渦輪盤材料的研究.docx

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1、單位代碼 學 號 10005026 分 類 號 畢業(yè)設計論文開題報告 基于多點逼近遺傳算法的 桁架結(jié)構(gòu)綜合優(yōu)化 院（系）名稱 機械學院 專業(yè)名稱 機械工程及自動化 指導教師 張彥華 學生姓名 符亞慶 2014年 11月19日 渦輪盤是渦輪噴氣發(fā)動機中連接渦輪葉片和渦輪軸，推動發(fā)動機高速旋轉(zhuǎn)的一個重要部件在發(fā)動機運轉(zhuǎn)中，渦輪盤受力情況復雜，容易出現(xiàn)故障，嚴重的甚至可能造成機

2、毀入亡。因此，有些國家把它列為航空發(fā)動機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;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。隨著這些進展,相應地要求渦輪盤加大尺寸,改進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)動機的推重比(即發(fā)動機的單位重量所能產(chǎn)生的推力)加大噴氣發(fā)動機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，已不能適應渦輪入口溫度進一步提高的要求為了解決這個矛盾，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)，另一方面是在設計上也作了改進，如采用深根葉片，使渦輪盤樺頭部分遠離火焰，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、，就是一個例證。 除了對渦輪盤應考慮工作溫度的要求外,對渦輪盤材料在力學性能和物理性能方面還需具備那些特點,必須首先分析渦輪盤在運轉(zhuǎn)的整個過程中的受力狀況。 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,拉應力不斷增大(圖la);輪緣受力較為復雜,開始起動時,外緣因熱的傳入而膨脹,受到壓應力,當其超過屈服強度時,便發(fā)生壓縮變形;等到溫度達到平衡時或在停車過程中,輪緣的壓應力變?yōu)槔瓚?這時輪心受到壓應力(圖lb)。它們產(chǎn)生一個合力,如圖Ic,可見輪緣和輪心都受到較大的拉應力,往往超過材料的屈服強度,發(fā)生局部

5、變形。發(fā)動機每開動一次,就形成這樣一個循環(huán),反復多次,就構(gòu)成一種所謂周期疲勞。這種在屈服 強度附近的疲勞,決定疲勞壽命的不是應力的大小,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,一般以形變量(恒應變)圖1渦輪盤在轉(zhuǎn)動狀態(tài)下的離心力a),熱切應力b)及合應力c)為標準,而不計算所受應力〔2,3〕。這種周期疲勞是產(chǎn)生槽底裂紋的主要原因,有時還會引起渦輪盤“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,最終達到災害性的破壞。因此,美國在1960年就將渦輪盤的時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年進一步作了修改,除了周期疲勞次數(shù)以外,又對使用時間作出了規(guī)定,兩項中任何一項達到所規(guī)定的指標,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雜,除了樺齒間的缺口產(chǎn)生應力集中以外,還有從葉片傳遞下來的振動疲勞。一般來說,樺齒的設計應力雖然只有18一20公斤/毫米^2,但因公差配合不當,各齒受力不均,有時甚至超過材料的屈服強度而出現(xiàn)明顯的壓陷。在這樣高的應力下多次運行,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,因為承受疲勞載荷它是首當其沖。為了減少這種故障,除了設計正確以外,還要保證合理的

7、公差,并注意殘余應力的分布。對材料來說,除了提高材料的抗疲勞的強度以外,要提高抗張塑性和持久塑性,因為抗張塑性直接影響抵抗周期疲勞的能力〔6〕,而持久塑性的提高,在高應力下,可通過樺齒的變形,在使用過程中各齒自動配合,使應力趨于均勻,而不發(fā)生局部裂紋,以松弛外界的應力集中。 兩個樺齒之間存在一個樺槽,也叫喉道。在這個部位也容易出現(xiàn)裂紋,嚴重時可以引起整個樺頭落,使整個葉片飛掉。這主要與材料的缺口敏感性有關(guān)。有入曾對5J7發(fā)動機所用的渦輪盤材料A一286和V一57進行過分析〔7〕,將帶有缺口的試樣在使用溫度下進行周期持久試驗,每個周期為3分鐘,加160秒,卸荷20秒,結(jié)果得出:當材料的持久延伸

