缺口取向和再结晶对一种定向凝固钴基高温合金热疲劳性能的影响_濮晟
第51卷2015年4月
V ol.51No.4ACTA METALLURGICA
SINICA
第4期Apr.2015
缺口取向和再结晶对一种定向凝固钴基高温合金
热疲劳性能的影响*
濮晟1,2)
王莉2,3)
谢光2,3)丁贤飞4)
楼琅洪2)
冯强1,4)
1)北京科技大学新金属材料国家重点实验室,北京1000832)中国科学院金属研究所,沈阳110016
3)中国科学院金属研究所沈阳材料科学国家(联合)实验室,沈阳1100164)北京科技大学国家材料服役安全科学中心,北京100083
摘要在定向凝固钴基高温合金中采用V 型缺口分别垂直和平行于凝固方向的板状热疲劳试样,并在缺口位置预制再结晶
组织,研究了在最高温度为1000℃,最低温度为室温的冷热循环下,缺口取向和再结晶对定向凝固钴基高温合金热疲劳性能的影响.结果表明,缺口取向垂直于凝固方向时,基体在应力作用下循环氧化开裂;缺口平行于凝固方向时,热疲劳性能下降,裂纹沿枝晶间扩展.再结晶降低定向凝固钴基高温合金的热疲劳性能,再结晶晶界氧化开裂,晶界析出的M 23C 6型碳化物氧化脱落后形成的孔洞加速了裂纹扩展;连接枝晶间碳化物的再结晶晶界成为缺口平行于凝固方向时热疲劳裂纹的优先扩展通道.
关键词缺口取向,再结晶,热疲劳,定向凝固,钴基高温合金中图法分类号TG132.3
文献标识码A
文章编号0412-1961(2015)04-0449-09
EFFECT OF NOTCH ORIENTATION AND LOCAL RECRYSTALLIZATION ON THERMAL FATIGUE PROPERTIES OF A DIREC-TIONALLY SOLIDIFIED Co-BASED SUPERALLOY
PU Sheng 1,2),WANG Li 2,3),XIE Guang 2,3),DING Xianfei 4),LOU Langhong 2),FENG Qiang 1,4)
1)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing,
Beijing 100083
2)Institute of Metal Research,Chinese Academy of Sciences,Shenyang 110016
3)Shenyang National Laboratory for Materials Science,Institute of Metal Research,Chinese Academy of
Sciences,Shenyang 110016
4)National Center for Materials Service Safety,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083
Correspondent:FENG Qiang,professor,Tel:(010)82375850,E-mail:qfeng@https://www.wendangku.net/doc/cf16919526.html, Supported by National Basic Research Program of China (No.2010CB631201),High Technology
Research and Development Program of China (No.2012AA03A513),National Natu-ral Science Foundation of China (No.50901079)and Supporting Technology Pro-gram of Chinese Ministry of Education (No.625010337)
Manuscript received 2014-08-01,in revised form 2014-12-10
*国家重点基础研究发展计划项目2010CB631201,国家高技术研究发展计划项目2012AA03A513,国家自然科学基金项目50901079和教育部支撑技术项目625010337资助
收到初稿日期:2014-08-01,收到修改稿日期:2014-12-10作者简介:濮晟,男,1981年生,工程师DOI:10.11900/0412.1961.2014.00425
第449-457页
pp.449-
457
金属学报第51卷
ABSTRACT The directionally solidificated(DS)Co-based superalloys are widely used in aircraft turbine vanes
due to the good stress-rupture parameters and excellent hot corrosion resistance.The cyclic change of temperatures
and complex stress state thermal fatigue(TF)cracks happen frequently in vanes during service.However,most of
the work are conducted in Ni-based superalloys and there is rare report concerning the TF behavior of DS Co-based superalloys.Furthermore,due to the residual strain accumulated during processing,shot peening,grinding
and recrystallization(RX)frequently occur when the DS components are exposed to high temperatures.It is be-lieved that RX may change the microstructure,especially adding more grain boundaries to DS alloys,and result in
the reduction of the mechanical properties of DS superalloys.Therefore,in this work,V-notch plate specimens with
notch direction perpendicular and parallel to the DS orientation are machined from the DS plate.Local RX grains
are prepared(local indented and then heat treated)in the notch areas of some samples.TF test is conducted be-tween1000℃to room temperature.The effect of DS orientation and RX on TF properties of a DS Co-based su-peralloy is investigated.The results indicate that the cracks propagate along the interdendritic regions in the sam-
ples with notches parallel to the DS direction,which exhibites lower TF properties than samples with notches verti-
cal to the DS direction.TF cracks initiate and propagate along RX boundaries in samples containing RX grains. Precipitation of M23C6carbides is found along the RX boundaries during TF tests.Due to the oxidation at the tip of crack,M23C6desquamates and leads to the formation of micro voids,which accelerates the crack propagation and decreases TF properties of tested alloy.In samples with notches parallel to the DS direction,cracks preferentially propagate along the RX grain boundaries.
KEY WORDS notch orientation,recrystallization,thermal fatigue,directional solidification,Co-based superal-loy
钴基合金具有优异的耐高温腐蚀性能、导热性好、热膨胀系数低,适合于制造航空发动机高温导向叶片[1].在服役过程中,导向叶片工作温度比涡轮叶片约高100℃.发动机的启停或加力过程中,温度反复变化,导向叶片承受更大的热负荷和热冲击.热应力和热应变的周期性变化,容易使叶片产生热疲劳裂纹,导致发动机故障[2,3].因此,热疲劳性能是衡量航空发动机导向叶片材料性能的重要指标之一.
高温合金热疲劳性能的影响因素比较复杂,热疲劳机制与合金类型有着密切联系.研究[4~6]表明,多晶合金一般沿晶界开裂,但是随着晶粒的尺寸增大,热疲劳裂纹会转变为穿晶方式扩展,扩展速率降低,热疲劳性能提高[7].对于定向凝固镍基高温合金,一般使用V型缺口垂直于定向凝固方向的样品研究热疲劳行为[8,9],热疲劳裂纹主要沿晶体学取向或者最大切应力方向扩展[8,10,11].合金中的碳化物、共晶都可能成为裂纹源,甚至发生筏化的g′相也会促进裂纹的扩展[12].肖璇等[12]在采用缺口平行于凝固方向的样品研究中发现,DZ445合金的热疲劳裂纹主要沿枝晶间扩展;升高最高实验温度,裂纹改变为沿晶体学取向扩展.由此可见,缺口取向和显微组织对定向凝固高温合金的热疲劳裂纹形貌有着重要影响.目前,有关热疲劳研究主要针对镍基和钴基合金的热疲劳行为研究还非常有限[13],缺口取向对定向凝固钴基高温合金热疲劳行为的影响还未见报道.
此外,定向柱晶高温合金叶片在铸造过程中的金属收缩、型芯阻碍以及随后的机加、校形、喷砂等工序均可能导致叶片产生塑性变形,在固溶热处理或者超高温服役时产生再结晶[14,15].研究[16,17]表明,再结晶作为一种缺陷组织,严重破坏了定向高温合金的组织完整性,显著降低合金的高温拉伸、持久及疲劳性能.然而,有关再结晶组织对定向凝固高温合金热疲劳性能的影响及其作用机理的研究还缺乏报道.
基于上述背景,本工作选取一种适用于导向叶片材料的定向凝固钴基高温合金为研究对象,分别采用V型缺口垂直和平行于凝固方向的试样,并在缺口位置预制再结晶组织,研究了缺口取向以及再结晶对合金热疲劳性能的影响.通过观察裂纹扩展形貌,分析并揭示缺口取向和再结晶对热疲劳失效的作用机制,从而为该合金叶片的加工制备与工程应用提供理论参考和实验依据.
