高溫合金教材重點(diǎn)

1、合金元素原子序數(shù)族原子量主要化合價(jià)晶格類型合金性能其它特點(diǎn)鎳Ni28VIII A58.71+2、+3、+4FCC近似銀白色、硬而有延展性并具有鐵磁性的金屬元素，它能夠高度磨光和抗腐蝕能擴(kuò)大奧氏體區(qū)域鈷Co27VIII A58.933+2、+3HCPFCC熔點(diǎn)高、持久斷裂曲線比較平緩。優(yōu)異的抗熱腐蝕性能和冷熱疲勞性能，良好焊接性。降低基體的堆垛層錯(cuò)能。鈷加到鎳基，降低Ti和Al的溶解度鐵Fe26VIII A55.845+2、+3BCCFCCBCC純鐵具有銀白色金屬光澤；有良好的延展性、導(dǎo)電、導(dǎo)熱性能加入鈷基合金中，可擴(kuò)大奧氏體區(qū)鉻Cr24VI A51.996+2、+3BCC銀白色金屬，質(zhì)極硬，耐

2、腐蝕鉻具有很高的耐腐蝕性，在空氣中，即便是在赤熱的狀態(tài)下，氧化也很慢。不溶于水Cr十分之一進(jìn)入相，還有少量碳化物，大部分溶于固溶體。C與活潑的難熔金屬Ti、Ta、Hf、Nb生成MC化物。鉬Mo42VI B95.94+2、+4、+6銀白色金屬，硬而堅(jiān)韌。Mo明顯增大Ni固溶體晶格常數(shù)，并使屈服強(qiáng)度明顯在增大由于Mo的加入，使合金形成大量的M6C碳化物，這些碳化物細(xì)小彌散。同時(shí)也進(jìn)入相，改變基體與的晶格錯(cuò)配度。Mo還能細(xì)化奧氏體晶粒。鈮Nb41V B92.906+2、+3、+4、+5灰白色金屬。鈮原子半徑比鐵、鉬大。Nb主要溶于相，在相通常只占加入量的10%左右。Nb還能降低固溶體的平均晶粒尺寸，

3、但過多的Nb會(huì)引起Laves相的析出鉭Ta73V B180.947鉭的質(zhì)地十分堅(jiān)硬，鉭富有延展性，可以拉成細(xì)絲式制薄箔。其熱膨脹系數(shù)很小。鉭有非常出色的化學(xué)性質(zhì)，具有極高的抗腐蝕性鉭在鎳基高溫合金中約80%進(jìn)入相，增強(qiáng)相的效果，約10%至15%形成富Ta的碳化物，只有5%至10%左右進(jìn)入相。Ta也降低固溶體的堆垛層錯(cuò)能。鎢W74VI B183.84+2、+3、+4、+5鋼灰色或銀白色，硬度高，熔點(diǎn)高，常溫下不受空氣侵蝕明顯降低基體層錯(cuò)能，層錯(cuò)能降低有效的改善高溫合金的蠕變性能。進(jìn)入相改變和的晶格常數(shù)及錯(cuò)配度錸Re75VII B186.207+3、+4、+6、+7六角密集外表與鉑同，純錸質(zhì)軟，有

4、良好的機(jī)械性能錸原子進(jìn)入固溶體，降低其他合金元素的擴(kuò)散速率，阻止相長(zhǎng)大，細(xì)化相尺寸，而且提高錯(cuò)配度。但進(jìn)入TCP相對(duì)組織不利，加入過多偏析嚴(yán)重。釩V23V B50.941BCC有延展性，質(zhì)堅(jiān)硬，無(wú)磁性。具有耐鹽酸和硫酸的本領(lǐng)。主要分布在奧氏體約占70%至80%，其次分布相約占14%至29%，在微量相分布很少，僅占2%至6%。釩對(duì)合金晶粒有細(xì)化作用。釕Ru44VIII101.07硬質(zhì)的白色金屬、化學(xué)性質(zhì)很穩(wěn)定。主要溶于相中，使合金具有較大的負(fù)錯(cuò)配度，增加了單晶合金形成筏排組織的傾向。注意：1、 M和Mo是非常有效的固溶強(qiáng)化元素，W在和相各占一半，W既強(qiáng)化也強(qiáng)化相，而Mo主要溶解于相，對(duì)固溶強(qiáng)化起

5、主要作用。2、 Nb和Ta主要溶解于相，對(duì)固溶強(qiáng)化也起主要作用。3、 Re原子在基體中易形成短程有序原子團(tuán)，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。4、 V對(duì)變形鎳基高溫合金的熱加工塑性有明顯提高，少量V使鐵基高溫合金消除缺口敏感性。5、 Ru是一種有效的固溶強(qiáng)化元素，可抑制TCP相，明顯改善高溫蠕變強(qiáng)度。第4章 合金高溫的沉淀強(qiáng)化及合金元素的作用4.1 沉淀強(qiáng)化機(jī)理4.1.1共格應(yīng)變強(qiáng)化機(jī)制1. 晶格常數(shù)相差越大（即點(diǎn)陣錯(cuò)配度）愈大，相周圍應(yīng)力場(chǎng)越強(qiáng)，造成的效果越顯著。2. 凡是能夠提高相晶格常數(shù)的合金元素：如Nb、Ti和Ta等，都增加相周圍的宮格相變，起顯著強(qiáng)化作用。凡是大部分能進(jìn)入奧氏體的合金元素：如Mo、Fe和

