强化来解释可能更恰当些。一方面分布于基体和丫中,使其强化,另一方面调整基体与丫间的点阵常数,使合金在高温度下更加币叙定。对铁基高温合金来说,除了铝钦含量有更严格的限制以外,还存在丫的稳定性问题。丫稳定与否,与钦铝比值关系很大,如A一2

22、86和V一57,因钦铝比太高,在正常处理状态就可能出现六角密堆结构的卜Ni3Ti,有害于合金的性能;相反,如这个比值太低,如70。c)长期使用。山于铁恭合金中的铝汰含量不能太高,而且招钦在墓体中的滚解度也较高,所以铁基高温合金中的r的含量一般都在20%以下。下含量较低的合仓,下颗拉的大小和分布对一合金强度的影顺就显得格外重要。一般来说,其直径以100一500入的强化效果最好叱,所以对合金化程度低为合金,热处理显得非常重要,刘一高铝钦合金,共大小分布就不那么重要。例如工N一10不经热处理就使川了。r对合金的强化作用,主要表现为两方面:一是共格应变弧化,一是反相畴界强化。沉淀相与固溶体共格相联,如

23、果两相点阵常数不相同时,在沉淀相周围会产生应力场。两相点阵洁数相差愈大,即所谓错配度愈大,应力场的范围也愈大。这种应力场阻挠着位错的前进,表现为屈服强度的提高“。一3。但是有些合金如Pyrmet860和工ncly901,丫井不与华体完全共格35,36,7的强化作用依然十分显著。在A一2品合金中改变丫与墓体间的错配度,对强化作用的影响也不太大29。这样,用共格强化便解释不通。因而,用反相畔界面强化来解释可能更恰当些察到了这种现象,当位错通过这种结构以后形成所谓位错偶招7一40,其所需能量将十倍于7与7r的界位j能。1。合金中提高钦铝比是提高7中反相畴界面能的一种途径。对涡轮盘材料,由于其使用温度

24、较低,瞬时强度(。0。2)是主要矛盾,即使相界能高一些,也不致失掉共格而发生过时效,因而作为中温以下使用的涡轮盘合金,沉淀相与基体间的错配度应该是愈大愈好。调整合金两相的错配度,主要是靠合金元素对丫及基体点阵常数的改变。而这种改变又与元素在两相间的分配有关。从表3说明,在镍基合金中,基体的点阵常数比7的点阵常数要小,因而为了增加它们间的错配度,应使大者变得更大,小者更小。不同元素对丫点阵常数的改变34,如硅和钒能使之缩小,铁、铬、锰、铜能稍使增大,妮、担、钦则能显著使之膨胀。分析15个镍基合金4,45,发现合金元素在丫及基体间的分配比:锭、担、钒为1:0。05,钦为1:0。1,铝为1:0。24

25、,钨为0。8:1,钻为0。37:l,铂为0。33:1,铁为0。24:1,铬为0。14:1。由此可见,妮、钮、钒、钦、铝绝大部分进入丫,而钻、铝、铁、铬则在基体中。因而,妮、钮、钦的加入,使丫的点阵进一步胀大,强烈地增加两相间的错配度;铂、铬、铁主要留在基体,增加基体的点阵常数,所以是减少错配度的。钨也是如此。钒使基体点阵膨胀,使丫点阵缩小,因而它强烈地减小两相错配度。显然,为了发展高屈服强度的合金,必须提高合金中锭、担、钦的含量。为了提高合金的热稳定性,在提高妮、钮、铁的同时,还要增加使基体点阵胀大的元素,这样才能既提高丫的数量和沉淀相本身的强度,又降低两相间错配度。除了增加使丫点阵胀大的元素

26、以外,在六十年代中期还发现在合金中沉淀出一种具有体心四方结构的有序化中间相丫(Ni3Nb),可以造成与基体更大的错配度,而又保持共格,这就是使Icnn。1718的屈服强度高于许多盘材合金的最主要原因46。但是,丫,只是一种过渡中间相,稳定性较差,如果在650C以上长期保温,它就转变为更加稳定的正交系占一i。Nb,而失去共格性,强度显著下降,所以这样的材料的使用温度只限于70C以下。应该指出,并不是所有含妮高的镍基合金都可析出丫,的,如在镍妮二元合金中,含妮量即使达到10%以上,大为超过妮在镍中的溶解度(I00C下为4%),也不形成丫,。只有丫,与基体点阵常数相近时(相差1%以下),价电子浓度合