1实验方法
本实验选用的定向凝固钴基高温合金的名义成分(质量分数,%)为:Cr25,Ni10,W7.5,Al1.2,C 0.45,Ta0.4,Mo0.35,Ti0.3,Zr0.25,B0.018,Co余量.实验用定向凝固板料由高速凝固法(HRS)制备,
450
第4期使用电火花线切割从板料上切取2组尺寸为25mm×17mm×3mm 的板片,其中长边分别垂直和平行于定向凝固方向.在2组板片短边的中点向内约3mm 的位置,使用HB-3000型Bridnell 硬度计在板片的正反2面进行局部变形,硬度计压头直径5mm,载荷为1500kg,保载时间10s.经过局部变形的板片在1250℃热处理90min 后空冷.根据前期实验结果[18]
,厚度3mm 的合金板片能产生半径约为2mm 的再结晶区域,并且在厚度方向上也发生再结晶.将板片2面压痕磨平,以压痕的中心位置作为V 型缺
口中心,加工标准的热疲劳试样,如图1所示.其中,V 型缺口垂直于定向凝固方向的热疲劳样品称为横向样品(图1a),而平行于凝固方向的热疲劳样品称为纵向样品(图1b).为了比较再结晶对合金热疲劳性能的影响,分别加工无塑性变形的横向和纵向样品,并且同样经过1250℃,90min 退火热处理后空冷.从上述4种状态的样品中,每种状态各选取5个试样进行实验.所有样品在实验前均经过机械抛光,然后在光学显微镜下观察,以确保缺口附近没有裂纹.
热疲劳实验在箱式马弗炉中进行.循环周期为加热至1000℃,保温3min 后,取出水冷至室温.经
过多次冷热循环后,每个热疲劳试样可能会产生多条裂纹.在预定的冷热循环周次后,试样经机械研磨、抛光和金相浸蚀,用读数显微镜测量主裂纹长度.主裂纹出现在热疲劳试样的缺口位置,比其它裂纹粗大,长度最长.测量的裂纹长度为同等条件下5个样品10个面中主裂纹长度的平均值.利用Axiovert200MAT 光学显微镜(OM)和S-3400N 型扫描电子显微镜(SEM)对各样品的裂纹形貌和显微组织进行观察以及背散射电子(BSE)成像,并进行能谱(EDS)分析,采用XRD6000型X 射线衍射仪(XRD)进行物相分析.实验所选用的化学浸蚀剂为4g CuSO 4+80mL HCl+20mL C 2H 5OH.
2实验结果
2.1合金铸态及再结晶显微组织
图2所示为定向凝固钴基高温合金的铸态显微组织.由图可见,合金沿<001>方向生长,一次枝晶轴平行于定向凝固方向,柱状晶晶界和枝晶间分布着大量碳化物.图3为合金中碳化物的SEM 和BSE 像.由图3a 可见,合金含有3种类型的碳化物,M 7C 3和M C 型碳化物呈现块状和不规则形状,细小的M 23C 6型碳化物弥散分布在这2种初生碳化物周围.富Cr 的M 7C 3型碳化物亮度较低,M C 型碳化物含有Ta,Ti,Zr 和W 等重元素,亮度较高,如图3b 所示.图4为图3中M 7C 3和M C 型2种碳化物的EDS 分析.经统计,合金的一次枝晶间距约为242m m,碳化物总含量约为7.3%.
对萃取铸态定向凝固钴基高温合金样品1250℃退火90min 后的残余碳化物通过XRD 分析后发现,M 7C 3型和M C 型2种碳化物仍然存在(图5).图6为铸态和压痕变形合金经1250℃退火90min 后的显微组织.由图6a 可见,铸态样品退火后,细小的M 23C 6型碳化物几乎完全溶解,枝晶间原本不规则
图1定向凝固钴基高温合金横向和纵向热疲劳试样的
示意图
Fig.1Schematic diagrams of two types of thermal fatigue
Co-based superalloy with V notch perpendicular (a)and parallel (b)to directional solidification (DS)di-rection (unit:mm;RX —recrystalliztion)
图2定向凝固钴基高温合金铸态显微组织的OM 像Fig.2OM image of the as-cast DS Co-based superalloy
along longitudinal
section
濮晟等:缺口取向和再结晶对一种定向凝固钴基高温合金热疲劳性能的影响
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金属学报
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的M 7C 3型碳化物演变为块状;M C 型碳化物由于含
有高熔点金属元素,溶入基体的速度较慢,依旧保持细条状形貌.如图6b 所示,压痕变形的样品经过高温退火,变形区域发生完全再结晶,再结晶晶界较为平直;合金中M 23C 6型碳化物也几乎完全溶解,而M 7C 3和M C 型碳化物未完全溶解,部分残余碳化物分布在晶界上.碳化物含量统计表明,合金经1250℃退火后,铸态样品碳化物的体积分数降低
图3定向凝固钴基高温合金中碳化物的SEM 和BSE 像Fig.3SEM (a)and BSE (b)images of carbides in DS Co-based superalloy
图4M 7C 3型碳化物和M C 型碳化物的EDS 分析Fig.4EDS analysis of carbides M 7C 3(a)and M C (b)
图5铸态定向凝固高温合金经1250℃退火90min 后碳
化物的XRD 谱
Fig.5XRD spectrum of carbides extracted from the as-cast
DS Co-based superalloy after annealing at 1250℃f or 90min
图6铸态和压痕变形定向凝固钴基高温合金经1250℃退
火90min 后的OM 像
Fig.6OM images of the as-cast (a)and deformed DS Co-based
superalloy after annealing at 1250℃for 90min
(b)
０１
２
３
４
５
ＣｏＴｉ
Ｔａ
Ｔｉ
Ｚｒ
Ｃ
Ｗ
（ｂ）
Ｅｎｅｒｇｙ ／ ｋｅＶ
Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ ／ ａ．ｕ．
Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ ／ ａ．ｕ．
２q ／ （ｏ
）
０１２３
４５６７８
Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ ／ ａ．ｕ．
Ｅｎｅｒｇｙ ／ ｋｅＶ（ａ）
Ｃ
ＣｒＣｏ
Ｗ
Ｃｒ
Ｃｒ
Ｃｏ
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第4期至2.1%左右,而再结晶区域的碳化物约为2.0%,2者碳化物含量无明显差别.2.2裂纹扩展行为
含有V 型缺口定向凝固钴基高温合金从高温水淬至室温,缺口附近区域发生收缩,在缺口尖端产生应力集中.经过多次冷热循环后,不含再结晶以及发生再结晶的横、纵向4组试样都产生了不同程度的热疲劳裂纹.图7为主裂纹平均长度(L )与冷热循环周次(N )的关系曲线.由图可见,经过5cyc,4组样品均保持完整.15cyc 后,不含再结晶的横向和纵向样品依然保持完好,但是含有再结晶的2组样品发生开裂.冷热循环30cyc 后发现,不含再结晶的横向和纵向样品也产生裂纹.随着循环次数的增加,4组样品的裂纹长度都显著增加.在75cyc 内,含再结晶的纵向样品主裂纹扩展长度最长,不含再结晶的纵向样品次之,其后是含再结晶的横向样品,而没有再结晶的横向样品最短.
进一步分析表明,经过冷热循环75cyc 后,在2组含有再结晶的样品中,纵向样品的平均裂纹长度高达1.70mm,约为横向样品裂纹长度的2.8倍.在2组不含再结晶的样品中,纵向样品平均裂纹长度(1.14mm)是横向样品(0.26mm)的4.4倍.另外,含再结晶和不含再结晶的横向样品平均裂纹长度分别达到0.61和0.26mm.在相同周次下,纵向样品的裂纹长度和扩展速率也因再结晶的存在而增大.需要指出的是,2组纵向样品的裂纹长度和扩展速率始终大于2组横向样品.上述结果表明,在合金中,缺口取向垂直于凝固方向的热疲劳性能始终高于平行于凝固方向,即使发生再结晶现象,这种趋势依然不变.在相同取向条件下,再结晶的存在显著加
速裂纹扩展,降低合金热疲劳性能.
2.3裂纹形貌
图8a 为不含再结晶的横向定向凝固钴基高温合金样品经30cyc 冷热循环后的热疲劳裂纹形貌.在样品缺口处存在2条裂纹,1条长度较短,垂直于一次枝晶干方向,即与正应力方向垂直;另1条与一次枝晶生长方向呈45°,沿最大切应力方向开裂.冷热循环至75cyc 后,原先沿最大切应力方向萌生的裂纹扩展缓慢,而垂直于一次枝晶干的裂纹向内扩展,宽度增加,成为主裂纹,如图8b 所示.对主裂纹前沿采用SEM 观察发现,裂纹止于合金基体中(图9a).由EDS 分析可知,图9a 中裂纹前端O 含量较高,表明裂纹附近的合金基体发生氧化(图9b).