8、率>7%時,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度,這是設計渦輪盤最主要的指標; 2.有較高的抗疲勞能力,特別是大應力低周疲勞,這是決定渦輪盤壽命的關(guān)鍵指標; 3.有較高的斷裂韌性,因為材料不可能沒有缺陷,設計和制造過程中不可能沒有應力集中,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指標,這對很高強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.有較高的導熱率、低膨脹系數(shù)和高彈性模量,以減小熱應力,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氣腐蝕(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化與溫加工強化的奧氏體不銹鋼,

10、發(fā)展到以中間相強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,其特點是強度高、剛度大、熱導率低和膨脹系數(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,以增加固溶體強度,細化晶粒,并改善碳化物的類型,從而增強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,形成細小共格的Cr廠,產(chǎn)生二次硬化,但回火溫度如超過550C時,這種共格碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)榉枪哺竦腃r了C3,強度下降。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,這一點和目前的奧氏體型高溫合金很不相同。 2.2溫加工強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度好,但是屈服強度卻很低,不能滿足渦輪盤設計的要求,必須設法提高屈服強度。利用這種鋼的冷加工硬化系數(shù)較高,采用冷變形提高強度是一個有效途徑。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行變形。這樣,一方面提高了合金的強度,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退火消除應力,機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,同時工藝復雜,需要大型鍛壓設備。早期蘇聯(lián)發(fā)動機P瓜一5和P口一300用3H4涎合金作渦輪盤便是如此。后來改用碳化物強化的3H481代替制作BK一9發(fā)動機一、二級渦輪盤,生產(chǎn)成本也隨之下降。 2.3金屬間化合物強化的奧氏體合金采用形變強

13、化的合金在高溫下不夠穩(wěn)定,第二個提高強度的途徑是沉淀強化。首先是碳化物強化,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,都采用這種強化相,這種材料在現(xiàn)代渦輪盤合金中占有最主導的地位。 用中間相強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度的途徑概略討論如下: (1)固溶強化:合金元素溶解在基體中,一般都產(chǎn)生一定的強化效應,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,造成固溶體中點陣畸變,這樣在高溫下減小了擴散速率,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,強化效應也愈大。對鎳或鐵和鎳的固溶體來說,元素的強化作用依下列順序而增加,也就是后面的元素的強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)生強化作用。 3． 我們在談到強化時,都接受這樣一個概念,就是金屬的瞬時形變主要是通過位錯的運動。位錯是金屬中原子排列“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,位錯可改變它們的形態(tài),在密排面(111)上擴展開來,成為所謂堆垛層錯,就是在一定范圍內(nèi),原子排列不正常了。層錯的寬窄和出現(xiàn)的多寡,與層錯能的高低有關(guān),層錯能低的,形成層錯就容易,層錯出現(xiàn)的幾率也高。這種擴展了的位錯,運動十分不便,必須收縮為一個全

16、位錯才行〔15,16〕,這樣就要加以更大的外力,表現(xiàn)為強度的提高。所以合金化時,要考慮加入使層錯能降低的元素,如鎳基合金中加入鉆,便起到這個作用〔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,提高合金的強度。同時,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)展的高溫高強度鎳基合金含鎢量有的高達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脆性相的形成。 為了更有效地