27、适,才有可能47。否则妮固溶于丫,或形成另一种中间相(如Layes相)沉淀出来。合金中加入铁可满足这种条件,有助于丫,的形成,而铝则相反,根据这种看法,我们对一些典型镍基和铁基高温合金按错配度加以分类,如表4。可以看出:第一类含妮合金,以丫,强化,错配度最大,强度最高,屈服强度在120公斤/毫米以上;第二类以妮、钦、铝强化,锭、钦为主,错配度次之,强度在10公斤/毫米左右;第三类以钦、铝强化,钦为主,错配度较小,屈服强度在80一10公斤/毫米2之间,其中A一286及iDsaly却只有70公斤/毫米2,因钦含量太低(2%);第四类为铝、钦强化,以铝为主,错配度很小,所以合金中钨、铂、妮等的含量尽

28、管很高,高温长期性能虽好,但屈服强度却不十分高,在10公斤/毫米2以下,一般在了0一85公斤/毫米。这样分类虽极粗略,不能完全反映合金的复杂因素,但可说明错配度是决定屈服强度的重要因素,有助于入们在发展高屈服强度合金时引起必要的重视。(3)晶界与晶粒度的影响:高温合金的晶粒度对性能的影响很大,是采用大晶粒还是细晶粒,这要看合金的工作条件。多晶金属有一个所谓等强温度,即在此温度下晶内和晶界的强度相等。在此温度以上,金属的变形以晶界为主,最后沿晶断裂;在此温度以下,晶内强度较低,晶内变形为主,易产生穿晶断裂。等强温度又与变形速度(应力大小)有关,变形速度愈高,等强温度也随之上升。所以那些高温长期使

29、用的合金一般都是沿晶断裂,晶界成为薄弱环节,因而一方面应设法强化晶界,如加入硼、碳、错等微量元素,严格控制有害杂质,以及采用形变热处理等,以改变晶界状态;另一方面尽量减少晶界,如采用大晶粒,甚至发展成为单晶48,49。对涡轮盘材料来说,高温蠕变和持久断裂不是主要矛盾,而最重要的是提高屈服强度与周期疲劳强度。屈服强度(二。2)和晶粒大小(d)的关系,可用下式表示50,51升口。2=J。十kd一12/式中。和k为材料常数。如对一个铁基高温合金,晶粒度由3一4级(1140C固溶)变为8一10级(930e固溶),其屈服强度可提高50%,高频疲劳也显著增加。对Inely901来说,晶粒度由2级变为12级

30、后,可使周期疲劳寿命成数量级的提高,如表552但是也应该指出,晶粒细化以后,蠕变速度增加,持久强度降低53,54,然而这对涡轮盘来说,一般并不是主要的。相反,由于持久塑性的显著提高,桦齿裂纹的出现几率可以大为下降,而且细晶粒也有利于冷热疲劳和切削性能。因为细晶粒有以上的优越性,所以近年来在涡轮盘材的晶粒细化方面开展了不少的研究工作(4)形变强化:对奥氏体合金来说,通过形变可使屈服强度成倍的提高,但这种强化不能作为提高高温材料的有效途径,因而采用了所谓温加工强化,并已应用于实践(见表2)。对现代沉淀强化的高温合金来说,这种强化作用更是显著。当合金在再结晶温度附近进行变形过程中,改变亚结构中的位错

31、组态,而后再经时效处理,下和碳化物在位错网络中沉淀出来,使合金产生强化作用。利用这种办法不但可以提高合金的屈服强度,而且还能改善塑性5一5的,特别是晶界状态的改变(如发生锯齿状晶界),对持久强度和持久塑性的增加有时非常明显。所以形变强化成为提高合金强度的有效途径。但是这种强化效应在高温下不十分稳定,随着在高温下工作时间的延长而逐渐减弱60t,因而不能在高温长期使用,但在涡轮盘使用温度范围内还是有前途的。三、涡轮盘合金的热处理变形高温合金必须经过热处理才能获得所需要的力学性能。一般主要是经过固溶处理(淬火)及沉淀强化处理(时效),在很多情况下,还要经过一种所谓中间处理。固溶处理的目的是获得所需要