图10a 为含有再结晶的横向定向凝固钴基高温合金经15cyc 冷热循环后的裂纹扩展形貌.与图9a 中无再结晶的横向样品基体开裂不同,图10a 中样品缺口尖端的再结晶晶界发生开裂,裂纹沿晶界向内扩展.循环75cyc 后,缺口处出现多条裂纹,并且扩展时发生分叉现象,但主要扩展方向与正应力和最大切应力方向基本吻合(图10b).经测量,沿正应力方向,即垂直于一次枝晶干方向的裂纹最长.图10c 中所示的SEM 像表明,再结晶晶粒内部析出大量
图8不含再结晶的横向定向凝固钴基高温合金经不同
周次热疲劳后裂纹的OM 像
Fig.8OM images of transverse DS Co-based superalloy
without RX after thermal fatigue of 30cyc (a)and 75cyc
图7定向凝固钴基高温合金的热疲劳裂纹长度L 与冷热
循环周次N 的关系曲线
Fig.7Curves of fatigue crack length L as a function of cy-cle number N during thermal fatigue tests in DS Co-based superalloy
００
１
１２２
Ｌ ／ ｍｍ
Ｎ ／ ｃｙｃ
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纳米尺寸的M 23C 6型二次碳化物;热疲劳裂纹沿再结晶晶界扩展,裂纹附近存在M 23C 6型碳化物贫乏区;晶界上的块状碳化物发生开裂,还被严重氧化.从图10d 可以观察到,样品沿再结晶晶界析出了M 23C 6型二次碳化物;然而在裂纹前沿的晶界上,之前析出的M 23C 6发生脱落,预先形成晶界孔洞,加速裂纹扩展.图11a 为不含再结晶的纵向定向凝固钴基高温合金经过30cyc 冷热循环后的裂纹扩展形貌.可以看到,裂纹在缺口尖端的枝晶间区域产生.图11b 为循环周次达到75cyc 后的主裂纹形貌,进一步说明裂纹沿枝晶间扩展.图11c 为主裂纹前沿的SEM 像.由图可见,合金中M 7C 3型碳化物尺寸较大,呈块状;M C 型碳化物尺寸相对较小,呈条状;在裂纹的扩展路径上,初生碳化物分布密集,扩展过程中,初生碳化物与基体间的界面发生开裂,导致整个碳化物脱落,留下孔洞,裂纹最终停止在M C 碳化物附近.
图12为含再结晶的纵向定向凝固钴基高温合金
裂纹的萌生和扩展以及裂纹附近碳化物的形貌.由
于应力集中于V 型缺口尖端,冷热疲劳15cyc 后,缺口尖端附近的再结晶晶界发生开裂,晶界上碳化物的开裂促进了裂纹扩展,如图12a 所示.经过75cyc 后,主裂纹平行于一次枝晶方向,从缺口处延伸至样品内部(图12b).图12c 为主裂纹前沿的SEM 像,
图9横向定向凝固钴基高温合金75次冷热循环后主裂
纹前沿的SEM 像及EDS 分析
Fig.9SEM image of crack tip (a)and EDS analysis of
point A in Fig.9a (b)of transverse DS Co-based su-peralloy after 75cyc thermal fatigue
图10含再结晶的横向定向凝固钴基高温合金不同循环周次后的裂纹形貌OM 和SEM 像
Fig.10OM (a,b)and SEM (c,d)images of transverse DS Co-based superalloy with RX after thermal fatigue of 15cyc
(a)and 75cyc (b,c,
d)
０
１
２
３
４
５
６
７
８
（ｂ）Ｃ
Ｃｒ
Ｃｏ
Ｃｏ
Ｃｒ
Ｏ
Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ ／ ａ．ｕ．
Ｅｎｅｒｇｙ ／ ｋｅＶ
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第4期表明主裂纹沿再结晶晶界从左向右扩展.在三叉晶界处,沿着再结晶晶界产生二次裂纹;二次裂纹方向与正应力方向近似平行,扩展困难,裂纹停止在碳化物与基体的界面.另外,晶界上的碳化物受到主裂纹的影响,还出现了界面开裂等现象.当碳化物尺寸较大时,裂纹扩展受阻.在裂纹尖端应力场的作用下,碳化物发生开裂.
3分析讨论
3.1缺口取向对热疲劳性能的影响
目前,有关缺口取向对定向凝固高温合金热疲劳性能影响的研究比较有限.文献[19]中对镍基合
金DZ22热疲劳裂纹扩展的研究发现,当缺口方向与凝固方向夹角小于45°时,合金性能明显下降.Robert 和Richard [20]发现,当缺口方向垂直于定向凝固镍基合金凝固方向时,材料表现出优异的热机械疲劳寿命;缺口平行于凝固方向时,裂纹沿缺口附近的柱状晶晶界扩展.上述情况在本研究中也有发现.合金的柱状晶晶界和枝晶间分布着大量块状M C 和M 7C 3型碳化物(图6a),而这些碳化物是裂纹萌生和扩展的途径(图11a 和b).然而,当缺口垂直于凝固方向时(图8b),裂纹垂直于正应力方向穿过致密的枝晶干,受显微组织影响较小,可见2种缺口
图11纵向定向凝固钴基高温合金不同周次热疲劳后裂
纹的萌生和扩展形貌
Fig.11OM images of longitudinal DS Co-based superal-loy without RX after thermal fatigue of 30cyc (a)and 75cyc (b),SEM image of the crack growth in-duced by cracking of carbides after 75cyc
(c)
图12含再结晶的纵向定向凝固钴基高温合金裂纹的萌
生和扩展及裂纹附近碳化物形貌
Fig.12OM images of longitudinal DS Co-based superal-loy with RX after thermal fatigue of 15cyc (a)and 75cyc (b),SEM image of carbide cracking and secondary cracks propagated along RX grain boundaries
(c)
濮晟等:缺口取向和再结晶对一种定向凝固钴基高温合金热疲劳性能的影响
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取向样品的失效方式必然存在本质区别.
Xia等[21]在研究镍基合金DZ319的热疲劳性能时发现,裂纹扩展连接氧化空洞穿过致密的枝晶干.然而在本工作中,缺口垂直于凝固方向时(图8b),裂纹附近发生氧化,但在裂纹前沿并没有发现氧化孔洞(图9a),或许这与钴基合金优良的抗氧化能力有关.研究[22]表明,钴基合金在1000℃以下的静态氧化产物以CoO和Cr2O3等为主,氧化层连续致密.在本工作中,温度场剧烈变化,V型缺口应力集中,脆性氧化膜发生破裂,合金在裂纹尖端露出新鲜表面.Reuchet和Remy[23]计算在900℃的空气中,钴基合金中的氧扩散至裂纹尖端达到饱和的时间仅为5×10-8s.Kang等[24]研究发现,氧在应力作用下可以加速向合金内部扩散,加重高温氧化.与此同时,基体中的化学元素Al,Ti和Cr不断氧化消耗,合金强度降低.上述因素的共同作用,最终致使V 型缺口处氧化速度最快,程度最严重.在冷热循环过程中,氧化层反复形成和破坏,裂纹尖端被持续氧化,最终表现为裂纹从缺口萌生,并垂直于正应力方向扩展,这也是图8中缺口垂直于凝固方向的横向样品主要开裂原因.
对于缺口取向与凝固方向平行的纵向样品,除了氧化作用外,微观组织对热疲劳的萌生和扩展产生重要影响.据报道,钴基高温合金在980℃时的热膨胀系数(CTE)约为1.7×10-5℃-1[25],高于富Cr 的M7C3或M23C6型碳化物(1.1×10-5℃-1[25]),是富Ta,Ti,Zr和W等元素的M C型碳化物(0.7×10-5~ 0.8×10-5℃-1[26])的2倍.由于合金基体与碳化物热膨胀系数不同,升温时,碳化物受到压应力作用,而在降温过程中,碳化物则受拉应力作用.受此影响,基体和碳化物界面的结合强度下降[6].裂纹扩展过程中遇到碳化物时,裂纹尖端应力大于碳化物与基体间界面的结合强度,导致界面开裂.在定向凝固钴基合金中,枝晶间分布大量碳化物,与图8中裂纹穿过致密的枝晶干相比,当缺口平行于凝固方向时,裂纹沿碳化物界面扩展能耗较小,表现为枝晶间优先开裂(图11b).