17、利用合金元素的固溶強化,一般多采用多元少量合金元素。這樣可以形成多種化學鍵,提高晶體點陣的畸變程度,更高地提高合金化程度〔i卜21〕。 (2)沉淀強化:合金強度的提高在于位錯運動的受阻,前述固溶強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,而阻礙了位錯或其它缺陷的運動而提高了強度。但是,原子這樣大的質(zhì)點有時卻顯得太小,于是設法引進一些更大的顆粒,使其起到更大的阻攔作用。這種質(zhì)點如果是從基體本身分離出來的,叫沉淀強化,一般要經(jīng)過熱處理來實現(xiàn)。如果是從外面加入的,叫彌散強化。在高溫合金中這兩種強化方法都有,但當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,因為基體為下奧氏體,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〕,使顆粒本身得到強化。 r’在鎳基合金中是一種非常理想的強化相,它本身十分穩(wěn)定,接近熔點也不分解。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個和蘇聯(lián)16個牌號的鎳基合金的欽鋁含量與在20公斤/毫米“應力下100小時持久溫度的關(guān)系。這些合金中的鉻、鉆、鎢、鉑等強化元素的差別雖然很大,但欽鋁含量對于高溫強度起主導作用。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度,一定要增加欽鋁含量。事實上,現(xiàn)代高溫使用的高強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)`達到65%。 在高溫合金中鋁欽含量的增加有一定限度,因為含量過高就容易生成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到了最高限度了,進一步提高合金性能的途徑是加入一些稀有元素,如鉛、祖、錯、妮等, 它們一方面分布于基體和丫中,使其強化,另一方面調(diào)整基體與丫間的點陣常數(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)。這些相的點陣常數(shù)與基體相差太大,容易失掉共格,強化作用大為下降自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〕,但當合金中的鎳含量進一步提高后,這個比流的作用就無關(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’’對合金的強化作用,主要表現(xiàn)為兩方面:一是共格應變弧化,一是反相疇界強化。 沉淀相與固溶體共格相聯(lián),如果兩相點陣常數(shù)不相同時,在沉淀相周圍會產(chǎn)生應力場。兩相點陣潔數(shù)相差愈大,即所謂錯配度愈大,應力場的范圍也愈大。這種應力場阻撓著位錯的前進,表現(xiàn)為屈服強度的提高〔“。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配度,對強化作用的影響也不太大〔29〕。這樣,用共格強化便解釋不通。因而,用反相畔界面強化來解釋可能更恰當些。 一方面分布于基體和丫中,使其強化,另一方面調(diào)整基體與丫間的點陣常數(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)。這些相的點陣常數(shù)與基體相差太大,容易失掉共格,強化作用大為下降自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〕,但當合金中的鎳含量進一步提高后,這個比流的作用就無關(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’’對合金的強化作用,主要表現(xiàn)為兩方面:一是共格應變弧化,一是反相疇界強化。沉淀相與固溶體共格相聯(lián),如果兩相點陣常數(shù)不相同時,在沉淀相周圍會產(chǎn)生應力場。兩相點陣潔數(shù)相差愈大,即所謂錯配度愈大,應力場的范圍也愈大。這種應力場阻撓著位錯的前進,表現(xiàn)為屈服強度的提高〔“。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配度,對強化作用的影響也不太大〔29〕。這樣,用共格強化便解釋不通。因而,用反相畔界面強化來解釋可能更恰當些 察到了這種現(xiàn)象,當位錯通過這種結(jié)構(gòu)以后形成所謂位錯偶招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,瞬時強度(。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配度應該是愈大愈好。調(diào)整合金兩相的錯配度,主要是

27、靠合金元素對丫及基體點陣常數(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,基體的點陣常數(shù)比7`的點陣常數(shù)要小,因而為了增加它們間的錯配度,應使大者變得更大,小者更小。不同元素對丫點陣常數(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、欽則能顯著使之膨脹。分析15個鎳基合金〔4,45〕,發(fā)現(xiàn)合金元素在丫及基體間的分配比:錠、擔、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,使丫的點陣進一步脹大,強烈地增加兩相間的錯配度;鉑、鉻、鐵主要留在基體,增加基體的點陣常數(shù),所以是減少錯配度的。鎢也是如此。釩使基體點陣膨脹,使丫點陣縮小,因而它強烈地減小兩相錯配度。顯然,為了發(fā)展高屈服強度的合金,必須提高合金中錠、擔、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,還要增加使基體點陣脹大的元素,這樣才能既提高丫的數(shù)量和沉淀相本身的強度,又降低兩相間錯配度。除了增加使丫點陣脹大的元素以外,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配度,而又保持共格,這就是使Icnn。1718的屈服強度