32、的晶粒度,使合金中各种相得到一定程度的溶解;也有为了消除内应力或便利切削而进行固溶处理的。各种析出相的溶解温度因合金而不同,如合金化程度较低的合金(铝钦总含量4%,铂、钨含量也低)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则要到1150C61,62。中间处理包括二次固溶处理和中间时效处理两种,它们是以丫的溶解温度来区分的。在丫溶解温度以上的中间处理叫二次固溶,在7溶解温度以下的叫中间时效或一次时效。中间处理的主要目的是调整晶界析出物的类型、大小和分布,并使)分布合理。如iNmnic8063一65。,倘若在固溶处理后直接进行时效,则沿晶界析出胞状Cr23C。,使合金变脆,如一次

33、固溶处理后又在950一100C进行二次固溶,则沿晶界析出胞状Cr了C3,可以提高合金的塑性。V一57合金7,如只经一次时效,则沿晶界析出ITC薄膜,持久塑性降低,产生缺口敏感性,是导致桦槽裂纹的主要原因。但是经过815一830C的中间处理以后,沿晶界析出针状卜Ni3iT,使钦发生贫化,避免了ITC的形成,问题得到解决。3H61了66、3H78767和Nimni。9068等合金中的碳化物,也都是这样,如果只有一次固溶,便成网状或片状(胞状)析出,使合金变脆。经过二次固溶以后,碳化物沿晶界成链状析出,从而提高塑性,消除缺口敏感性。通过链状碳化物析出而改善塑性的原因对不同合金并不一致,对合金化程度较

34、高的合金,晶界碳化物析出,使附近的铬、铂、钨等贫化,而镍、铝、钦相对增多,在链状碳化物周围经常包着一层丫的沉淀薄膜,它和基体存在共格性,强化晶界,提高持久寿命,有的达三倍之多69。对合金化程度较低的合金,链状碳化物析出使铬贫化,提高铝、钦溶解度,不但不形成丫层薄膜,反而存在一无丫区,提高局部塑性,减少晶粒相互滑动而造成的晶界区域应力集中,延缓了持久断裂的发生。从宏观上看,塑性提高了,缺口敏感性也消除了63,67,68,7的还有中间时效析出的较粗大的丫与正常时效析出的丫互相配合,对改善晶界塑性和消除缺口敏感性也有好的影响,对其它力学性能,如二。、a。2、d、功、叭都有改善67合金的热处理制度随性

35、能要求不同而变化。有时,热处理制度的微小改变足以引起合金性能的显著变化,如W545和3H481用两次低温时效,第一次温度低于第二次,如此可以保证在第一次时效发生的更多沉淀中心到第二次继续长大,得到更弥散的强化相,提高屈服强度71。又如D一979用新的锻造工艺和热处理制度,可以显著提高盘材性能,除细化晶粒外,使丫更细小弥散,并产生拼相强化晶界72。热处理过程中的加热速度和冷却速度须密切注意。有入曾对直径1米的HastelyX锭在加热过程中产生的中乙内应力进行计算73,如冷装入温度1226C的炉中,中心内应力可达140公斤/毫米2,超过合金屈服强度好几倍,必然产生内裂。冷却制度控制相的析出和分布,

36、保证良好的综合性能。如D一979在固溶后由油淬改为水淬,可使盘坯屈服强度提高约5公斤/毫米274。有的铁基合金在一次时效后由空冷改炉冷,屈服强度也显著提高,可达15一20公斤/毫米四、涡轮盘材料和工艺的发展趋势4.1对现有合金不断调整成分、改进热处理制度并发展新品种近年来涡轮盘材料和叶片用高温合金一样,发展很快,特别是采用真空冶炼之后,提高了质量,提高了合金化程度,加速了发展历程。如美国在四十年代初期发展的温加工奥氏体合金16一25一6早已被7强化的A一286和V一57取代,六十年代又代之以nIcenl718和Ren695,进入七十年代出现高强度、易切削的nIcenl706,强度更高、性能更好

37、的新品种还在不断涌现,如最近美国发展一种涡轮盘新合金印的,其760“C下的。为129。5公斤/毫米2,63公斤/毫米“下持久时间大于500小时,成分极其复杂,为。90C,9。0Cr,7。65W,7。0Ta,4。5AI,2。0M,0。75Ti,05V,1。Hf,0。12C,0刀IB,0。IZr,余为Ni。但是,现代合金的发展和过去有所不同,就是经过对已有合金的使用和研究,对高温合金合金化的规律有了一定的了解,从而对发展合金有指导作用。这样,就逐渐摆脱了过去那种基本上处于“配方”或“炒菜”式的状态。如前面所说的为了提高合金中温的屈服强度,尽量加大两相间的错配度,而提高合金在高温下的稳定性则使错配度

