李伟[1]2003年在《新型高性能涡轮盘合金GH742的探索研究》文中研究表明本文就GH742合金从冶炼工艺到最终力学性能做了比较全面的研究，主要内容包括GH742合金化学成分及铸锭和锻件组织、合金铸锭成分偏析、初熔点及均匀化工艺、合金铸锭和锻件的热加工工艺塑性、均匀化对合金铸锭工艺塑性的影响、合金铸锭工艺塑性改善方法及其机理、合金再结晶规律、合金最终热处理制度及其力学性能等几个方面。采用真空感应和真空自耗双联工艺可得到成分符合国内外相应标准要求的GH742合金，GH742合金铸锭存在一定程度的枝晶偏析，Nb的偏析程度最大，偏析系数为1.714，铸锭初熔点为1180℃～1200℃，GH742合金铸锭的合理均匀化制度为1160℃×16h。γ′相的回溶温度为1100℃左右，均匀化后在γ′相析出温度范围内采用缓冷处理工艺(1160℃(?)1100℃(?)1050℃(?)室温)，最终得到聚集长大尺寸为2μm～4μm的大尺寸γ′相。由Gleeble试验可以看出，均匀化对GH742合金铸锭塑性略有改善，缓冷得到的大尺寸γ′相可改善合金变形塑性，使合金变形更加均匀，热加工温度范围变宽，允许变形的程度变大。从变形后的动态再结晶程度和固溶后的晶粒大小来看，γ′相提高了动态再结晶温度，固溶过程中又阻碍了晶粒的长大，使最终晶粒度细化。GH742合金锻件显示出良好的塑性，在1000℃～1100℃之间最大变形量可达70％，较快的变形速率可以促进动态再结晶。锻态组织在1100℃左右变形速率为1s~(-1)变形50％～70％时可以获得良好的再结晶组织，固溶处理后晶粒度为ASTM NO.5～ASTM NO.8级左右。本论文比较了两种热处理制度：(1)1080℃×8h，空冷+780℃×16h，空冷，(2)1100℃×8h，空冷+850℃×6h，空冷+780℃×13h，空冷，研究了热处理制度对组织和力学性能的影响，结果表明热处理制度(1)晶粒较细，γ′相数量较多，尺寸较小，室温强度比热处理制度(2)较高，热处理制度(1)650℃持久性能较好，热处理制度(2)750℃持久性能时较好，高温拉伸和蠕变性能进一步表明热处理制度(2)具有良好的高温力学性能，热处理制度(1)在较低温度下使用时有良好的强度。
姚力强[2]2008年在《大规格GH742涡轮盘的新型制造技术》文中指出随着我国航空工业的发展,难变形高温合金GH742涡轮盘的需求将越来越大,但该合金本身为改进的俄罗斯牌号,同时又受到军工保密等条件限制,所以该合金涡轮盘的研究在国内还处于摸索阶段。为了满足多项国家重点项目的要求,作者首先对高温合金GH742的组织和性能进行表征,然后立足于宝钢特殊钢分公司现有工艺装备,改变国外大型挤压开坯等工艺,探索了真空感应加真空自耗双联冶炼工艺,钢锭均匀化,特殊保温快锻开坯以及超塑性热模锻的制造生产工艺,成功试制出了φ450mm的涡轮盘,并达到俄罗斯涡轮盘产品的水平,开创了国内该合金涡轮盘件生产的先河,它对我国先进发动机涡轮盘材料国产化以及大规模工业化生产的实现具有重要意义。
缪竹骏[3]2011年在《IN718系列高温合金凝固偏析及均匀化处理工艺研究》文中提出IN718高温合金在-253℃~650℃之间具有高的抗拉强度、屈服强度、持久强度和塑性,同时具有良好的抗腐蚀、抗辐照、热加工及焊接性能,因而成为航空、航天、核能、石油领域大量应用的关键材料。但是合金中较高的Nb含量使得合金凝固过程复杂,铸态组织偏析严重,给后续热加工和热处理的进行带来相当大的难度。本文利用共聚焦激光扫描显微镜动态原位地观察IN718合金的凝固过程,特别关注冷却速率和熔体处理对合金凝固过程和凝固组织的影响,为进一步掌握IN718合金的凝固偏析行为提供数据基础。均匀化处理是消除微观凝固偏析,获得均匀成分和组织,改善合金热加工性能的关键工艺。