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,強度顯著下降,所以這樣的材料的使用溫度只限于70C以下。應該指出,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,與基體點陣常數(shù)相近時(相差1%以下),價電子濃度合適,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配度加以分類,如表4。 可以看出:第一類含妮合金,以丫,強化,錯配度最大,強度最高,屈服強度在120公斤/毫米’以上;第二類以妮、欽、鋁強化,錠、欽為主,錯配度次之,強度在10公斤/毫米’左右;第三類以欽、鋁強化,欽為主,錯配度較小,屈服強度在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、欽強化,以鋁為主,錯配度很小,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雜因素,但可說

31、明錯配度是決定屈服強度的重要因素,有助于入們在發(fā)展高屈服強度合金時引起必要的重視。 (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晶粒,這要看合金的工作條件。多晶金屬有一個所謂等強溫度,即在此溫度下晶內(nèi)和晶界的強度相等。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)強度較低,晶內(nèi)變形為主,易產(chǎn)生穿晶斷裂。等強溫度又與變形速度(應力大小)有關(guān),變形速度愈高,等強溫度也隨之上升。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),因而一方面應設法強化晶界,如加入硼、碳、錯等微量元素,嚴格控制有害雜質(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度與周期疲勞強度。屈服強度(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〕但是也應該指出,晶粒細化以后,蠕變速度增加,持久強度降低〔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,而且細晶粒也有利于冷熱疲勞和切削性能。因為細晶粒有以上的優(yōu)越性,所以近年來在渦輪盤材的晶粒細化方面開展了不少的研究工作 (4)形變強化:對奧氏體合金來說,通過形變可使屈服強度成倍的提高,但這種強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化,并已應用于實踐(見表2)。對現(xiàn)代沉淀強化的高溫合金來說,這種強化作用更是顯著。當合金在再結(jié)晶溫度附近進行變形過程中,改變亞結(jié)構(gòu)中的位錯組態(tài),而后再經(jīng)時效處理,下’和碳化物在位錯網(wǎng)絡中沉淀出來,使合金產(chǎn)生強化作用。利用這種辦法不但可以提高合金的屈服強度,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),對持久強度和持久塑性的增加有時非常明顯。所以形變強化成為提高合金強度的有效途徑。但是這種強化效應在高溫下不十分穩(wěn)定,隨著在高溫下工作時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性能。一般主要是經(jīng)過固溶處理(淬火)及沉淀強化處理(時效),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)應力或便利切削而進行固溶處理的。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效或一次時效。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行時效,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,強化晶界,提高持久壽命,有的達三倍之多〔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的還有中間時效析出的較粗大的丫與正常時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,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用兩次低溫時效,第一次溫度低于第二次,如此可以保證在第一次時效發(fā)生的更多沉淀中心到第二次繼續(xù)長大,得到更彌散的強化相,提高屈服強度〔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,除細化晶粒外,使丫更細小彌散,并產(chǎn)生拼相強化晶界〔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)應力進行計算〔73〕,如冷裝入溫度1226C的爐中,中心內(nèi)應力可達140公斤/毫米2,超過合金屈服強度好幾倍,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、,可使盤坯屈服強度提高約5公斤/毫米2〔74〕。有的鐵基合金在一次時效后由空冷改爐冷,屈服強度也顯著提高,可達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`強化的A一286和V一57取代,六十年代又代之以nIcenl718和Ren695,進入七十年代出現(xiàn)高強度、易切削的nIcenl706,強度更高、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“下持久時間大于500小時,成分極其復雜,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度,盡量加大兩相間的錯配度,而提高合金在高溫下的穩(wěn)定性則使錯配度接近于零。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)來設計成分及生產(chǎn)中控制成分上下限〔74一“?！场４送?由于對每種合金元素的作用比較清楚了,有可能在合金的設計過程中,采用電子計算機使合金的成分更加準確合理。 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行調(diào)整,工藝不斷改進,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年第一個變形合金,目前有不少發(fā)動機用它作渦輪盤材料,它便是經(jīng)歷過多次改進而提高的。如在1951年采用非真空冶煉,強度指標為在815C、19。25公斤/毫米2條件下的持久時間鄉(xiāng)23小時。后來由于冶煉技術(shù)的提高,其持久強度由19。25改為2。75公斤