6、Cr等固溶強(qiáng)化元素，都能提高奧氏體的晶格常數(shù)，從而降低和相的共格應(yīng)變。相為體心立方結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)更大。造成/及/相點(diǎn)陣錯(cuò)配度大大增加。3. 錯(cuò)配度太大的合金，在高溫下相變得很不穩(wěn)定，容易聚焦長(zhǎng)大，而松弛彈性應(yīng)力。錯(cuò)配度小的合金，相在高溫穩(wěn)定，因而對(duì)抗蠕變性能特別有利，通常表現(xiàn)為錯(cuò)配度越小，高溫抗蠕變性能越好。4.1.2 Orowan繞過機(jī)制在高溫合金奧氏體基體內(nèi)彌散分布的沉淀相顆粒，當(dāng)這些顆粒比基體硬，強(qiáng)度比基體高，顆粒間距較大或者是與基體沒有共格關(guān)系的外加彌散質(zhì)點(diǎn)時(shí)，運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)不能切割這些質(zhì)點(diǎn)，而只能通過繞過方式越過這些障礙。4.1.3位錯(cuò)切割有序顆粒機(jī)制當(dāng)高溫合金基體中沉淀相硬度較硬，強(qiáng)度不

7、高，且與基體共格，具有公共的滑移面。且博格斯矢量相差很少或者基體中的全位錯(cuò)是沉淀相的半位錯(cuò)時(shí)，運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)以切割相形式越過障礙。位錯(cuò)切割相的所有理論，都與有序相相反相籌界能有關(guān)，通常是反相籌界（APB）能高者合金的屈服強(qiáng)度高。4.1.4 位錯(cuò)攀移機(jī)制當(dāng)施加應(yīng)力較低時(shí)，不足以開動(dòng)位錯(cuò)切割機(jī)制或者Orowan繞過機(jī)制時(shí)，蠕變變形只能借助于位錯(cuò)以熱激活攀移方式越過強(qiáng)化粒子。沉淀相顆粒越大，間距越小，穩(wěn)態(tài)蠕變速率越低，強(qiáng)化效果越好。在高應(yīng)力條件下，n=8.39.8，位錯(cuò)以O(shè)rowan繞過機(jī)制通過相沉淀，并在沉淀質(zhì)點(diǎn)周圍下留下位錯(cuò)環(huán)，而在低應(yīng)力條件下，n=4.14.9，位錯(cuò)以攀移方式通過相顆粒。4.1.5

8、沉淀強(qiáng)化機(jī)理的實(shí)際應(yīng)用1 沉淀強(qiáng)化相的數(shù)量是高溫合金強(qiáng)化的根本保證室溫下的屈服強(qiáng)度均隨合金中的相總量的增加而提高。同樣，高溫合金的持久強(qiáng)度也隨相的體積分?jǐn)?shù)增加而增大。通常相的體積分?jǐn)?shù)隨合金中的Al+Ti的含量而增加。Al+Ti之和對(duì)高溫持久強(qiáng)度起絕對(duì)性作用。2 沉淀強(qiáng)化相尺寸與間距在高溫合金強(qiáng)化中具有重要的作用3 有序沉淀相的反相籌界能對(duì)位錯(cuò)切割機(jī)制起關(guān)鍵作用4 高溫合金的碳化物強(qiáng)化VC主要彌散分布于奧氏體，尺寸約幾個(gè)nm，呈球形分布，尺寸很小的VC顆粒與基體甚至存在部分共格關(guān)系，錯(cuò)配度較小。5 彌散強(qiáng)化用粉末冶金的方法把惰性的氧化物質(zhì)點(diǎn)加入到金屬或者合金中，使其在0.7Tm（熔點(diǎn)絕對(duì)溫度）至

9、熔點(diǎn)的溫度范圍內(nèi)產(chǎn)生強(qiáng)化，這種機(jī)理叫做彌散強(qiáng)化。4.2 合金元素的作用4.2.1 鋁鋁是形成-Ni3Al相的基本組成元素，加入高溫合金中的Al，約有20%進(jìn)入固溶體，起固溶強(qiáng)化作用，而80%的Al，與Ni形成Ni3Al，進(jìn)行沉淀強(qiáng)化。其次Al的加入改變相中各元素的溶解度，隨著Al含量增加，Al和Ni進(jìn)入相的數(shù)量增多（也影響其它合金元素如Ti、W、Mo、Fe等進(jìn)入相的數(shù)量增多）。進(jìn)一步增加的數(shù)量。通常還增加反相籌界能，使切割機(jī)制的強(qiáng)化效果增強(qiáng)。第三，Al含量增加，改變了和的相之間的錯(cuò)配度。隨著Al的增加，蠕變斷裂時(shí)間增加，在某個(gè)值達(dá)到峰值，當(dāng)超過峰值時(shí)，蠕變斷裂時(shí)間下降，其主要原因是合金析出了大

10、塊laves相和NiAl相，使裂紋易于形成與擴(kuò)展。4.2.2 鈦鈦元素加入鎳基和鐵基高溫合金中，約10%進(jìn)入固溶體，起一定固溶強(qiáng)化作用。約90%進(jìn)入相，鈦原子可以代替-Ni3Al相中的Al原子，而形成Ni3（Al，Ti）。在一定鋁含量條件下，隨著Ti含量增加，相數(shù)量增加，引起合金室溫和高溫強(qiáng)調(diào)增加。相中存在的Ti原子明顯提高反相籌界能，Ti/Al之比增加，相的反相籌界能提高。反相籌界能提高可強(qiáng)化切割機(jī)制引起的強(qiáng)化效應(yīng)。但Ti/Al之比過高使和晶格常數(shù)差別太大，將加速相長(zhǎng)大，使相在熱力學(xué)上不穩(wěn)定，有向-Ni3Al轉(zhuǎn)變的傾向。4.2.3 Al+Ti之和和Ti/Al之比的影響鐵、鎳基高溫合金中相的數(shù)