本文系统表征了二阶段均匀化处理过程中合金组织演化及元素扩散行为,这有助于生产企业全面掌握均匀化工艺,确保长时间的高温均匀化处理达到应有效果。另外,大量研究表明磷硼复合添加能显着提高IN718合金的使用温度,为开发磷硼微合金强化IN718改型合金提供了可能。因此,研究磷硼复合添加对IN718合金凝固过程、偏析行为及均匀化工艺的影响显得尤为重要,深入地、多侧面地了解磷硼复合添加的作用既有工程意义又有学术价值。为此,本研究采用真空熔炼母合金方法制备了3种不同磷硼含量的IN718合金。动态原位观察结果表明按照γ固溶体生长速率大小IN718合金凝固过程可以分为3个阶段。经统计液相分数(fL)与温度(T)之间的关系满足Avrami方程。在凝固中期观察到MC碳化物在枝晶间区域析出的过程。同时,在凝固后期观察到处于枝晶间区域的剩余液体长期不凝;经Scheil公式计算,大量Nb、Mo原子富集在残余液相中,导致剩余液体熔点不断降低,与原位观察结果相吻合。随着冷却速度的增加,IN718合金的二次枝晶间距逐渐减小,碳化物形貌由汉字长条状向小块状转变,且析出更为弥散,尺寸也随之减小。Laves相形貌尺寸并非和冷却速度呈单调关系,在5℃/min、100℃/min和200℃/min凝固组织中发现块状Laves相,而在冷速值介于之间的30℃/min样品中发现共晶状Laves相;且共晶状Laves相中Nb和Mo元素的含量均较块状Laves相中低。运用Clyne-Kurz公式计算5℃/min、30℃/min和100℃/min下Nb元素在剩余液相中的含量后发现,30℃/min时Nb在液相中的最终偏聚量最低,这可能是导致其出现共晶状Laves相的原因。动态原位观察结果还表明熔体处理可以有效地细化枝晶,使得二次枝晶间距减小,经组织表征MC碳化物尺寸显着降低,分布更弥散。经1600℃熔体处理后,过冷度显着增加,过冷度的提高是熔体处理细化二次枝晶间距的原因之一。对φ406 IN718合金工业铸锭的均匀化处理研究结果表明,其初熔温度介于1170℃~1180℃之间。当第一阶段均匀化温度为1140℃时,完全回溶Laves相需要40 h,同时部分条状MC碳化物断开并发生球化。均匀化过程中残余Laves相体积百分数(R)与温度(T,℃)、时间(t, h)的关系可以表示为如下关系式:利用‘Tag’法析出δ相来表征第二阶段均匀化过程中Nb元素的扩散行为。结果表明,随着均匀化的进行,δ相析出密度逐渐降低,δ相尺寸减小且形貌由棒状向颗粒状转变。经过两阶段均匀化处理后,从δ相区域平均成分、δ相尺寸及δ相分布形貌等多方面可以判断,IN718合金的均匀化程度得到显着改善。磷硼复合添加显着增大Laves相尺寸,促进Laves相由共晶状向块状转变,加剧Nb、Ti元素在枝晶间区域的富集,进而促进δ相及γ″相的析出。P、B在基体γ固溶体中的溶解度很低,不断在残余液相中富集;在凝固最后阶段,P偏聚在Laves相中,B与Nb、Mo共同偏聚,显着降低合金终凝温度与初熔温度。采用CLSM动态原位地观察了磷硼复合添加的IN718合金的初熔过程,结合组织表征及DSC分析,其凝固顺序为:L→L+γ→L+γ+ MC→L+γ+ MC+ Laves→γ+ MC+ Laves+ M_3B_2。采用金相法测得的初熔范围与DSC结果吻合较好,磷硼复合添加导致IN718改型合金初熔温度下降约50℃,其第一阶段均匀化处理温度宜选择在1120℃。借助于计算残余偏析系数得到了磷硼复合添加后Nb元素扩散系数的变化情况,结果表明P、B降低Nb元素的扩散系数,使得IN718改型合金的均匀化处理时间相应延长。在直接时效态样品中观察到晶界处存在颗粒状δ相,同时在固溶时效态样品中发现长棒状、短棒状、长针状δ相的存在,根据以上4种形态推测出长棒状δ相在晶界析出及短棒状δ相由晶界向晶内生长的模型。相同时效条件下,固溶时效态样品显微硬度值小于直接时效态样品。相同时效时间下,720℃时效样品显微硬度值明显大于620℃时效样品。720℃时效过程中,析出大量γ″相;620℃时效过程中,析出γ′相及少量γ″相。