42、/毫米2。1954年采用真空冶煉以后,在815C時的持久強度為2。625公斤/毫米“、鄉(xiāng)40小時,同時并規(guī)定了持久塑性鄉(xiāng)5%,隨后又提高到28公斤/毫米“、鄉(xiāng)5小時和鄉(xiāng)10%。在發(fā)現(xiàn)硼、錯對高溫合金的高溫強度有好的作用以后,又加入了這些微量元素,使持久時間改為鄉(xiāng)75小時`1963年對成分進行調(diào)整,性能指標改為815C、32。25公斤/毫米2下持久時間多23小時,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)的控制更嚴格了,成分上下限更窄了。通過工藝的改進和成分的調(diào)整,使合金在815C下的持久強度提高了65%,而性能更加穩(wěn)定了(標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)和使用實踐,再加上新工藝新技術(shù)的采用,對成分進行調(diào)整,以不斷提高合金的性能,這樣做不但工作基礎比較扎實,而且對材料的管理和返回料的應用都有好處。此外,熱處理也是不斷在改進,如V一57在使用過程中曾出現(xiàn)過樺槽裂紋,認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,使缺點得到克服。D一979也只是改進了熱處理制度,使丫分布更加細小均勻,晶界析出了#相,不但提高了。。。2,持久和大應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)條件就必須相應地

44、加以修訂,這樣才能促使改善后的性能為設計工作者所采用,在生產(chǎn)實際中收到實效。根據(jù)近年來的實踐,使入們認識到:對現(xiàn)有合金的成分進行調(diào)整,對熱處理制度進行嚴格控制,以及盡可能采用先進的生產(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當前改進盤材合金以發(fā)展新工藝為重點(1)采用先進冶煉工藝:真空熔煉技術(shù)的發(fā)展是高溫合金冶煉工藝的一個新階段,以美國為例,1969年真空自耗熔煉設備年產(chǎn)量有20多萬噸,真空感應爐最大容量從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。如在六噸感應爐真空熔煉nI。。en1718,統(tǒng)計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〕,范圍如此嚴格,只有采用真空。真空冶煉還有利于應用返回料,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,因為在真空下,碳的脫氧能力提高幾個數(shù)量級。在真空感應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,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,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,在采用真空感應爐熔煉的同時,必須進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質(zhì)量指標〔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,美國預計1975年有半數(shù)高溫合金生產(chǎn)用真空感應加電渣重熔,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,設備簡單,投資較少,并適宜于中小企業(yè)。生產(chǎn)的合金機械性能提高,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,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化的合金,對高鋁、欽的合金,用真空雙聯(lián)可能更好些。當然,還可以研究選用適合的渣系或其它措施,來彌補這一缺點。(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、,如在下,溶解溫度(1130C)以上的1150C進行,變形只10%即發(fā)生嚴重龜裂;但若先時效處理,使析出的沉淀相丫達到0。3拜,阻止晶粒沿晶界滑動,不產(chǎn)生晶間裂紋,在1063C進行加工,即使變形90%以上也不發(fā)生裂紋。從類似這樣的

51、事實出發(fā)考慮,對渦輪盤材加工成型就不應只是完成成型任務,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,而應充分了解合金的組織結(jié)構(gòu),運用其組織特點,在完成加工成型任務的同時,也提高合金性能。近年來用作盤材的高溫合金,正開展如何獲得細晶粒方面的工作。以前用持久性能作為最重要的檢驗指標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,細化晶粒成為當前的一個發(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。獲得細晶粒的工藝很復雜,如目前屈服強度最高的盤材合金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時效24小時,7,均勻析出,后在1093C固溶1小