11、量通常隨Al+Ti之和增加而增加。但Ti/Al比對(duì)相數(shù)量影響不太大。Ti/Al之比提高，明顯增加反相籌界能。Al+Ti含量的增加還影響相的尺寸，相的大小隨著Al+Ti含量的增加而減少，但Ti/Al比基本不影響的尺寸。同時(shí)Al+Ti之和和Ti/Al之比還明顯影響相和相的點(diǎn)陣錯(cuò)配度。相的點(diǎn)陣常數(shù)隨合金Ti含量及Ti/Al比成正比增加。而奧氏體的點(diǎn)陣常數(shù)隨Ti/Al比的增加而減少，隨Al+Ti的增大而增大。與相的錯(cuò)配度隨Al+Ti的增加直線增加，而當(dāng)Al+Ti一定時(shí)，錯(cuò)配度隨Ti/Al的增加而降低。4.2.4 鈮鈮在相中約占90%，主要進(jìn)入相，形成Ni3（Al，Ti，Nb），使相數(shù)量增多，相反相籌界

12、能增大，相顆粒尺寸增大，有序度增加，從而引起相的沉淀強(qiáng)化作用增強(qiáng)。由于鈮原子占據(jù)了相中的Al和Ti原子的位置，被Nb原子代替的Al和Ti原子在此形成新的相，同時(shí)，在集體中Nb還降低Al和Ti的溶解度，從而造成相的數(shù)量明顯增加。4.2.5 鉭鉭也是主要強(qiáng)化相，90%進(jìn)入相。鉭進(jìn)入相，提高其數(shù)量和溶解溫度，改變其組成，從而提高相反相籌界能，相應(yīng)提高合金的強(qiáng)度和抗蠕變性能。鉭提高合金的組織穩(wěn)定性，溶于相的Ta原子一直相的聚集、長(zhǎng)大和溶解。溶于相基體中的Ta原子，可以組織TCP相析出。4.2.6 鉿Hf原子主要直接溶解在相中，使相得成分變?yōu)镹i3（Al，Ti，Hf）。Ni3Al中可以溶解7at%的Hf

13、。Hf有90%進(jìn)入相含（+共晶）。進(jìn)入相相的Hf原子，改變相的化學(xué)成分，提高相反相籌界能，有利于提高位錯(cuò)以切割機(jī)制通過相合金的強(qiáng)度。由于相中含有Hf，因Hf原子半徑較大，而增加-點(diǎn)陣錯(cuò)配度。Hf還改變相的形態(tài)，由立法形變?yōu)闃渲π巍Ｍ瑫r(shí)增加晶界塊狀數(shù)量。Hf原子還進(jìn)入MC碳化物，改變碳化物的形態(tài)，由長(zhǎng)條狀和骨架變?yōu)閴K狀。融入固溶體的Hf，向晶界騙局，可以強(qiáng)化晶界。4.2.7 多種元素綜合進(jìn)行沉淀強(qiáng)化高溫合金中的相可溶解許多合金元素，其中Co可以置換鎳，Ti、Nb、Ta、Hf、V可置換Al，而Fe、Cr既可置換鎳，也可置換Al。Al、Ti、Nb、Ta、Hf、V優(yōu)先進(jìn)入相強(qiáng)化相，而Co、Cr、Mo優(yōu)

14、先進(jìn)入基體，強(qiáng)化固溶體。而W既可進(jìn)入相又可基體，兩方各占50%左右，都產(chǎn)生強(qiáng)化效果。結(jié)語(yǔ)1 鐵、鎳基高溫合金沉淀強(qiáng)化的實(shí)質(zhì)是沉淀強(qiáng)化相阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)以共格應(yīng)變長(zhǎng)、Orowan和切割機(jī)制以及攀移方式與沉淀顆粒進(jìn)行交互作用，提高高溫合金的強(qiáng)度和高溫蠕變能力。2 鋁是形成-Ni3Al相的基本組成元素，加入高溫合金中的Al，約有20%進(jìn)入固溶體，80%左右形成相。在一定范圍內(nèi)，隨著Al含量的增加，相數(shù)量增多，強(qiáng)化效果愈好。元素：對(duì)相數(shù)量的影響對(duì)相的反相籌界能對(duì)相與相的錯(cuò)配度的影響蠕變斷裂時(shí)間鋁Al1:0.33增加而增加增加而增加增加而增加在一定范圍增加而增加，超過峰值，直線下降，析出laves

15、相和NiAl相鈦Ti1:0.17增加而增加明顯增加明顯增加Al+Ti增加而增加（相隨其增加尺寸而減小）直線增加Ti/Al影響不大明顯增加當(dāng)Al+Ti一定時(shí)，隨著Ti/Al增加而減少鈮Nb1:0.12增加而增加增加而增加鉭Ta1:0.06增加而增加增加而增加增加而增加鉿Hf90%進(jìn)入增加而增加增加而增加增加而增加增加而降低第5章 晶界強(qiáng)韌化與微合金化元素的作用 晶界對(duì)室溫及中文強(qiáng)度是有利的，但對(duì)等強(qiáng)溫度以上使用的高溫構(gòu)建是有害的。5.1晶界強(qiáng)韌化機(jī)理5.1.1 晶界結(jié)構(gòu)：兩個(gè)晶粒的交界區(qū)，是一些規(guī)則排列的原子和一些混亂排列的原子共存區(qū)。晶界缺陷由點(diǎn)缺陷（空位、空位團(tuán)、溶質(zhì)原子）和線缺陷位錯(cuò)構(gòu)成。

