涡轮盘材料的研究Word文档格式.docx
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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）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X塑性和持久塑性,因为抗X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,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X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X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。
2.112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X围内,原子排列不正常了。
层错的宽窄和出现的多寡,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。
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,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<
1,合金中将形成NiZAIiT（a相）或NIAI和Ni（AI,iT）（刀相）。
这些相的点阵常数与基体相差太大,容易失掉共格,强化作用大为下降自1,“6,27〕。
在含镍26%左右的铁基合金中,钦铝比以2。
5左右为最稳定〔1`,28〕,但当合金中的镍含量进一步提高后,这个比流的作用就无关重要了,如工ncly901中的镍含量为40%,钦铝比尽管较A一286还大,可以长期使用而不出现叮一Ni3iT。
但是,含铝大低的铁基合金的高温稳定性较差,容易发生卜Ni3Ti的转变,所以这类合金不宜在高温（>
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,X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X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。
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:
<
05,钦为1:
1,铝为1:
24,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In。
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级后,可使周期疲劳寿命成数量级的提高,如表5〔52〕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X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
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