杜金辉, 赵光普, 邓群, 吕旭东, 张北江[4]2016年在《中国变形高温合金研制进展》文中认为概述了近10年来我国变形高温合金的研制情况。介绍了航空发动机用涡轮盘材料718Plus,GH4720Li,GH4065合金的特点,燃烧室用GH3230合金以及燃气轮机用GH4706合金的研制进展。并对变形高温合金热加工新技术进行了总结,包括针对易偏析材料开发的ERS-CDS新工艺,改善变形高温合金棒材组织的反复镦拔工艺,提升高性能难变形高温合金热塑性的缓冷处理和热机械循环处理技术。最后,展望了我国变形高温合金产业的未来。
张永忠, 石力开[5]2010年在《梯度复合材料激光熔化沉积成形的研究进展》文中研究指明高性能梯度复合材料是为克服现有单一均质材料无法满足某些特殊性能要求或为充分发挥不同材料的性能潜力而发展的一类新型复合材料,其显着特征是材料的组分、结构及物性参数根据需要呈连续或梯度变化。激光熔化沉积成形技术采用逐点连续添加材料成形,赋予了该技术在材料组成、凝固组织、外形尺寸等控制上的极大柔性,是未来发展集材料设计、制备、成形及组织性能控制于一体的材料智能制备与成形技术的重要方向。着重介绍采用激光熔化沉积成形技术制备镍系、钛系梯度复合材料方面取得的最新研究进展,通过分析存在的问题和面临的挑战,指出了未来工作的主要方向。
舒琴[6]2013年在《喷射成形FGH4095热处理和热变形行为研究》文中认为镍基粉末高温合金4095(FGH4095)作为航空发动机涡轮盘的首选材料之一,为了提高其性能、节约成本,喷射成形技术制备粉末高温合金工艺及其微观组织演变过程成为了研究的热点,本论文分析喷射成形FGH4095粉末高温合金的组织特征并研究其热处理和热变形行为。试样的热处理为真空热处理,热变形处理在Gleeble-1500热模拟机上完成。用光学显微镜、SEM、Image-Pro Plus专业图像分析软件系统分析喷射成形FGH4095热处理和热变形的微观组织,并建立喷射成形FGH4095的本构模型和热加工图,主要结论如下：(1)喷射成形FGH4095的组织为基体相γ和增强相γ’,γ’相约占50%,同时有少量的碳化物。γ’相和碳化物分布在晶界和晶内,γ’形貌为花朵状、颗粒状,碳化物形貌为无规则块状,过喷粉与晶粒尺寸的相关性较好。(2)沉积态氧含量为20ppm,氮含量为200ppm,平均致密度为98%。(3)固溶处理后合金中一次相随着固溶处理温度的升高(1120℃-1160℃)溶解量增加,1160℃时,仅有少量未溶解,固溶处理过程中溶解析出的γ’尺寸也随着固溶处理温度的升高尺寸增大(25nm～70nm)。时效处理后,合金中又析出少量γ’,此时γ’尺寸为20nm～86nm。(4)热变形应力-应变曲线包括加工硬化、回复、再结晶、稳态四个阶段。流变应力的主要影响因素是变形温度和应变速率,变形温度升高、应变速率减小都将降低流变应力。试样热压缩变形后各区域的变形程度不同,分为不变形区、难变形区、微变形区、大变形区四个区域。合金在低变形温度、低应变速率下发生动态回复,动态再结晶形成晶粒的变形温度为1140℃,1140℃、10s-1的条件下试样中大部分区域已形成再结晶晶粒。(5)运用线性回归推导喷射成形FGH4095的热变形峰值应力模型方程,并验证了模型的准确性,可为后期合金的热变形工艺提供理论基础。(6)基于实验数据和动态材料模型建立喷射成形FGH4095的热加工图,结果显示合金的最佳加工区域为变形温度高于1100℃、应变速率高于0.02s-1的区域内。