53、時,就得到均勻細小的晶粒,再于了60C時效16小時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?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,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相及細晶粒,從溫度來說不能太低,一般是大于絕對溫度熔點(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。超塑性成型實際上是在特定條件下的一種模鍛工藝,優(yōu)點很多: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備加工出大部件,像IN一10這樣高強度合金,產(chǎn)生超塑性所需應力為。32公斤/毫米’,Astrly渦輪盤的正常鍛造溫度為1180C,所需應力為31。5公斤/毫米2,然而在1038“C進行超塑性變形時,只需應力0。84公斤/毫米“〔10”。照此計算,成型一個直徑50毫米的渦輪盤坯,前者需要一臺6500噸水壓機

56、,而后者只要幾百噸就夠了;第五是復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,因而減少報廢率1[?！?但是,超塑性成型所需附屬設備和工藝,比一般的壓力加工要復雜得多,如保溫設備、模具材料、氫氣保護等,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,再在1063C時效4小時,以產(chǎn)生粗大的丫顆粒,然后在此溫度反復變形,每次6%并退

57、火,一直達到總變形量78%,最后再在842C下4小時和760“C、16小時進行時效。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度大為提高,值得指出的是形變熱處理后的強度隨試驗溫度升高而下降,這與正常處理狀態(tài)在試驗溫度760C以下強度基本上不變的規(guī)律不一致,這說明形變強化效應隨溫度的升高而減弱,形變熱處理后合金的疲勞強度,不論大應力周期疲勞或小應力高頻拉伸疲勞,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。還有,對加工條件特別敏感,如Uidmet70在1063C變形量達78%,經(jīng)適當時效處理后有較好的性能,倘若改在108C變形60%,

58、同樣時效處理后,。。,2雖然更高,持久強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)部的位錯組態(tài)不同所致。當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以獲得細晶粒,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備能力,發(fā)展新的鍛壓方法和改進鍛壓工藝,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)運用于生產(chǎn)高溫合金的目的,一種是作為強化手段,如含有2一4%Til:的燒結(jié)鎳“TDiN”;另一種是為了提高質(zhì)量。當前在改進渦輪盤材料生產(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)有時在3一5以上〔13二,因而在凝固過程中便會產(chǎn)生嚴重的樹枝狀偏析和局部點狀偏析,所以合金錠不得不對其最大錠型進行限制,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)點狀〔n。然而,由于發(fā)動機的推力增加,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,屈服強度提高了巧%左右,持久壽命延長了一倍。近年來對一些復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。試驗樣品在650C、1

61、05公斤/毫米2下的持久壽命超過60小時,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)。經(jīng)熱處理后,持久時間可達2000小時,抗張強度也比鑄態(tài)的高一倍,其室溫和650C抗張強度分別為193和165公斤/毫米2,這是當前已知的抗張強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)動機上試用〔n。〕。此外,粉末冶金法可以提高原材料的利用率。當前用鑄鍛方法,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,減少機加工。因此,有入lt7〕認為粉末

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化的高溫合金〔118〕,也是一種遙遠的展望。(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。對一個部件來說,并不是其中每一個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,需要較高的屈服強度和周期疲勞強度。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,因為當合金部件尺寸大、形狀復雜時,一般生產(chǎn)

63、過程很難保證每個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想正進行試車考驗,估計壽命可提高5一10倍,每級渦輪重量可降低25%〔n7〕?？傊?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,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)實踐,科學實驗才能更好地得到發(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)、加工工藝等各個方面仍在進行大量的研究改進工作。同時,更在工藝和設計方面采取措施,如冷卻、深根等,來適應渦輪溫度的進一步提高。難熔金屬如錠、鑰合金有更高的高溫強度,高強纖維或定向共晶強化的復合材料能夠大幅度地提高合金基體的高溫性能,都在設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;對于復合材料:例如解決增強材料與基體合金間的相容性,改革纖維制備工藝、復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)展相應的無損檢驗技術(shù)和工藝設計的新要求等。當前高溫合金材料不能滿足航空事業(yè)進一步日益發(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,永遠不會停止在一個水平上。遼闊的前景,有待我們以不畏險阻的精神去開拓。