16、5.1.2 晶界在高溫應(yīng)力作用下的行為1 晶界滑動(dòng)和晶界遷移晶界遷移是晶界沿垂直晶界面方向的運(yùn)動(dòng)。晶界滑動(dòng)是晶粒沿晶界面的剪切運(yùn)動(dòng)，在沿晶分切應(yīng)力作用下，晶界位錯(cuò)沿晶界滑移，而同時(shí)伴隨有晶界位錯(cuò)的攀移及晶界空位的擴(kuò)散。2 晶界擴(kuò)散3 點(diǎn)缺陷源和陷進(jìn)5.1.3 溶質(zhì)原子偏析（凝固偏析、平衡偏析、非平衡偏析）1 凝固偏析：合金在凝固過程中，某些元素向未凝固的液體中擴(kuò)散，從而在枝晶間和晶界形成偏析，降低終凝溫度，并可能形成低熔點(diǎn)相。2 平衡偏析：某些微量元素的溶質(zhì)原子從集體中被排斥到晶體結(jié)構(gòu)不緊密的位置，如自由表面、晶界、堆垛層錯(cuò)以及基體和析出相之間的界面。3 非平衡偏析形成的溶質(zhì)原子向晶界區(qū)的上坡

17、擴(kuò)散，如果得不到晶內(nèi)的補(bǔ)充（例如溫度較低，擴(kuò)散較慢）則在晶界上形成富集區(qū)的同時(shí)，在晶界兩側(cè)出現(xiàn)貧化區(qū)。微量元素局部富集（偏析和化學(xué)反應(yīng)）化學(xué)反應(yīng)（析出和分解）5.1.4 微量元素對(duì)晶界強(qiáng)韌化的作用機(jī)理把一定含量范圍內(nèi)能夠改善高溫合金某些重要性能的那些微量元素，如C、B、Zr、Hf、稀土元素等都稱為有益的微量元素。1 有益的微量元素偏聚到晶界提高晶界結(jié)合力，而有害的微量原子偏聚到晶界降低晶界結(jié)合力。2 有益的微量元素偏聚到晶界抑制有害雜質(zhì)及化合物在晶界偏聚和析出，改變晶界沉淀相的狀態(tài)。3 有益微量元素作為晶界凈化劑消除或減輕有害雜質(zhì)的影響。4 有益微量元素的晶界沉淀相使晶界強(qiáng)度和塑性同時(shí)得到改善

18、（有益微量元素高溫偏析引起晶界富集，而低溫?zé)崽幚韯t得到晶界沉淀相）1. 阻止晶界滑動(dòng)，起定扎作用，或者減緩滑動(dòng)速度，延長(zhǎng)孕育周期。2. 限制空穴在沉淀相之間，使之難以聚集長(zhǎng)大，從而延長(zhǎng)持久斷裂時(shí)間。3. 產(chǎn)生晶界貧乏區(qū)，提高晶界兩側(cè)區(qū)域位錯(cuò)滑移能力，改善晶界塑性，消除缺口敏感性。K4169合金中，F(xiàn)e、Cr是負(fù)偏析元素主要富集與枝晶臂；Mo、Nb、Ti正偏析元素主要富集于枝晶間。5.2 微合金化元素在高溫合金的作用高溫合金中加入有益的微量元素,如C、B、Zr、Hf、Mg、Ca、Y、La、Ce等進(jìn)行合金化，稱之為微合金化。5.2.1 硼：對(duì)高溫合金的持久、蠕變性能影響最明顯，通常都有一最佳含量范

19、圍。硼的有益作用是由于硼原子在晶界富集，增加晶界結(jié)合力；硼化物在晶界以顆粒狀或者塊狀形式分布，阻止晶界滑移并抑制晶界的空洞的連接與擴(kuò)展；消除有害相在晶界析出，減少有害元素的含量。硼化物在晶界的分布抑制了晶界胞狀-Ni3Ti相和TCP相的形成，增強(qiáng)組織的穩(wěn)定性，硼推遲了相的析出。5.2.2 碳碳作為晶界強(qiáng)化元素。高溫合金重點(diǎn)碳主要形成碳化物，從液態(tài)金屬凝固過程中析出的碳化物為一次碳化物，呈塊狀或漢字草書體形貌，主要分布于晶界或著枝晶間。大塊的一次碳化物往往成為疲勞裂紋源及擴(kuò)展通道。二次碳化物是時(shí)效過程或使用期間析出的，可以是MC,M23C6和M6C。高溫合金中的碳銅鼓形成碳化物而改善力學(xué)性能，在

20、晶界析出的顆粒狀不連續(xù)碳化物，阻止沿晶滑動(dòng)和裂紋擴(kuò)展，提高持久壽命，改善持久塑性和韌性。5.2.3 鎂1 鎂微合金化，鎂原子偏聚于晶界，這種偏聚屬于平衡偏聚2 微量鎂在晶界偏聚降低晶界能和相界能，改善和細(xì)化晶界碳化物及其他晶界析出相的狀態(tài)。3 鎂與硫等有害雜質(zhì)形成低熔點(diǎn)的化合物MgS等，凈化晶界。4 微量鎂提高持久時(shí)間和塑性，改善蠕變性能個(gè)高溫拉伸塑性，增加沖擊韌性和疲勞強(qiáng)度，對(duì)有些合金還可以改善熱加工性能，提高收得率。5.2.4 鋯元素鋯偏聚到晶界，減少晶界缺陷，提高晶界結(jié)合力，降低晶界擴(kuò)散速率，從而減緩位錯(cuò)攀移，強(qiáng)化晶界。同時(shí)，鋯偏聚于晶界，降低界面能，改變晶界相的形態(tài)，減少晶界相的尺寸，