38、接近于零。为了避免合金中出现脆性相,利用合金中的平均电子空位数来设计成分及生产中控制成分上下限74一“。此外,由于对每种合金元素的作用比较清楚了,有可能在合金的设计过程中,采用电子计算机使合金的成分更加准确合理。但是近年来最重要的趋势是对于现有合金的成分不断进行调整,工艺不断改进,以提高合金的性能和延长使用寿命。如镍基合金Waspaly是prat一whitney公司1950年第一个变形合金,目前有不少发动机用它作涡轮盘材料,它便是经历过多次改进而提高的。如在1951年采用非真空冶炼,强度指标为在815C、19。25公斤/毫米2条件下的持久时间乡23小时。后来由于冶炼技术的提高,其持久强度由19

39、。25改为2。75公斤/毫米2。1954年采用真空冶炼以后,在815C时的持久强度为2。625公斤/毫米“、乡40小时,同时并规定了持久塑性乡5%,随后又提高到28公斤/毫米“、乡5小时和乡10%。在发现硼、错对高温合金的高温强度有好的作用以后,又加入了这些微量元素,使持久时间改为乡75小时1963年对成分进行调整,性能指标改为815C、32。25公斤/毫米2下持久时间多23小时,持久延伸率乡8%。其主要变化是铂和钦分别提高了1一1。5%及0。5%左右,且杂质的控制更严格了,成分上下限更窄了。通过工艺的改进和成分的调整,使合金在815C下的持久强度提高了65%,而性能更加稳定了(标志在对持久塑

40、性的规定)。国外许多合金都是这样,根据长期生产和使用实践,再加上新工艺新技术的采用,对成分进行调整,以不断提高合金的性能,这样做不但工作基础比较扎实,而且对材料的管理和返回料的应用都有好处。此外,热处理也是不断在改进,如V一57在使用过程中曾出现过桦槽裂纹,认为这是缺口敏感造成的,在热处理中加上一次810一83印C的中间处理以后,改变了晶界碳化物的分布,使缺点得到克服。D一979也只是改进了热处理制度,使丫分布更加细小均匀,晶界析出了#相,不但提高了。2,持久和大应力疲劳性能也显著得到改善72。最近对nIcn。l了18系统的研究则是又一个例证81一84。合金性能每得到一次提高,技术条件就必须相

41、应地加以修订,这样才能促使改善后的性能为设计工作者所采用,在生产实际中收到实效。根据近年来的实践,使入们认识到:对现有合金的成分进行调整,对热处理制度进行严格控制,以及尽可能采用先进的生产工艺,力求一种合金能适合多种用途,比从头开始来发展新合金的效果要好得多,快得多。4。2当前改进盘材合金以发展新工艺为重点(1)采用先进冶炼工艺:真空熔炼技术的发展是高温合金冶炼工艺的一个新阶段,以美国为例,1969年真空自耗熔炼设备年产量有20多万吨,真空感应炉最大容量从1961年的6吨发展到1968年的60吨,近来向更大容量和半连续操作发展85。真空熔炼的优越性有:1。严格控制活泼元素如铝、钦、妮、铬、硼、

42、铅、稀土等的成分范围,缩小合金性能的波动幅度,使合金性能的下限提高,充分发挥合金的能力。如在六吨感应炉真空熔炼nI。en1718,统计10炉生产中各活泼元素的波动范围86,得出妮和铝的波动几乎在分析误差范围之内。而这种合金中锭含量每增加0。1%,可以提高屈服强度约1公斤/毫米,在常压下冶炼就很难保证。又如V一57的最佳综合性能只有在硅0。2%、碳在0。04一0。08%间才能得到7,范围如此严格,只有采用真空。真空冶炼还有利于应用返回料,而且有的比新料更好,如nIly901和A一286经二次重熔后,不但强度提高,塑性也改善“7。2。有利于气体和夹杂物的排除或分解。真空熔炼可以用碳脱氧,因为在真空

43、下,碳的脱氧能力提高几个数量级。在真空感应炉熔炼镍基合金的研究结果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百万分之二十以下。真空自耗重熔A一286和Wa印aly前后的气体含量对比8的,重熔前的氢、氧、氮含量为重熔后的几倍到十几倍。碳在真空下脱氧能力的提高,许多氧化物如5102、Fe等都被还原,因而夹杂含量大为降低。同时,真空熔炼也改善夹杂物的分布,如一种1铬型抗蠕变钢经真空冶炼后,夹杂物变得细小而分散,量也大为减少9。,对含钦、妮等与氮亲合力较大的合金,采用真空熔炼和真空浇铸,可以避免氮化物成为夹层或细晶带。3。有利于除去有害杂质。例如有一种变形镍基合金91,成分为。02