3.2再结晶对热疲劳性能的影响
一般来说,再结晶的存在将使定向凝固高温合金的性能急剧下降.Xie等[16]研究发现,含有表面再结晶的DZ125L定向凝固镍基高温合金在高温持久过程中,垂直于应力轴的再结晶晶界容易开裂.郑运荣等[27]认为,枝晶干是定向凝固合金的主要承载组织,再结晶层承载能力极低,如果枝晶干被再结晶晶界贯穿,反而成为合金的薄弱区域.本工作研究再结晶对横向样品热疲劳性能的影响时,缺口区域预制了再结晶晶粒,大量晶界穿过枝晶干,破坏了原有的柱晶组织(图6b).冷热循环导致合金热应力周期性变化,裂纹沿再结晶晶界开裂并扩展(图10).然而由图5所示,再结晶现象虽然致使钴基合金热疲劳性能降低,但是再结晶的横向样品裂纹扩展速率低于不含再结晶的纵向样品,由此可见,定向凝固钴基高温合金的再结晶晶界具有一定的承载能力.
与镍基合金不同,钴基合金在热疲劳实验中,由于循环应力作用,合金基体产生大量滑移和位错,Cr 向滑移面和晶界偏析,并与基体中的C反应[28,29],在基体和晶界析出纳米尺寸的二次碳化物M23C6(图10d).再结晶晶界的存在一方面促进二次碳化物M23C6的析出,提高材料的高温持久强度[30].另一方面,晶界具有高溶解性和高扩散性[31,32],再结晶晶界为氧提供了快速扩散通道,氧化导致晶界强度降低,促进热疲劳裂纹扩展.钴基合金中Cr元素在高温下化学性质活泼,会发生氧化反应[22].在本实验中,由于受到晶界裂纹的影响,基体为了补充因氧化而损失的Cr,之前析出的M23C6型碳化物又重新溶解,在裂纹附近出现M23C6型碳化物的贫乏区(图10c).裂纹前沿再结晶晶界上的M23C6在发生分解的同时,与基体界面的结合力降低,发生脱落后留下晶界孔洞(图10d).裂纹通过连接晶界孔洞,降低扩展阻力加速开裂,致使图10中再结晶的横向样品热疲劳性能下降.
本研究中,在含有再结晶的2组样品中,缺口取向平行于定向凝固方向时裂纹扩展速率最高(图7),裂纹扩展形貌(图12b)也与垂直凝固方向时(图10b)明显不同.由此可见,原始显微组织对不同缺口取向再结晶样品热疲劳性能有较大影响.引入局部再结晶之后,合金中的M C和M7C3型初生碳化物通过再结晶晶界相连(图6b和11a),这样会致使某些晶界路径上碳化物密度较高.由于初生碳化物沿枝晶间分布,所以这种晶界路径与凝固方向近似一致.前文所述,合金中碳化物与基体之间的界面强度,会因周期变化的应力应变而降低;与图10d相同,在再结晶晶界氧化开裂的同时,晶界析出的二次碳化物M23C6在应力和氧化的作用下脱落,晶界加速开裂.上述因素的共同作用,依据裂纹扩展能耗最小的原理,最终导致再结晶纵向样品的裂纹优先沿连接枝晶间碳化物的再结晶晶界扩展(图12b),热疲劳
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第4期
性能最低.
综上所述,缺口取向和再结晶引起定向凝固钴基高温合金的热疲劳损伤机制各不相同.不同缺口取向热疲劳性能之间的差异,在于裂纹是否沿枝晶间分布的初生碳化物扩展;含有再结晶2组样品也受缺口方向上初生碳化物分布的影响.然而如图7所示,即使发生再结晶的横向样品的裂纹扩展速率,也低于不含再结晶的纵向样品.由此可见,无论是否发生再结晶,沿缺口方向规则排列的初生碳化物是合金热疲劳性能降低的重要因素.根据以上结果,对于选用定向凝固钴基高温合金作为构件的航空发动机和地面燃气轮机,需要综合考虑受力状态、合金取向、表面再结晶组织以及工作环境的影响;在防止合金表面形成再结晶的同时,避免构件受力方向与柱状晶方向垂直或成较大的角度.
4结论
(1)在冷热循环75cyc内,定向凝固钴基高温合金含再结晶的纵向样品主裂纹扩展长度最长,不含再结晶的纵向样品次之,其后是含再结晶的横向样品,而没有再结晶的横向样品最短.
(2)缺口取向垂直于凝固方向时,合金在应力作用下循环氧化开裂,裂纹垂直于凝固方向扩展,热疲劳性能优异;缺口平行于凝固方向时,热疲劳裂纹沿枝晶间扩展,扩展路径上初生碳化物分布密集.
(3)再结晶降低定向凝固钴基高温合金的热疲劳性能,再结晶晶界氧化开裂,热疲劳过程中晶界析出的M23C6型碳化物氧化脱落后形成孔洞加速裂纹扩展;连接枝晶间碳化物的再结晶晶界成为缺口平行于凝固方向时热疲劳裂纹的优先扩展通道.
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(责任编辑:罗艳芬)
濮晟等:缺口取向和再结晶对一种定向凝固钴基高温合金热疲劳性能的影响
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高温合金成型方法
高温合金成型方法：熔模精密铸造，铸锭冶金（包括挤压、轧制、锻造等）粉末冶金，定向凝固。 高温合金的几种成型方法的工艺路线 粉末冶金 高温合金如TiAl基合金的室温塑性较差，用常规塑性变形的方法加工极为困难。粉末冶金法可以很好的解决这一问题。这种方法以合金或单质粉末为原材料，通常先采用常规塑性加工方法（如模压、冷等静压等）对粉末进行固结成形，在经烧结就可直接获得特定形状的零件，同时实现制件的近终成型，这样就避免了对TiAl基合金的后续加工。同时，相比于铸造合金，采用粉末冶金法所制得的材料组织更为均匀、细小。 目前基于高温合金粉末冶金的具体方法主要有:机械合金化、反应烧结、预合金粉末法、自蔓燃—高温合成、爆炸合成等。这些方法常常两种或多种方法结合在一起使用，难以严格区分。 但是，粉末冶金方法制得的TiAl基合金部通常含有较多的杂质含量（如氧、氮等），并且粉末冶金制得合金组织不致密，内部经常存在孔隙，这些都严重的限制了粉末冶金方法的应用及推广。部分学者采用热锻以及包套挤压方法在一定程度上减少了孔隙率，较大的提高了TiAl基合金的力学性能。在但由于Ti、Al 元素扩散系数差别太大，元素反应扩散距离大，以及柯肯达尔效应的影响，均匀、高致密度的TiAl基合金仍然比较难以获得。因此，在高纯粉末的制备、烧结工艺
的优化、杂质的控制、提高合金的致密度等方面，粉末冶金还有较长的路要走。 铸锭冶金 铸锭冶金是合金熔炼、铸造、锻造和轧制等技术的综合，是目前TiAl 基合金的典型加工工艺。 一般由铸造出来的铸锭，组织都比较粗大，成分由于偏析的存在而不均匀，并且内部也或多或少的存在缩松、缩孔等缺陷。铸锭在进行塑性加工之前，一般要对其进行热等静压，实现对铸锭的均匀化处理。这样可以一定程度上除合金成分的偏析，同时合金铸锭中的微观缩孔或孔洞也能被压实、焊合，这就可以防止铸锭在后续热加工过程中由于微观缩孔与孔洞引起的应力集中或合金的不均匀流变造成的铸锭的变形开裂。对Al>46%(原子)的合金热等静压多选择在1260℃/175MPa 进行。 通过对铸锭的进行热加工，可以破碎粗大的铸态组织，细化晶粒，进一步减小微观缩孔或孔洞的影响，较大幅度的提高TiAl 基合金的力学性能。通常使用的热加工工艺主要有等温锻造、包套锻造、热轧制或热挤压等。 等温锻造区间一般为1065~1175℃，名义应变速率在10-2~10-3/s之间，压缩比为4:1~6:1；在这种工艺条件可保证铸锭有良好的塑性同时又不开裂，所获得的组织中有超过50%的板条组织球化。在锻造过程中增大保压时间、将锻件在锻模内短暂停留或在两步锻造中间进行热处理都可以促进球化。从而细化组织，提高材料的力学性能。 包套锻造可以在锻坯外设置包套，在锻坯与包套材料之间采用隔热材料，使锻件在的一定范围内保持均匀的温度，从而得到细小、均匀的显微组织及良好的锻坯表面质量。包套材料一般采用不锈钢、TC4合金或工业纯钛，目前最好的隔热材料是SiO2纤维网[38]。包套技术与挤压技术结合起来，形成了包套挤压技术，这种技术也能极大程度的优化TiAl 基合金的组织和性能。 目前比较热门的方向是综合利用铸锭冶金的方法，采用轧制的方法制备TiAl 基合金板材，哈尔滨工业大学陈玉勇教授带领的课题组在这方面做了许多功能工作，取得了较大的成果。 离心铸造 离心铸造是指将液态金属浇入旋转的铸型中，使金属液在离心力作用下完成充填和凝固成型的一种铸造方法。为了实现这种工艺过程，必须采用专门的设备—离心铸造机(简称为离心机)，提供使铸型旋转的条件。根据铸型旋转轴在空间位置的不同，常用的离心机分为立式离心铸造机和卧式离心铸造机两种。立式离心铸造的铸型是绕垂直轴旋转的，卧式离心铸造机的铸型是绕水平轴旋转的。 离心铸造可采用多种的铸型，如金属型、砂型、石膏型、石墨型陶瓷型及熔