21、有效組織晶粒沿晶滑動(dòng)，從而提高持久壽命，改善持久塑性，消除缺口敏感性。5.2.5 鉿Hf在鑄造高溫合金中通過產(chǎn)生彎曲晶界和去除硫?qū)Ы绲挠泻ψ饔?，使合金?qiáng)韌化。通過彎曲晶界可以提高合金的蠕變斷裂壽命和塑性。Hf也有凈化晶界作用，Hf對(duì)S有高的親和力，可以生成高熔點(diǎn)硫化物而被去除，從而防止S引起的晶界脆化。適量的Hf還可降低焊縫和熱影響區(qū)裂紋的敏感性。5.2.6 鈣凈化劑。同硫、癢結(jié)合生成鈣的化合物，從而凈化晶界，降低合金的熱脆性，提高成材率。也偏聚于晶界，降低晶界擴(kuò)散系數(shù)，提高合金持久壽命與塑性。還可以作為晶界韌化元素。5.2.7 稀土元素（Y、Ce、La）1 作為細(xì)化劑具有脫氧和脫硫作用，降

22、低氧和硫在晶界的有害影響；2 作為微合金化元素偏聚于晶界，起晶界強(qiáng)化作用；3 作為活性元素改善合金的抗氧化性能，提高表面穩(wěn)定性。5.2.8 磷雙重作用。適量磷能夠提高高溫合金的抗蠕變性能，降低穩(wěn)態(tài)蠕變速率，并延長(zhǎng)第二階段蠕變時(shí)間。1 磷原子偏聚于晶粒邊界，改變主元素之間的鍵合關(guān)系，形成某種原子團(tuán)，增加原子間結(jié)合力，提高晶界強(qiáng)度。2 或改變晶界析出相的形態(tài)，兩種機(jī)理中的一種或兩種共同起作用，改善高溫合金的持久和蠕變性能。第6章 雜質(zhì)元素的有害作用及其機(jī)理微量元素含量很低，甚至ppm量級(jí)就能明顯影響高溫合金力學(xué)性能和組織的那些元素。分為有益的微量元素和有害的微量元素。前者如C、B、Mg、Zr、Hf

23、、Ca和稀土元素等；而后者即雜質(zhì)元素，包括殘余氣體N、O、Ar、He，非金屬元素P、S、Si以及金屬和類金屬元素Pb、Sb、Bi、As、Sn、Se、Ag、Tl鉈、Cu等。6.1 高溫合金中雜質(zhì)的來(lái)源有益元素是通過煉鋼過程中有益加入的，而微量雜質(zhì)元素來(lái)源于煉鋼所用原材料，其次是來(lái)自于煉鋼過程中大氣污染（如早期的常壓電弧爐冶煉）、爐壁上或坩堝上的污染，再次是來(lái)源于合金錠或母合金以及零件澆注過程中的污染。6.1.1 煉鋼用原材料帶入的雜質(zhì)元素6.1.2 熔煉和鑄造過程中帶進(jìn)的雜質(zhì)元素6.2 雜質(zhì)元素的有害作用機(jī)理6.2.1 偏聚于晶界、降低晶界結(jié)合力幾乎所有的雜質(zhì)元素在高溫合金中的溶解度都很小，往往

24、偏析于晶界，降低晶界能，產(chǎn)生平衡偏聚。然而，由于它們改變晶界原子間的鍵合狀態(tài)，使晶界結(jié)合力降低，從而使晶界弱化，降低高溫合金的高溫力學(xué)性能。6.2.2 偏聚于晶界，形成低熔點(diǎn)化合物，促進(jìn)晶界有害相析出有些雜質(zhì)原子在液態(tài)合金中溶解度較大，而在固態(tài)固溶體中溶解度很小，當(dāng)雜質(zhì)元素含量較高時(shí)，雜質(zhì)元素偏聚晶界層形成低熔點(diǎn)相。6.2.3 增加凝固偏析，影響凝固過程，促進(jìn)元素偏析和有害相析出6.2.4 形成夾雜物或溶解于固溶體產(chǎn)生脆性6.3 雜質(zhì)元素的有害作用6.3.1 硅高溫合金中的雜質(zhì)硅，富集于晶界，降低晶界強(qiáng)度。硅促進(jìn)相和Laves相形成。當(dāng)硅含量較高時(shí)，在晶界和晶內(nèi)均偏析出片狀相，成為裂紋產(chǎn)生和擴(kuò)

25、展的通道。大量的Laves相的析出，降低室溫塑性。Si還促進(jìn)晶界碳化物的析出，改變其種類和形態(tài)而影響力學(xué)性能。6.3.2 硫高溫合金中的硫偏析于晶界或相界，并使晶界和相界弱化，成為裂紋產(chǎn)生和擴(kuò)展的通道。6.3.3 磷雙重作用。第一：磷原子偏聚于晶界，增加晶界結(jié)合力，提高晶界強(qiáng)度，并改變晶界相的狀態(tài)。第二：增加凝固偏析，影響凝固過程，促進(jìn)元素偏析和有害相析出。6.3.4 錳少量的錳加入高溫合金熔體可以作為一種精煉劑，通過錳與硫發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，減少硫的有害作用。偏聚于晶界，削弱晶界結(jié)合力，明顯境地持久強(qiáng)度。6.3.5 金屬和類金屬雜質(zhì)高溫合金中金屬和類金屬雜質(zhì)有Pb、Sb、Bi、As、Sn（所謂無(wú)害

26、元素）、Se、Ag、Tl、Cu等幾十種。金屬和類金屬都有害雜質(zhì)幾乎都偏聚與晶界，因而都對(duì)持久性能和拉伸塑性極為有害。6.3.6 殘余氣體高溫合金中殘留的氣體包括O、N、H、Ar和He，陽(yáng)和氮通常以?shī)A雜物形式殘留在鋼中，影響蠕變性能與瞬時(shí)拉伸和沖擊性能。6.4 有害雜質(zhì)元素的控制6.4.1 有害雜質(zhì)元素的含量要求愈來(lái)愈低，控制的元素愈來(lái)愈多。6.4.2 有害雜質(zhì)元素的生產(chǎn)控制1 原材料的選擇2 冶煉工藝3 精密鑄造工藝第7章 工藝強(qiáng)韌化及機(jī)理7.1 采用定向凝固工藝制備柱晶和單晶高溫合金7.1.1 等軸晶高溫合金的蠕變斷裂7.1.2 柱晶和單晶高溫合金的制備原理（定向凝固）1.凝固過程中固液界面