44、C,20C,5M0,1。STi,4。SAI,0。05Zr,0。003B,真空熔炼前后的铅含量变化由5降到Zppm(受分析精确度所限),性能大为提高,940“C、1公斤/毫米2下的持久时间由72延长到153小时,延伸率由9。5提高到20%。在研究C2r0Ni8合金和纯铁中砷、锡、锑、秘、铜、铅、啼、硒等一些有害杂质于sx10一“毫米汞柱真空度下熔化时的挥发情况“8,得出杂质的挥发与温度、时间、熔池表面积与深度比、搅动情况等有关,熔池合金成分影响也很大,砷和锡在镍合金中几乎不发生变化,而在纯铁中却不断下降至于在Fe一Ni一Cr基合金熔池将如何变化,值得研究。4。改善热加工性能,提高成材率。一般来说

45、,合金中含有5%以上的铝和钦时,锭的开坯不能采用自由锻造,改用真空冶炼后,即使铝钦含量高达9%,也可以加工。而且真空冶炼的合金,成材率也高。为了改善锭的结晶状态和降低合金元素的偏析,在采用真空感应炉熔炼的同时,必须进行一次真空自耗或电渣重熔。表6列出合金钢在不同冶炼制度下的各项质量指标92。对高温合金来说,由于含有更多的活泼元素,脱氧、脱氮都更加困难,尤以脱氮为甚93。由于真空冶炼具有明显的优越性,所以在一些国家,合金中铝钦含量在l%者,多采用真空冶炼印4电渣重熔工艺各国也日益发展,美国预计1975年有半数高温合金生产用真空感应加电渣重熔,即所谓双联制度95。美国一家公司”6生产HasetHy

46、X板材合金,对真空感应或加电渣重熔,或加自耗重熔后,比较夹杂物情况,发现电渣重熔可以明显地减少合金中夹杂物含量。通过电渣重熔可以铸成各种形状的锭,设备简单,投资较少,并适宜于中小企业。生产的合金机械性能提高,炉与炉间差异缩小,高温塑性提高,良好塑性温度范围扩大,有利于压力加工,成材率从而大为提高。但是,电渣重熔高温合金对其中活泼元素如铝、钦等有烧失,不易控制,使同锭上下成分不均匀,如含钦4%左右的情况,成分偏差可达0。5%以上。几种涡轮盘合金电渣重熔前后的铝、钦含量变化结果97表明,活泼元素铝含量较高时,钦烧失较少,随着铝含量降低,钦烧失增多,如Icnly901和A一286含铝少(0。15%)

47、,电渣重熔过程中从渣中还原氧化铝,使合金中铝含量增多。因此,电渣重熔可能更适用于固溶强化的合金,对高铝、钦的合金,用真空双联可能更好些。当然,还可以研究选用适合的渣系或其它措施,来弥补这一缺点。(2)压力加工与合金组织结构密切配合,提高盘材性能,改革压力加工工艺:在热加工Udimet700合金98时、,如在下,溶解温度(1130C)以上的1150C进行,变形只10%即发生严重龟裂;但若先时效处理,使析出的沉淀相丫达到0。3拜,阻止晶粒沿晶界滑动,不产生晶间裂纹,在1063C进行加工,即使变形90%以上也不发生裂纹。从类似这样的事实出发考虑,对涡轮盘材加工成型就不应只是完成成型任务,只研究如何减

48、小变形阻力,只注意变形过程中金属流动和变形均匀等等,而应充分了解合金的组织结构,运用其组织特点,在完成加工成型任务的同时,也提高合金性能。近年来用作盘材的高温合金,正开展如何获得细晶粒方面的工作。以前用持久性能作为最重要的检验指标常常采用可以得到大晶粒的热处理制度,大晶粒材料的屈服强度低、塑性差、疲劳性能也不好,用于中温使用的盘材显然是不合适的。因此,细化晶粒成为当前的一个发展方向。对一般金属材料来说,通过合理的压力加工制度,然后控制冷却速度和固溶处理温度,可以获得均匀细小的晶粒度。但生产高温合金涡轮盘,由于其变形阻力很大,冷却速度不易控制,所以采用第二相的析出以阻碍晶粒长大的办法来获得晶粒细