王斯堃[7]2014年在《GH4742合金长期时效过程中组织演化行为研究》文中提出GH4742合金是用于制造燃气轮机和航空发动机涡轮盘部件的一种镍基沉淀强化高温合金材料。涡轮盘在高温、复杂应力及燃气腐蚀条件下长时间服役,其组织稳定性成为涡轮盘选材和确定使用温度范围的重要依据。本文采用SEM和TEM观察了GH4742合金650℃和750℃时效至5000h的组织演化行为。对析出相进行了选区衍射,能谱分析及相分析,确定GH4742合金主要析出相为,相,此外有MC、M23C6型碳化物。测定了γ'相的有效粒径和体积分数,并表征了GH4742合金硬度随长期时效时间的变化规律。研究发现,GH4742合金标准热处理状态出现了大尺寸界面不规则的块状γ'相、花瓣状(类枝晶状)γ'相和球状γ'相叁种形态和尺寸范围的γ相。这是GH4742合金大尺寸盘件整体在锻造及其空冷、固溶处理及其空冷和低温时效过程中形成的一种特殊组织。GH4742合金锻造及其冷却过程、固溶处理后冷却过程中发生的γ'相分裂、不稳定生长及自分解现象,均属γ'相的失稳形态。研究表明,GH4742合金650℃时效100h时,由于球形γ相补充析出导致合金硬度增至最高点；时效100h～5000h过程中,γ'相和MC型碳化物尺寸未见明显变化,γ'相和碳化物数量基本恒定。材料可以在650℃长期服役。研究表明,GH4742合金750℃时效100h后,部分小尺寸球状γ'相回溶,另一部分大尺寸球状γ'相粗化并演变成方块形,起到了强化作用,硬度有所提高；时效1000h后,球状γ'相几乎全部回溶到基体,方块形γ'相进一步粗化。时效5000h后,花瓣状(类枝晶状)γ'相叶瓣消失转变为椭球体；碳化物接近退化。此间,合金硬度持续降低。可见,GH4742合金在750℃长期服役受到一定限制。研究发现,GH4742合金750℃长期时效过程中,γ相除了遵循Ostwald熟化机制发生尺寸的变化,还由于界面能与弹性交互作用能的影响发生形貌变化。
康福伟[8]2007年在《喷射成形GH742y合金热变形行为及时效特性》文中指出本文利用喷射成形技术制备了GH742y高温合金沉积锭,并对其进行了热等静压(Hot Isostatic Pressed-HIP)致密化处理(以下简称喷射成形合金)。采用热压缩实验研究了喷射成形合金的变形能力和变形行为,建立了材料本构方程、激活能图及热加工图,确定了其最佳热加工参数范围,并对其进行了锻造加工。利用扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)研究了喷射成形GH742y合金变形过程中组织演变特点,揭示了其变形特性机制;利用电阻率和正电子湮没技术研究了锻造后的喷射成形GH742y合金时效特性,建立了该状态下合金γ′相长大动力学方程,确定了其合理的热处理工艺;最后测试并分析了热处理后的喷射成形GH742y合金室温和高温力学性能。在研究过程中利用铸造+HIP GH742y合金(以下简称铸造合金)进行了某些对比研究。喷射成形和铸造合金的热变形实验结果表明,在实验条件内,两种状态合金的真应力-真应变曲线变化趋势基本相同,即随着温度降低或应变速率升高,峰值应力增加。在1050℃时,铸造合金应力上升到峰值后突然降低,应变速率越高此现象越明显。喷射成形合金的变形能力远远优于铸造合金的变形能力,在1140℃,1.0~10s-1条件下变形,喷射成形合金最大变形量可达80%,而铸造合金在1140℃,0.01s-1变形条件下的最大变形量仅为35%;实验还发现,喷射成形合金的变形能力随应变速率升高而增加,铸造合金的则与之相反。利用真应力-真应变曲线数据建立了喷射成形GH742y合金的本构方程。