单晶高温合金与定向凝固的文献综诉
绪论 航空发动机涡轮叶片的运行经验表明，大多数裂纹都是沿着垂直于叶片主应力方向的晶粒间界即横向晶界上产生和发展的。因此消除这种横向晶界，则可大大提高叶片抗裂纹生长能力。定向凝固就是基于这种设想对叶片铸件的凝固过程进行控制，以获得平行干叶片轴向的柱状晶粒组织。柱状晶之间只有纵向晶界而 无横向品界，这就是定向凝固的柱晶叶片，如果采取某些措施，只允许有一个晶粒成长的柱晶，从面消除了一切晶界，这就是单晶叶片。 由于定向凝固技术用于真空熔铸高温合金涡轮叶片，航空发动机的材料和性能有了极大的提高，特别是单晶叶片的性能和使用寿命比普通精铸叶片提高了许多倍，因此自70年代初期，定向凝固高温合金涡轮叶片开始应用以来，世界各先进的军用及民用航空发动机都普遍采用定向凝固或单晶铸造叶片。 1.定向凝固 1.1定向凝固原理 进行定向凝固以得到连续完整的柱状晶组织，必须满足以下两基本条件: (l)在整个凝固过程中，铸件的固一液相界面上的热流应保持单一方向流出，使成长晶体的凝固界面沿一个方向推进; (2)结晶前沿区域内必须维持正向温度梯度，以阻止其他新晶核的形成。 1.1.1定向凝固过程 定向凝固时合金熔液注入壳型，首先同水冷底板相遇，于是靠近板面的那一层合金熔液迅速冷至结晶温度以下而开始结晶，但此时形成的晶粒，其位向是混乱的，各个方向都有。在随后的凝固进行过程中，由于热流是通过已结晶的固体金属合金有方向性地向冷却板散热，且结晶前沿是正向温度梯度，根据立方晶系的金属及合金（Ni、Fe、Co等及其高温合金）在结晶过程中晶体<100>是择优取向，长大速度最快，从而那些具有<100>方向的晶粒择优长大，而将其他方向的晶粒排挤掉。只要上述定向凝固条件保持不变，取向为<100>的柱状晶继续生长，直到整个叶片，如图1-1所示。
镍基高温合金性能
镍基高温合金 镍基高温合金是以镍为基体(含量一般大于50%) 在650～1000℃范围内具有较高的强度和良好的抗氧化、抗燃气腐蚀能力的高温合金。 发展过程 镍基高温合金(以下简称镍基合金)是30年代后期开始研制的。英国于1941年首先生产出镍基合金Nimonic 75(Ni-20Cr-0.4Ti)；为了提高蠕变强度又添加铝，研制出Nimonic 80(Ni-20Cr-2.5Ti-1.3Al)。美国于40年代中期，苏联于40年代后期，中国于50年代中期也研制出镍基合金。镍基合金的发展包括两个方面：合金成分的改进和生产工艺的革新。50年代初，真空熔炼技术的发展，为炼制含高铝和钛的镍基合金创造了条件。初期的镍基合金大都是变形合金。50年代后期，由于涡轮叶片工作温度的提高，要求合金有更高的高温强度，但是合金的强度高了，就难以变形，甚至不能变形，于是采用熔模精密铸造工艺，发展出一系列具有良好高温强度的铸造合金。60年代中期发展出性能更好的定向结晶和单晶高温合金以及粉末冶金高温合金。为了满足舰船和工业燃气轮机的需要，60年代以来还发展出一批抗热腐蚀性能较好、组织稳定的高铬镍基合金。在从40年代初到70年代末大约40年的时间内，镍基合金的工作温度从700℃提高到1100℃，平均每年提高10℃左右。镍基高温合金的发展趋势见图1。
镍基高温合金的发展趋势 成分和性能 镍基合金是高温合金中应用最广、高温强度最高的一类合金。其主要原因，一是镍基合金中可以溶解较多合金元素，且能保持较好的组织稳定性；二是可以形成共格有序的A3B 型金属间化合物γ'[Ni3(Al，Ti)]相作为强化相，使合金得到有效的强化，获得比铁基高温合金和钴基高温合金更高的高温强度；三是含铬的镍基合金具有比铁基高温合金更好的抗氧化和抗燃气腐蚀能力。镍基合金含有十多种元素，其中Cr主要起抗氧化和抗腐蚀作用，其他元素主要起强化作用。根据它们的强化作用方式可分为：固溶强化元素，如钨、钼、钴、铬和钒等；沉淀强化元素，如铝、钛、铌和钽；晶界强化元素，如硼、锆、镁和稀土元素等。 镍基高温合金按强化方式有固溶强化型合金和沉淀强化型合金。 ·固溶强化型合金 具有一定的高温强度，良好的抗氧化，抗热腐蚀，抗冷、热疲劳性能，并有良好的塑性和焊接性等，可用于制造工作温度较高、承受应力不大(每平方毫米几公斤力，见表1)的部件，如燃气轮机的燃烧室。 ·沉淀强化型合金 通常综合采用固溶强化、沉淀强化和晶界强化三种强化方式，因而具有良好的高温蠕变强度、抗疲劳性能、抗氧化和抗热腐蚀性能，可用于制作高温下承受应力较高(每平方毫米十
铸造高温合金发展的回顾与展望
第20卷 第1期2000年3月 航 空 材 料 学 报 JOURNAL OF AERONAUT ICAL M ATERIALS Vol.20,No.1 M arch2000 铸造高温合金发展的回顾与展望 陈荣章1 王罗宝1 李建华2 (1.北京航空材料研究院,北京100095; 2.中国人民大学,北京100872) 摘要:回顾了20世纪40年代以来铸造高温合金发展中的若干重大事件:叶片以铸代锻;真空 熔炼技术;定向凝固及单晶合金;合金成分设计;Ni3Al基铸造高温合金;合金凝固过程数值 模拟;细晶铸造。展望了铸造高温合金21世纪的发展:单晶高温合金仍然是最重要的涡轮叶 片材料;继续靠工艺的发展挖掘合金潜力;发展有希望的替代材料。 关键词:合金发展;铸造高温合金;燃气涡轮叶片 中图分类号:T G24 文献标识码:A 文章编号:1005 5053(2000)01 0055 07 自从20世纪40年代初期第一台航空喷气发动机采用第一个铸造涡轮工作叶片以来,铸造高温合金的发展经历了一段曲折而又辉煌的历程。众所周知,航空发动机的发展与高温合金的发展是齐头并进、密不可分的,前者是后者的主要动力,后者是前者的重要保证。占据着航空发动机中温度最高、应力最复杂的位置的铸造涡轮叶片的合金发展尤其是这样。半个世纪以来,航空发动机涡轮前温度从40年代的730 提高到90年代的1677 ,推重比从大约3提高到10[1],这一巨大进展固然离不开先进的设计思想、精湛的制造工艺以及有效的防护涂层,但是,高性能的铸造高压涡轮叶片合金的应用更是功不可没。40年代以来,标志着铸造高温合金性能水平的在140M Pa/100h条件下的承温能力从750 左右提高到当前的1200 左右(图1),是十分令人鼓舞的巨大成就。在这世纪之初回顾铸造高温合金发展的历程,不能不提到如下几件使人难忘的重大事件。 叶片以铸代锻 1943年,美国GE公司为其J 33航空发动机选用了钴基合金H S 21制作涡轮工作叶片,代替原先用的锻造高温合金H astelloy B。当时为了考核铸造高温合金作为转动件的可靠性,宇航局(NASA)有关部门曾对两种合金叶片同时进行台架试车鉴定。结果表明, HS 21完全可以代替H astelloy B制作涡轮转子叶片,从此开创了使用铸造高温合金工作叶片的历史[2,3]。之后,又谨慎地对X 40,GM R 235等铸造合金进行类似的考核研究,使铸造叶片的应用有所扩大。随着发动机推力的增大,叶片尺寸增大,当时发现叶片的主要失效模式从蠕变断裂转变为疲劳断裂,而铸造叶片由于晶粒粗大且不均匀,疲劳性能远低于锻造合金,加之当时出现了性能较高的沉淀硬化型镍基锻造高温合金,例如Nimonic80A, Udimet500,W aspaloy, 437 , 617等,而且锻造技术有所进步,这就使设计师又把叶片选 收稿日期:1999 09 20 作者简介:陈荣章(1937 ),男,研究员