49、的盘坯99、100。这种可以利用的相,一类是7r,如Nimni。80A、Waspaly、M252、Ren亡41、Astrly、Rne95等;一类是其它的相,例如,、乙、拼、Laves相等,如A一286、V一57、Inely901、Inenel718、D一979等。获得细晶粒的工艺很复杂,如目前屈服强度最高的盘材合金Ren95,在1010一1135C范围内锻压,变形量50%,终锻温度低于I93C,然后在1135C保温再结晶,再锻一次,终锻温度仍低于1093C,接着在900C时效24小时,7,均匀析出,后在1093C固溶1小时,就得到均匀细小的晶粒,再于了60C时效16小时c107,其性能才得保证

50、。一种盘材究竟需要几级晶粒度,要看合金晶粒度与性能的关系,以及要求的性能而定。一些含有大量第二相7的高温合金如IN一100、Astrly、Inenel713C、Ren己95、Pyrm。t860等,加上它们的细晶粒(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为925一980C,Pyrmet860为840一980C,IN一100为1036一1093C等。从变形速度来说不能太高,一般是。05/分。超塑性成型实际上是在特定条件下的一种模锻工艺,优点很多:其一是比一般锻造可省料50%;其次是加工余量小,有入用这种方法加工IN一100或钦合金叶片,包括桦头在内,其精密

51、程度可不再需要任何加工;第三是难变形合金可以顺利成型,如IN一100便是一例;第四是可以利用小设备加工出大部件,像IN一10这样高强度合金,产生超塑性所需应力为。32公斤/毫米,Astrly涡轮盘的正常锻造温度为1180C,所需应力为31。5公斤/毫米2,然而在1038“C进行超塑性变形时,只需应力0。84公斤/毫米“10”。照此计算,成型一个直径50毫米的涡轮盘坯,前者需要一台6500吨水压机,而后者只要几百吨就够了;第五是复杂断面可以一次成型;第六是可以多次改锻而不影响质量,因而减少报废率1。,但是,超塑性成型所需附属设备和工艺,比一般的压力加工要复杂得多,如保温设备、模具材料、氢气保护等

52、,而且生产效率也低。目前正处于发展阶段。超塑性成型除了试图用于含铝、钦很高的难变形高温合金如IN一100、B一1900、As-trly等以外,也可用于常用铁基合金Inel了901和A一286等111。此外,中温形变热处理还在研究以12。形变热处理工艺制度如以Uidmet70为例是:于1170C下固溶4小时,再在1063C时效4小时,以产生粗大的丫颗粒,然后在此温度反复变形,每次6%并退火,一直达到总变形量78%,最后再在842C下4小时和760“C、16小时进行时效。这样处理后,其a。2、持久和疲劳性能均比一般正常处理后的强度大为提高,值得指出的是形变热处理后的强度随试验温度升高而下降,这与正

53、常处理状态在试验温度760C以下强度基本上不变的规律不一致,这说明形变强化效应随温度的升高而减弱,形变热处理后合金的疲劳强度,不论大应力周期疲劳或小应力高频拉伸疲劳,均大幅度提高。这种中温形变热处理是有前途的加工方法,但是,其长期使用的稳定性有待研究改进。还有,对加工条件特别敏感,如Uidmet70在1063C变形量达78%,经适当时效处理后有较好的性能,倘若改在108C变形60%,同样时效处理后,。,2虽然更高,持久强度则与正常处理差不多,而疲劳性能却很坏了,主要是晶粒内部的位错组态不同所致。当前高温合金祸轮盘成型,一方面是通过压力加工和热处理工艺制度的改进以获得细晶粒,这样不但提高合金的综合性能,并为超塑性成型创造条件;另一方面加大锻压设备能力,发展新的锻压方法和改进锻压工艺,如多向锻、无砧座锻、高速模锻、高能高速挤锻以及分区模锻等,以满足航空工业发展的需要。(3)粉末冶金:将粉末冶金技术运用于生产高温合金的目的,一种是作为强化手段,如含有2一4%Til:的烧结镍“TDiN”;另一种是为了提高质量。当前在改进涡轮盘材料生产工艺的研究中,就从提高质量的目的出发采用粉末冶金技术。高温合金发展到现阶段,合金化程度不断提高,特别是一些高熔点金属元素加入以后,由于它们的凝固过程中造成铸件的高度偏析,其偏析程度随合金成分及凝固条件而不同,有的元素如妮、钦和间隙原子,其偏析系数有时在3