结果表明,形式为ln Z = 72+0.018σP的指数函数本构方程不适合描述合金的流变形为,而形式为sinh (0 .0031σp ) = exp(0 .23lnε& +25695T?18.34)的双曲正弦函数本构方程比较合适,经验算该方程与实验结果吻合较好。利用热变形实验数据建立了喷射成形合金变形激活能图和热加工图,该图为制订合理的热加工工艺提供了理论依据。在变形温度1110~1140℃,应变速率1.0~10s-1条件下,激活能图中存在一个小平台区;而此条件也是热加工图中的稳态变形区,且能量耗散率具有较大值,在该区域变形合金具有较好的变形能力,初步确定该变形条件为合金的热加工条件;变形温度1050~1108℃,应变速率0.01~0.1s-1的条件为热加工图中的流变失稳区,合金在此条件下变形试样开裂,应避免在此区域变形。对变形后的喷射成形GH742y合金微观组织观察表明,合金在变形过程中发生的动态再结晶(DRX)组织随变形温度、应变速率的升高以及压下量增加从部分再结晶逐步发展为完全再结晶。高应变速率下的变形温度升高、孪生变形、亚晶内部的位错运动以及空位浓度的增加,都促进再结晶程度的增加,从而喷射成形合金的变形能力随应变速率或变形温度的升高而增强。铸造合金的DRX组织则与之相反,随应变速率升高,DRX程度小且不均匀,合金变形能力变差。喷射成形GH742y合金的峰时效时间(8小时)比铸造合金的锋时效时间(12~16小时)明显缩短,而峰时效硬度值(514.33HV)则高于铸造合金的峰时效硬度值(508.61HV)。计算表明喷射成形合金固溶度(4.668%)比铸造合金固溶度(4.588%)高,而前者空位迁移能(0.165eV)却比后者(1.12eV)低;喷射成形合金的空位浓度、位错密度均比铸造合金的高。这些是喷射成形合金在时效过程中呈现时效加速特征,表现为锋时效时间缩短的主要原因。喷射成形高温合金短期时效过程γ′相长大规律很好地符合LSW熟化理论,即满足r 3∝t的关系。通过计算求得γ′相扩散激活能为133.9kJ/mol,从而得到γ′相长大动力学方程为:从固溶和时效的研究结果确定了两种热处理工艺,HT1:1140℃(6h)+850℃(6h)+空冷(AC),HT2:1140℃(6h)+850℃(6h)+780℃(8h)+AC。喷射成形合金经上述两种热处理后由于一次γ′相、二次和三次γ′相的配合,室温拉伸、高温拉伸及高温持久性能均优于传统铸锻GH742y合金经标准热处理后的性能,其中以HT2处理后的合金性能更好;拉伸断口分析表明断裂机制以韧窝聚集型断裂为主。
李荣德, 刘敬福[9]2009年在《喷射成形技术国内外发展与应用概况》文中研究指明喷射成形将金属熔体雾化和雾化液滴沉积合为一体,可直接由液态金属制备具有快速凝固组织特征的大块金属坯体。介绍了喷射成形技术的原理、特点、工艺改进及在不同材料中的研究及应用情况,综合评述了喷射成形技术在国内外的产业化现状,探讨了喷射成形技术的几个重要应用发展方向。
汪存龙[10]2012年在《精密喷射成形HM1钢组织与性能研究》文中指出精密喷射成形是一种典型的短流程制备高致密度材料的方法,可实现工、模具的快速成形,属于快速凝固技术的一种。本论文在自行研制的20kg级精密喷射成形快速制模设备上,对制备高致密度HM1热作模具钢进行研究。采用金相、X射线衍射、扫描电镜及能谱分析等方法对铸态和喷射态HM1热作模具钢及其热处理后的微观组织、物相、元素分布等进行了分析,并对其力学性能和摩擦学性能进行了研究。主要研究内容和结果如下：首先,对喷射态HM1钢组织和性能进行了研究,并与铸态进行了对比。结果表明,铸态HM1钢组织为粗大的枝状晶,晶粒尺寸150～200μm,晶界处为粗大连续的网状碳化物组织；而喷射态HM1钢为细小的等轴晶组织,晶粒尺寸20～50μm,晶界处弥散分布少量细小的先共析碳化物相；这表明采用喷射成形,可有效消除元素偏析和网状碳化物组织。