27、前沿液相中的溫度梯度GL2.固液界面向前推進(jìn)速度（凝固速率）R3.溫度梯度GL與凝固速率R的比值GL/R4.冷卻速率GLRGL-1/2R-1/4一個(gè)重要的參數(shù)，它決定一次枝晶臂間距的大小，GLR決定二次枝晶臂間距大小。7.1.3 定向凝固和單晶高溫合金優(yōu)異的強(qiáng)度與塑性1. 提高蠕變斷裂時(shí)間，增加蠕變斷裂塑性2. 改善冷熱疲勞性能3. 改善薄壁性能7.1.4 定向凝固和單晶合金的發(fā)展7.2 控制液態(tài)合金冷卻速率制備粉末高溫合金7.2.1 傳統(tǒng)鑄鍛工藝引起嚴(yán)重偏析1. 偏析加重，而且隨著淀型不斷增大，凝固偏析更加加重2. 初熔溫度因偏析嚴(yán)重而降低，而相固溶度因合金元素而提高，使熱加工溫度范圍愈來(lái)愈

28、窄，鍛造十分困難。3. 用鑄鍛法生產(chǎn)的渦輪盤、壓氣機(jī)盤等零器件，往往晶粒尺寸較粗大，而且輪轂與輪轂因變形量不一樣，造成晶粒尺寸不一樣。7.2.2 粉末高溫合金的原理與特點(diǎn)粉末高溫合金具有以下特點(diǎn)：1. 消除或減輕偏析2. 晶粒細(xì)小、組織均勻3. 改善熱加工性4. 力學(xué)性能明顯改善5. 簡(jiǎn)化工序，降低成本7.2.3 粉末高溫合金的發(fā)展7.3 噴射成型制備高溫合金渦輪盤7.3.1 噴射成型的原理和特點(diǎn)1. 具有快速凝固的特征2. 良好的加工性能3. 力學(xué)性能明顯改善4. 成本降低7.3.2 噴射成型高溫合金的發(fā)展7.4 快速凝固工藝裝備性能更加優(yōu)異的強(qiáng)韌化高溫合金7.5 控制凝固過程星河路制備細(xì)晶

29、鑄造高溫合金7.5.1 細(xì)晶鑄造工藝對(duì)成分已確定的高溫合金，鑄造時(shí)凝固形態(tài)的控制主要是晶粒形態(tài)和晶粒尺寸的控制。增加形核率是細(xì)化鑄造晶粒的途徑。細(xì)晶鑄造工藝主要由三種，即熱控法、化學(xué)法和機(jī)械法。1. 熱控法熱控法又叫控制參數(shù)法、快速冷凝法或快速冷卻法等。其原理是嚴(yán)格控制熔體合金盡可能低的溫度、型殼預(yù)熱溫度和熔體過熱溫度，增大合金凝固過程的過冷度，使結(jié)晶核心增多，形核率增大，讓鑄件以同時(shí)凝固方式結(jié)晶，縮短合金凝固時(shí)間，限制晶粒長(zhǎng)大獲得較小的晶粒。2. 化學(xué)法又稱孕育法、添加劑法等。化學(xué)法細(xì)化晶粒細(xì)化的原理是向液態(tài)高溫合金中加入大量的形核能力很強(qiáng)的異質(zhì)形核，增加結(jié)晶的形核率，達(dá)到細(xì)化高溫合金鑄造晶

30、粒的目的。細(xì)化劑應(yīng)有以下特點(diǎn)：穩(wěn)定性非常好，熔點(diǎn)高，不溶解進(jìn)入高溫合金熔體，或者添加劑加入液態(tài)高溫合金中，其中某元素與剛液反應(yīng)形成穩(wěn)定的異質(zhì)核心；其次異質(zhì)形核顆粒與固相之間存在良好的晶格匹配關(guān)系，從而使固相顆粒與將要凝固的固相間的潤(rùn)濕角很小，潤(rùn)時(shí)間越小，形核能力越強(qiáng)；第三分散性要好，添加顆粒要非常細(xì)小，加入高溫合金熔體，既起孕育劑作用，又不至于降低合金性能。3. 機(jī)械法包括攪動(dòng)法和攪拌法。其原理是在高溫合金凝固時(shí)，迫使枝晶折斷、破碎，成為結(jié)晶核心，增加形核數(shù)量，使晶粒數(shù)量增多，尺寸減少，達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。7.5.2 細(xì)晶鑄造工藝的應(yīng)用7.6 利用機(jī)械合金化方法制備彌散強(qiáng)化高溫合金采用機(jī)械合金

31、化方法等粉末冶金方法把惰性的氧化物質(zhì)點(diǎn)加入金屬或合金中，使其在0.7Tm（熔點(diǎn)的絕對(duì)溫度）至熔點(diǎn)的溫度內(nèi)強(qiáng)化，這種強(qiáng)化叫做彌散強(qiáng)化。利用這種機(jī)理強(qiáng)化的高溫合金，叫氧化物彌散強(qiáng)化高溫合金。7.6.1 彌散強(qiáng)化高溫合金的特點(diǎn)1. 惰性質(zhì)點(diǎn)抗高溫凝聚作為彌散質(zhì)點(diǎn)，必須具有較高的生成的自由能和熔點(diǎn)，低的擴(kuò)散速率和相界面能。（氧化物、碳化物、氮化物、硼化物都可以作為彌散相）但以金屬氧化物為最好，因?yàn)檠趸锏姆€(wěn)定性最高。2. 可與沉淀強(qiáng)化相結(jié)合把彌散強(qiáng)化相加入到沉淀強(qiáng)化高溫合金中，可以使彌散強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化兩種機(jī)理結(jié)合起來(lái)，在不同范圍內(nèi)，發(fā)揮各自的優(yōu)勢(shì)。在中低溫（0.55至0.60Tm以下）以沉淀強(qiáng)化為主，