变形高温合金的特性、分类及用途
科技名词定义 塑性变形 科技名词定义 中文名称：塑性变形 英文名称：plastic deformation 定义：岩体、土体受力产生的、力卸除后不能恢复的那部分变形。 应用学科：水利科技（一级学科）；岩石力学、土力学、岩土工程（二级学科）；土力学（水利）（三级学科） 本内容由全国科学技术名词审定委员会审定公布 塑性变形（Plastic Deformation），的定义是物质-包括流体及固体在一定的条件下，在外力的作用下产生形变，当施加的外力撤除或消失后该物体不能恢复原状的一种物理现象。
目录 介绍 机理 影响 介绍 机理 影响 展开 编辑本段介绍 材料在外力作用下产生而在外力去除后不能恢复的那部分变形 塑性变形 。材料在外力作用下产生应力和应变（即变形）。当应力未超过材料的弹性极限时，产生的变形在外力去除后全部消除，材料恢复原状，这种变形是可逆的弹性变形。当应力超过材料的弹性极限，则产生的变形在外力去除后不能全部恢复，而残留一部分变形，材料不能恢复到原来的形状，这种残留的变形是不可逆的塑性变形。在锻压、轧制、拔制等加工过程中，产生的弹性变形比塑性变形要小得多，通常忽略不计。这类利用塑性变形而使材料成形的加工方法，统称为塑性加工。 编辑本段机理 固态金属是由大量晶粒组成的多晶体，晶粒内的原子按照体心立方、面心立方或紧密六方等方式排列成有规则的空间结构。由于多种原因，晶粒内的原子结构会存在各种缺陷。原
塑性变形 子排列的线性参差称为位错。由于位错的存在,晶体在受力后原子容易沿位错线运动,降低晶体的变形抗力。通过位错运动的传递，原子的排列发生滑移和孪晶（图1）。滑移是一部分晶粒沿原子排列最紧密的平面和方向滑动，很多原子平面的滑移形成滑移带，很多滑移带集合起来就成为可见的变形。孪晶是晶粒一部分相对于一定的晶面沿一定方向相对移动，这个晶面称为孪晶面。原子移动的距离和孪晶面的距离成正比。两个孪晶面之间的原子排列方向改变，形成孪晶带。滑移和孪晶是低温时晶粒内塑性变形的两种基本方式。多晶体的晶粒边界是相邻晶粒原子结构的过渡区。晶粒越细，单位体积中的晶界面积越大，有利于晶间的移动和转动。某些金属在特定的细晶结构条件下，通过晶粒边界变形可以发生高达300～3000％的延伸率而不破裂。 编辑本段影响 金属在室温下的塑性变形，对金属的组织和性能影响很大，常会出现加工硬化、内应力和各向异性等现象。 加工硬化 塑性变形引起位错增殖，位错密度增加，不同方向的位错发 塑性变形力学原理 生交割，位错的运动受到阻碍，使金属产生加工硬化。加工硬化能提高金属的硬度、强度和变形抗力，同时降低塑性，使以后的冷态变形困难。
定向凝固技术及其应用
定向凝固技术及其应用 1.定向凝固理论基础及方法 定向凝固又称定向结晶，是指金属或合金在熔体中定向生长晶体的一种方法。定向凝固技术是在铸型中建立特定方向的温度梯度，使熔融合金沿着热流相反的方向，按要求的结晶取向进行凝固铸造的工艺。它能大幅度地提高高温合金综合性能。定向凝固的目的是为了使铸件获得按一定方向生长的柱状晶或单晶组织。定向凝固铸件的组织分为柱状、单晶和定向共晶3种。要得到定向凝固组织需要满足的条件，首先要在开始凝固的部位形成稳定的凝固壳，凝固壳的形成阻止了该部位的型壁晶粒游离，并为柱状晶提供了生长基础，该条件可通过各种激冷措施达到。其次，要确保凝固壳中的晶粒按既定方向通过择优生长而发展成平行排列的柱状晶组织，同时，为使柱状晶的纵向生长不受限制，并且在其组织中不夹杂有异向晶粒，固液界面前方不应存在生核和晶粒游离现象。这个条件可通过下述措施来满足：（1）严格的单向散热。要使凝固系统始终处于柱状晶生长方向的正温度梯度作用下，并且要绝对阻止侧向散热，以避免界面前方型壁及其附近的生核和长大。（2）要有足够大的液相温度梯度与固液界面向前推进速度比值以使成分过冷限制在允许的范围内。同时要减少熔体的非均质生核能力，这样就能避免界面前方的生核现象，提高熔体的纯净度，减少因氧化和吸氧而形成的杂质污染，对已有的有效衬底则通过高温加热或加入其他元素来改变其组成和结构等方法均有助于减少熔体的非均质生核能力。（3）要避免液态金属的对流。搅拌和振动，从而阻止界面前方的晶粒游离，对晶粒密度大于液态金属的合金，避免自然对流的最好方法就是自下而上地进行单向结晶。当然也可以通过安置固定磁场的方法阻止其单向结晶过程中的对流。从这三个条件我们可以推断，为了实现定向凝固，在工艺技术上必须采取措施避免侧向散热，同时在靠近固液界面的熔体中维持较高的温度梯度。 定向生长理论和它的应用很大程度上取决于先进定向凝固技术。自从Bridgman和Stockbarger在20世纪20年达提出奠定了现代定向凝固和单晶生长技术基础的Bridgman定向凝固技术，定向凝固就被广泛运用于制备各种结构和功能材料。定向凝固技术最大的一个成果之一就是涡轮叶片的生产，这直接促进了高温合金材料设计上的巨大进步。自从这个突破后，一系列的定向凝固技术，比如：快速凝固技术（HRS），液态金属冷却（LMC）等可以提高定向凝固组织都发展起来。如今，定向凝固理论是一种重要的材料制备方法和一种研究凝固现象的有利工具。因此，研究和开发新的定向凝固方法吸引了世界范围内的材料工程师和科学家。 定向凝固方法主要有以下几种： （1）发热剂法。将型壳置于绝热耐火材料箱中，底部安放水冷结晶器。型壳中浇入金属液后，在型壳上部盖以发热剂，使金属液处于高温，建立自下而上的 凝固条件。由于无法调节凝固速率和温度梯度，因此该法只能制备晓得柱状 晶铸件。 （2）功率降低法。铸型加热感应圈分两段，铸件在凝固过程中不移动。当型壳被预热到一定过热度时，向型壳中浇入过热金属液，切断下部电源，上部继续 加热。温度梯度随着凝固距离的增大而不断减少。 （3）快速凝固法。与功率降低法的主要区别是铸型加热器始终加热，在凝固时铸件与加热器之间产生相对移动。另外，在热区底部使用辐射挡板和水冷套。 在挡板附近产生较大的温度梯度。与功率降低法相比，该法可大大缩小凝固
定向凝固技术制取高温合金单晶铸件的思考