X射线衍射定量分析表明,喷射态和铸态材料的物相均以马氏体和残余奥氏体为主,残余奥氏体相对体积分数分别为14%和8%。铸态材料硬度为HRC46～48,而喷射沉积坯材料硬度稍低为HRC44～47,主要是因为铸态材料中存在粗大的高硬度碳化物所致。压缩实验表明,喷射态和铸态HM1钢的断裂压缩率均在30%～40%,而断裂强度分别为2770MPa和2546MPa。喷射沉积过喷粉末的分析研究表明,过喷粉末粒径质量分布呈高斯状,当雾化压力在0.6MPa左右时,粒径在200微米以下过喷粉占总量的累积质量的60%以上；过喷粉的微观结构为细小的等轴晶组织,通过测量不同粒径粉末的平均二次枝晶间距,并经回归计算得到不同粒径过喷粉末的凝固速率,结果表明雾化过程中大多数的雾化液滴凝固速率在103K/s以上。然后,对铸态和喷射态材料,经回火处理后的组织和性能进行了研究。经2小时,分别在440℃.480℃.520℃.560℃.600℃及640℃下进行回火处理,结果表明,材料硬度随着回火温度的提高而升高,至520℃时,达到峰值,其中喷射态硬度达HRC52～54,而铸态为HRC50～51；随后,随着回火温度的继续上升,硬度逐渐下降。但在600℃时喷射态材料仍能保持较高硬度,材料的回火稳定性提高。主要是由于喷射成形过程,较快的冷却速率,使得合金元素在沉积坯中均匀分布；后续的高温回火时合金元素与碳的扩散产生二次硬化效应,在沉积坯中形成比铸态组织更细小、弥散的合金碳化物相,使其硬度高于传统铸态。证明喷射态HM1钢回火后具有比铸态材料更优良的热处理性能,材料的高温耐热性提高。最后,对铸态和喷射态HM1钢滑动干摩擦性能进行了研究。表明,以GCrl5钢球为对磨材料时,喷射态和铸态HM1钢在轻载时磨损方式均为粘着磨损,随着载荷的增大材料开始部分地呈现磨粒磨损形貌特征。铸态和喷射沉积态材料摩擦系数均随外加载荷的增大而增大,进入稳态磨损后铸态材料的摩擦因数比喷射态的摩擦因数稍高。同样实验条件下,喷射态材料磨损量低于铸态材料而喷射态材料经回火后磨损量可大幅度降低,100N重载时,喷射态磨损量较之于铸态减少了34%,而经过回火后的沉积态HM1钢磨损量更比未回火时降低了21%。回火提高耐磨性的机理是依靠高温阶段析出的碳化物,尤其是高硬度的MC型碳化物,其在基体中均匀弥散分布形成硬质点阻碍材料被磨损。
参考文献：
[1]. 新型高性能涡轮盘合金GH742的探索研究[D]. 李伟. 北京航空材料研究院. 2003
[2]. 大规格GH742涡轮盘的新型制造技术[D]. 姚力强. 上海交通大学. 2008
[3]. IN718系列高温合金凝固偏析及均匀化处理工艺研究[D]. 缪竹骏. 上海交通大学. 2011
[4]. 中国变形高温合金研制进展[J]. 杜金辉, 赵光普, 邓群, 吕旭东, 张北江. 航空材料学报. 2016
[5]. 梯度复合材料激光熔化沉积成形的研究进展[J]. 张永忠, 石力开. 中国材料进展. 2010
[6]. 喷射成形FGH4095热处理和热变形行为研究[D]. 舒琴. 西南交通大学. 2013
[7]. GH4742合金长期时效过程中组织演化行为研究[D]. 王斯堃. 东北大学. 2014
[8]. 喷射成形GH742y合金热变形行为及时效特性[D]. 康福伟. 哈尔滨工业大学. 2007
[9]. 喷射成形技术国内外发展与应用概况[J]. 李荣德, 刘敬福. 铸造. 2009
[10]. 精密喷射成形HM1钢组织与性能研究[D]. 汪存龙. 广东工业大学. 2012
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