32、在高溫（0.7Tm以上）以彌散強(qiáng)化為主，在過渡溫度區(qū)兩種機(jī)構(gòu)相互加強(qiáng)。合金通過相變得到的合金元素與基體元素的化合物會(huì)引起合金強(qiáng)化。彌散強(qiáng)化則是機(jī)械混摻于基體材料中的硬質(zhì)顆粒引起的強(qiáng)化。兩者的區(qū)別是沉淀強(qiáng)化中的強(qiáng)化相和基體有無(wú)化學(xué)交互作用，而彌散強(qiáng)化沉淀相和基體無(wú)化學(xué)交互作用。3. 彌散相的數(shù)量不能太多在保證高溫強(qiáng)度高，韌性好的前提下，彌散相的數(shù)量應(yīng)盡可能少。7.6.2 彌散強(qiáng)化高溫合金的制法共同沉淀法、內(nèi)氧化法和機(jī)械合金化法。機(jī)械合金化法使用最多1. 機(jī)械合金化粉末的生產(chǎn)2. 熱機(jī)械加工3. 二次再結(jié)晶處理3.1 靜態(tài)二次再結(jié)晶3.2 區(qū)域熱處理4. ODS高溫合金的成型7.7 采用形變熱處理

33、使變形高溫合金強(qiáng)韌化使高溫合金產(chǎn)生適當(dāng)?shù)淖冃?，直接在低于再結(jié)晶溫度進(jìn)行時(shí)效或退火，保留或部分保留變形后的組織結(jié)構(gòu)，與時(shí)效后的組織結(jié)構(gòu)相結(jié)合，顯著提高高溫合金的強(qiáng)度和塑性，實(shí)現(xiàn)強(qiáng)韌化，這種工藝方法稱為形變熱處理，也叫機(jī)械熱處理或熱機(jī)械處理。低溫形變熱處理：常溫形變加熱處理，即在室溫下進(jìn)行變形，然后進(jìn)行退火或時(shí)效處理。中溫形變熱處理：在室溫至再結(jié)晶之間溫度范圍進(jìn)行變形，然后于再結(jié)晶溫度以下進(jìn)行退火或時(shí)效處理。高溫形變熱處理：把合金加熱到高溫進(jìn)行固溶處理，得到均勻微觀組織，然后冷卻到高于再結(jié)晶以上的一定溫度范圍進(jìn)行熱加工變形，隨后快速冷卻，通常采用水冷或油冷，抑制再結(jié)晶過程進(jìn)行，部分或大部分保留形變

34、強(qiáng)化微觀組織結(jié)構(gòu)，最后進(jìn)行時(shí)效處理，最后析出沉淀強(qiáng)化相，使形變強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化相結(jié)合。7.8 控制熱處理參數(shù)形成彎曲晶界彎曲晶界對(duì)高溫合金強(qiáng)度的提高和塑性的改善都是十分有利的。鎳基合金中加入少量Hf，由于晶界富Hf的相的發(fā)展，使晶界由平直變?yōu)閺澢鸂顟B(tài)。7.8.1 彎曲晶界的熱處理工藝及彎晶形成機(jī)理彎曲晶界的熱處理工藝通常有三種，即等溫彎晶熱處理、緩冷彎晶熱處理和固溶彎晶熱處理三種。1. 等溫彎晶熱處理將高溫合金固溶處理保溫一定時(shí)間空冷至?xí)r效處理溫度以上某一溫度保溫一段時(shí)間后，空冷至室溫，最后是正常的時(shí)效處理。等溫處理是獲得彎曲晶界的關(guān)鍵。高溫合金固溶處理是為了溶解主要強(qiáng)化相和一些二次碳化物，并使

35、成分均勻化，同時(shí)獲得所需要的晶粒尺寸。固溶處理空冷至等溫處理溫度保持一段時(shí)間，就在空冷過程中，合金產(chǎn)生了一定的熱應(yīng)變，引起晶格畸變，能量有所增加，對(duì)碳化物等相形核有利，同時(shí)等溫處理溫度與二次碳化物相形核長(zhǎng)大溫度范圍一致。因此，在等溫處理時(shí)，碳化物等第二相沿晶界析出。由于溫度較高，過冷度較小，形核率較低，但長(zhǎng)大速率較快，在晶界析出的碳化物等相顆粒比較粗大，間隔稀疏分布不均勻。在碳化物等相形核與長(zhǎng)大過程中，相關(guān)元素如W、Mo、Cr等的原子要向晶界擴(kuò)散，而另一些與第二相形成無(wú)關(guān)的元素如Al、Ti等的原子要向晶內(nèi)擴(kuò)散。原子由一個(gè)經(jīng)理通過晶粒轉(zhuǎn)移至另一個(gè)晶粒，導(dǎo)致晶界沿垂直晶界面方向移動(dòng)，從而產(chǎn)生晶界遷