定向凝固技术制取高温合金单晶铸件的思考 刘 健,李 理,曾 斌,彭广威Ξ (湘潭大学材料研究中心,湖南湘潭411105) 摘 要:回顾了单晶高温合金的发展历史,结合晶体学知识系统总结与分析了制取高温合金单晶的两种定向凝固技术的原理与晶体竞争生长机制.对两种方法现有工艺的优缺点进行了深入思考与比较,提出了两种制取任何所希望取向理想单晶的新方法,旨在为完善单晶高温合金的制取工艺提供新思路. 关键词:定向凝固;单晶高温合金;择优生长;选晶;籽晶 中图分类号:TG244.3 文献标识码:A 文章编号:1671-119X(2005)02-0049-04 0 引 言 自20世纪80年代初第一代单晶高温合金研制成功之后,单晶高温合金的发展甚为迅速.1988年,美国PW公司推出了工作温度比第一代单晶高温合金PWAl480约高30℃的PWAl484,继之又出现性能水平相当的ReneN5、CMSX—4等单晶高温合金,称为第二代单晶高温合金.时隔不到5年,1993年12月和1994年11月先后公布了两个标志着单晶高温合金的发展进入新阶段的第三代单晶高温合金ReneN6、CMSX—10[1].一代又一代单晶高温合金的相继出现和应用,为航空发动机和地面燃气轮机的性能大幅度提高作出了重大贡献.上个世纪90年代,几乎所有先进航空发动机都采用单晶高温合金.如推重比为10的发动机F119(美)、F120(美)、GE90(美)、E J200(英、德、意、西)、M882(法)、P2000 (俄)等[2].在单晶高温合金的生产和应用蓬勃发展的同时,各国高温合金同行们在单晶高温合金强化机制、凝固理论、环境抗力、合金设计、工艺优化等方面进行了愈加深入的研究,为提高力学性能、工艺性能和环境性能作了巨大的努力.我国从70年代末开始研究单晶高温合金及工艺,北京航空材料研究所、中国科学院金属研究所、冶金部钢铁研究总院、西北工业大学、上海交通大学等单位都对单晶高温合金和工艺进行过卓有成效的研究,研制成功一批单晶高温合金[3-4],井获得初步应用,建立了一套单晶工艺及设备.在单晶高温合金凝固理论、强化机制、取向控制以及数值模拟等方面进行过较深入的研究.但是无论是定向合金还是单晶高温合金,性能水平都还落后于国际先进水平.为此,廖世杰教授于1987年首次提出了若干定量评估定向凝固程度的参数[5],不仅使定向凝固程度有了定量的描述,最重要的是可以更深层次地检验定向凝固是否成功,从而将定向凝固理论向前推进.影响单晶铸件性能的因素主要是合金成分和制取工艺.在合金成分设计方面以日本金属技术研究所提出的新成分设计流程和d电子合金设计法最为成熟[2].制取单晶高温合金以正常凝固法中的定向凝固法应用最为广泛和最有效.固-液界面前沿液相中的温度梯度G L和晶体生长速度R是定向凝固技术的重要工艺参数, G L/R值是控制晶体长大形态的重要判据.因此,如何控制好固-液界面温度场从而获得具有理想晶体形态的单晶是非常重要的.当前很多人对固液界面温度场进行了深入研究,并且建立了大量描述定向凝固固液界面温度变化规律的数学模型.廖世杰等人先后建立了一种能够精确描述一维和二维定向凝固过程中固液界面温度场的理论模型[6-7],并且由此模型推导出了一系列热参数,包括温度梯度G L,凝固速度R,冷却速度V以及界面特征温度T c,这对于实时掌握动态的材料凝固过程从而采取相应措施控制它获得最佳凝固组织是非常有用的.尽管如此,但是综观单晶高温合金定向凝固法的发展历史, 第15卷第2期2005年6月 湖南工程学院学报 Journal of Hunan Institute of Engineering Vo1.15.No.2 J une.2005 Ξ收稿日期:2005-01-02 作者简介:刘 健(1978-),男,硕士研究生,研究方向:定向凝固织构.
高温合金相关
高温合金 高温合金：是指以铁、镍、钴为基，能在600℃以上的高温及一定应力作用下长期工作的一类金属材料。高温合金为单一奥氏体基体组织，且其合金化程度很高,在各种温度下均具有良好的组织稳定性和使用的可靠性。高温合金主要用于固体火箭发动机及燃气轮机的 4 大热端部件，即导向器、涡轮叶片、涡轮盘和燃烧室。就目前使用的高温合金来看，镍基高温合金的使用范围远远大于铁基和钴基高温合。 发展概况：普通锻造---铸造高温合金---定向凝固高温合金---单晶 高温合金----弥散强化高温合金和纤维增强的高温合金。 ODS高温合金： （1）生产工艺：DS 高温合金都是采用ＭＡ技术将超细的氧化物颗粒均匀地分散到合金基体中。含有弥散氧化物颗粒的机械合金化 粉末经固结处理后,便可得到密实的合金材料。 原始粉末-机械和金-装套，除气-封焊-热挤-形变加工-再结晶退火-探伤检测-成品 高温合金熔炼新技术： 高温合金成型方法：熔模精密铸造，铸锭冶金（包括挤压、轧制、锻造等）粉末冶金，定向凝固。
高温合金的几种成型方法的工艺路线 熔模精密铸造 熔模精密铸造也叫失蜡铸造，采用可溶一次性蜡模和一次性陶瓷型壳及陶瓷型芯铸造成型的方法。这种方法非常适合生产尺寸公差小、薄壁、拔模斜度小和表面光洁度大的铸件用该方法生产的铸件尺寸精度高，表面质量好，，经常不需要特殊的处理就能直接装配使用。 基本工艺流程为：将耐火材料和粘结剂配制成粘度适中的浆料，把表面清洁、尺寸精确的蜡模在浆料里浸蘸，撒砂。待其干燥后，重复多次蘸浆、撒砂步骤，每一层浆料的粘度与所撒得砂的粒度都有变化，一般面层为细沙，背层为粗砂；最后一层只挂浆，不撒砂；待型壳充分干燥后，用水蒸汽或热水进行脱蜡，最后进行焙烧，使型壳具有一定强度。浇注铸件前，型壳要预热到一定温度，以保证金属具有较好的流动性；浇注金属液，待铸件凝固后，除壳，清砂，得到所需铸件。其工艺程见图所示。
快速凝固技术
快速凝固技术的研究进展 摘要：快速凝固技术是当材料科学与工程中研究比较活跃的领域之一，目前已成为一种金属材料潜在性能与开发新材料的重要手段。快速凝固技术得到的合金与常规合金有着不同的组织和结构特征，对材料科学和其它学科的理论研究以及开展实际生产应用起了重要的作用。介绍了快速凝固技术的原理和特点、主要方法和在实际中的应用和存在的问题。 关键词：快速凝固技术；合金；应用；存在问题
1 引言 随着对金属凝固技术的重视和深入研究，形成了许多种控制凝固组织的方法，其中快速凝固已成为一种具有挖掘金属材料潜在性能与发展前景的开发新材料的重要手段，同时也成了凝固过程研究的一个特殊领域[1]。过去常规铸造合金之所以会出现晶粒粗大，偏析严重、铸造性能差等缺陷的主要原因是合金凝固时的过冷度和凝固速度很小，这是由于它们凝固时的冷速很小而引起的。要消除铸造合金存在的这些缺陷，突破研制新型合金的障碍，核心是要提高熔体凝固时的过冷度，从而提高凝固速度，因此出现了快速凝固技术。 目前，快速凝固技术作为一种研制新型合金材料的技术已开始研究了合金在凝固时的各种组织形态的变化以及如何控制才能得到符合实际生活、生产要求的合金。着重于大的温度梯度和快的凝固速度的快速凝固技术，正在走向逐步完善的阶段。 2 快速凝固技术 1960年美国的Duwez等用铜辊快淬法，首次使液态合金在大于107K/S的冷却速度下凝固，在Cu—Si合金中发现了无限固溶的连续固溶体；在Ag—Ge合金中出现新的亚稳相；在Au—Si合金中形成非晶结构。在快速冷却所形成的亚稳结晶组织中，出现了一系列前所未见的重要的结构特征，表现出各种各样比常规合金优异的使用性能[2]。此后，快速凝固技术和理论得到迅速发展，成为材料科学与工程研究的一个热点。 快速凝固是指通过对合金熔体的快速冷却(≥104～106 K/s)或非均质形核被遏制，使合金在很大过冷度下，发生高生长速率(≥1～100 cm/s)凝固[3]。通过快速凝固技术获取的粉末和材料会具有特殊的性能和用途。由于它是一种非平衡的凝固过程[4]，详细的说就是凝固过程中的快冷、起始形核过冷度大，生长速率高，促使固液界面偏离平衡，生成亚稳相(非晶、准晶、微晶和纳米晶)，从
一种Ni3Al基单晶高温合金的再结晶动力学及组织变化
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第一章 合金凝固理论
1.解释概念 成份过冷，有效分配系数，宏观偏析 2.杠杆定律的意义及适用条件。 3.两相平衡时，如何确定平衡相的成份，为什么？ 4.根据公切线法则，画出共晶温度时各相自由焓—成份曲线示意图。 5.合金结晶与纯金属有何不同？ 6.铜和镍固态完全互溶，它们的熔点分别是T Cu＝1083℃，T Ni=1452℃,问Ni－10%Cu及 Ni－50%Cu两种合金在浇铸和凝固条件相同的条件下，哪种合金形成柱状晶的倾向大？哪种合金的枝晶偏析严重？为什么？ 7.画图并说明共晶成分的Al-Si合金在快冷条件下得到亚共晶组织α＋（α＋Si）的原因。 8.画出Pb－Sn相图，求： l分析过共晶合金80%Sn的平衡结晶过程（写出反应式）、画出冷却曲线及组织示意图、写出结晶后的室温组织。 l求室温组织中组织组成物的相对重量、共晶组织中的共晶α及共晶β的相对重量。 l求室温组织中组成相的相对重量。 9.填空 l固溶体合金，在铸造条件下，容易产生___偏析，用___ 方法处理可以消除。 l Al－CuAl2共晶属于__ 型共晶，Al-Si共晶属于__型共晶，Pb－Sn共晶属于__型共晶。 l固溶体合金凝固时有效分配系数ke的定义是__。当凝固速率无限缓慢时，ke趋于__； 当凝固速率很大时，则ke趋于__ 。 l K0<1的固溶体合金非平衡凝固的过程中，K0越小，成分偏析越____ , 提纯效果越_____；而K0>1的固溶体合金非平衡凝固的过程中，K0越大，成分偏析越____ , 提纯效果越_____。 l固溶体合金_____ 凝固时成分最均匀，液相完全混合时固溶体成分偏析（宏观偏析）最___ ，液相完全无混合时固溶体成分偏析最____ ，液相部分混合时固溶体成分偏析_________。 10.试说明在正温度梯度下为什么固溶体合金凝固时一般呈树枝状方式长大，而纯金属却 得不到树枝状晶体？ 11.根据所示的Al-Si共晶相图，试分析下列（a,b,c）三个金相组织属什么成分并说明理由。指出细化 此合金铸态组织的可能用途。 12.指出相图错误，并加以改正。
高温合金的基本知识和应用
高温合金的基本知识和应用 一、高温合金是指在600度以上的高温下承受复杂的应力，而能很好发挥它的力 学和化学性能的一种合金。 二、常用的高温合金牌号有GH3030、GH2132、GH3039、GH3044、GH3128、GH4169、 GH4145、GH333 三、化学成分另外附有表格。 四、几种最常用的高温合金的材质和力学性能： GH2132(GH132)时效硬化型铁基合金 产品牌号：GH2132(GH132/IncoloyA-286/S66286) 产品规格：Φ3-350mm 执行标准：ASTM B160,B164,B166,B408,B425,B574,GB14992 1、GH2132钢的特性 该合金是Fe-25Ni-15Cr基高温合金，加入钼、钛、铝、钒及微量硼综合强化。在650℃以下具有高的屈服强度和持久、蠕变强度，并且具有较好的加工塑性和满意的焊接性能。 1.GH2132相近牌号 A-286 P.Q.A286 UNSS666286(美国)、ZbNCT25(法国)、X5NiCrTi26-15、1.4980、 1.4944(德国) 2.GH2132生产执行标准
3.GH2132工艺性能与要求： 1)、该合金具有良好的可锻性能，锻造加热温度1140℃，终锻900℃。 2)、该合金的晶粒度平均尺寸与锻件的变形程度、终锻温度密切相关。 3)、合金具有满意的焊接性能。合金于固溶状态进行焊接，焊后进行时效处理。 4.GH2132 金相组织结构: 该合金在标准热处理状态下，在γ基体上有球关均匀弥散的NI3(Ti,Al）型γ'相以及TiN,TiC,晶界有微量的M3B2，晶界附近可能有少量η相和L相。 2、GH2132 化学成份：（GB/T14992-1994）
高温合金
1.高温合金的定义：高温合金是指以铁、镍、钴为基，能在600℃以上的高温及一定盈利作用下长期工作的一类金属材料。 2.高温合金的命名方法： 变形高温合金以“GH”加4位阿拉伯数字表示。前缀后第一位数字表分类号，1、2表铁基或铁镍基，3、4表镍基，5、6表钴基；1、3、5表固溶强化型合金，2、4、6表时效沉淀型合金。前缀后的第2、3、4位表合金编号。 铸造高温合金以“K”加3位阿拉伯数字表示。前缀后第一位数字表分类号，含义与变形合金相同，第2、3位表合金编号。 粉末高温合金以“FGH”加阿拉伯数字表示。 3.高温合金主要用于四大热端部件：导向器、涡轮叶片、涡轮盘、燃烧室。 4.常见的高温合金基体有哪几种？铁基镍基钴基 5.高温合金的固溶强化机制：固溶度小的合金元素较之固溶度大的合金元素，会产生更强烈的固溶强化作用，但其溶解度小却又限制其加入量。 6.合金元素的固溶强化能力排序：Cr 航空航天镍基高温合金的研究现状 1万艳松2鞠祖强 南昌航空大学航空制造工程学院10032129 万艳松 南昌航空大学航空制造工程学院10032121 鞠祖强 摘要 简单介绍了镍基高温合金的发展历程，综述了近年来镍基高温合金的研究进展，并探讨了镍基高温合金的应用和发展趋势。 关键字：镍基高温合金性能发展现状 1.引言 高温合金是一种能够在600℃以上及一定应力条件下长期工作的金属材料，而镍基高温合金是以镍为基体(含量一般大于50%) 在650～1000℃范围内具有较高的强度和良好的抗氧化、抗燃气腐蚀能力的高温合金。 2.镍基高温合金发展过程 镍基高温合金(以下简称镍基合金)是30年代后期开始研制的。英国于1941年首先生产出镍基合金Nimonic 75(Ni-20Cr-0.4Ti)；为了提高蠕变强度又添加铝，研制出Nimonic 80(Ni-20Cr-2.5Ti-1.3Al)。美国于40年代中期，苏联于40年代后期，中国于50年代中期也研制出镍基合金。镍基合金的发展包括两个方面：合金成分的改进和生产工艺的革新。50年代初，真空熔炼技术的发展，为炼制含高铝和钛的镍基合金创造了条件。初期的镍基合金大都是变形合金。50年代后期，由于涡轮叶片工作温度的提高，要求合金有更高的高温强度，但是合金的强度高了，就难以变形，甚至不能变形，于是采用熔模精密铸造工艺，发展出一系列具有良好高温强度的铸造合金。60年代中期发展出性能更好的定向结晶和单晶高温合金以及粉末冶金高温合金。为了满足舰船和工业燃气轮机的需要，60年代以来还发展出一批抗热腐蚀性能较好、组织稳定的高铬镍基合金。在从40年代初到70年代末大约40年的时间内，镍基合金的工作温度从700℃提高到1100℃，平均每年提高10℃左右。 3.镍基高温合金成分和性能 镍基合金是高温合金中应用最广、高温强度最高的一类合金。其主要原因，一是镍基合金中可以溶解较多合金元素，且能保持较好的组织稳定性；二是可以形成共格有序的A3B型金属间化合物γ'[Ni3(Al，Ti)]相作为强化相，使合金得到有效的强化，获得比铁基高温合金和钴基高温合金更高的高温强度；三是含铬的镍基合金具有比铁基高温合金更好的抗氧化和抗燃气腐蚀能力。镍基合金含有十多种元素，其中Cr 主要起抗氧化和抗腐蚀作用，其他元素主要起强化作用。根据它们的强化作用方式可分为：固溶强化元素，如钨、钼、钴、铬和钒等；沉淀强化元素，如铝、钛、铌和钽；晶界强化元素，如硼、锆、镁和稀土元素等。高温合金的研究现状