36、移。溶質(zhì)原子沿晶界偏聚，促進(jìn)晶界遷移。碳化物等晶界等第二相定扎晶界。由于二次碳化物的析出溫度通常高于相，而等溫處理的溫度都比較高。因此，等溫處理過程的第二相大多都是碳化物，如M6C、M23C6等。在最后的時(shí)效處理過程中析出大量的細(xì)小均勻的主要強(qiáng)化相，相，使晶內(nèi)強(qiáng)度達(dá)到最佳，與晶界的彎晶強(qiáng)化獲得最佳配合，使整個(gè)合金實(shí)現(xiàn)強(qiáng)韌化。應(yīng)該強(qiáng)調(diào)指出，等溫彎晶熱處理的關(guān)鍵是等溫處理的溫度和時(shí)間。等溫溫度對(duì)彎晶彎曲程度和相析出形態(tài)均有影響。太低，晶界仍為平直狀態(tài)，太高雖然也彎曲但晶粒粗化。2. 緩冷彎晶熱處理工藝又叫控制冷卻速度處理或控冷處理。將高溫合金固溶處理保持一段時(shí)間，使第二相充分溶解并使晶粒長(zhǎng)大到所需

37、尺寸，然后以比空冷速度要緩慢的冷卻速率冷卻至某一溫度，空冷或直接冷卻到室溫，經(jīng)中間處理后，最后進(jìn)行時(shí)效處理。有些高溫合金如GH4118，相析出溫度高于M23C6。在緩冷過程中先通過碳化物析出溫度區(qū)間，本應(yīng)優(yōu)先析出碳化物，但實(shí)際情況是碳化物析出被抑制，仍然是相。其原因是碳化物與基體結(jié)構(gòu)相差大，呈非共格關(guān)系，界面能相差較大。而碳化物形成元素W、Mo、Cr等原子尺寸大，擴(kuò)散系數(shù)小，使形核而引起的晶界遷移，從而釘軋晶界，但大相顆粒之間的晶界，則不可避免地要發(fā)生晶界遷移，因而也形成了彎曲晶界。緩冷彎晶熱處理工藝的關(guān)鍵是冷卻速率，冷卻終止溫度也很重要。緩冷冷卻速率太快，晶界缺少大相，晶界不彎曲，仍是平直晶

38、界。緩冷速率太慢，晶內(nèi)相太大，不均勻，晶界附近小相堆積，缺乏大塊相，晶界彎曲狀態(tài)也不好，只有合適的冷卻速率才能得到最佳晶界相的大小和分布。3. 回溶彎晶熱處理工藝回溶熱處理工藝是使高溫合金固溶處理之后，隨爐冷卻至室溫或某一溫度，使相沿晶界析出，呈較粗顆粒不均勻分布。與控冷熱處理一樣，這些顆粒狀的粗大相阻止晶界遷移，而顆粒之間的晶界向晶內(nèi)遷移，使整個(gè)晶界呈彎曲狀。7.8.2 彎曲晶界對(duì)高溫合金力學(xué)性能的影響1. 對(duì)瞬時(shí)拉伸性能的影響彎晶處理高溫合金的瞬時(shí)拉伸性能標(biāo)準(zhǔn)熱處理有明顯改善。2. 對(duì)持久和蠕變性能的影響彎曲晶界組織對(duì)持久和蠕變性能也有明顯影響，延長(zhǎng)持久時(shí)間，增加蠕變抗力，改善蠕變塑性。3

39、. 對(duì)高溫疲勞裂紋擴(kuò)展的影響彎曲晶界對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展速率的影響取決于試驗(yàn)頻率，頻率高，影響不大，頻率低，明顯降低疲勞裂紋擴(kuò)展速率。7.8.3 彎曲晶界對(duì)高溫強(qiáng)度的影響1.彎曲晶界對(duì)高溫強(qiáng)度的影響通過彎曲熱處理，高溫合金組織形成彎曲晶界。彎曲晶界熱處理的特點(diǎn)是晶界彎曲，并有大顆粒狀第二相分布相間。另一特點(diǎn)為相呈大小兩種尺寸，與彼岸準(zhǔn)熱處理狀態(tài)只有單一尺寸的相形成鮮明的對(duì)照。彎曲晶界及晶界上的第二相顆?？捎行ё柚寡鼐Ы缁疲瑥亩岣呔Ы缭诟邷叵碌挚棺冃蔚哪芰?。因此，彎曲晶界組織提高晶界強(qiáng)度的同時(shí)，也改善了晶內(nèi)強(qiáng)度，使晶界強(qiáng)度和晶內(nèi)強(qiáng)度最佳配合，因而使高溫合金的強(qiáng)度明顯提高，包括瞬時(shí)拉伸強(qiáng)度和蠕變持久

40、強(qiáng)度。2. 彎曲晶界對(duì)高溫塑性和疲勞裂紋的影響凡是與晶界裂紋有關(guān)的斷裂，彎曲晶界都起重要作用，推遲裂紋形核，延緩裂紋擴(kuò)展，從而改善力學(xué)性能。7.9 表面強(qiáng)韌化處理高溫合金另加表面由于機(jī)械加工往往存在殘余應(yīng)力、加工硬化和粗糙等缺陷，而鑄造高溫合金零件還會(huì)露出微觀疏松，粗大+相共晶及其他粗大第二相。這些缺陷可通過噴丸處理，激光束和離子束等高能束表面改性，改變表面營(yíng)利狀態(tài)，組織結(jié)構(gòu)和化學(xué)成分，從而改善表面力學(xué)性能和化學(xué)性能。7.9.1 機(jī)加工引起表面不完整經(jīng)過機(jī)械加工工序都要破壞高溫合金的表面完整性，造成表面粗糙，引起加工硬化和產(chǎn)生表面殘余應(yīng)力。機(jī)加工所引起的表面加工硬化、粗糙和殘余拉應(yīng)力等表面不完整對(duì)高溫合金的耐蝕性和抗疲勞性能必然要產(chǎn)生不利影響，特別是殘余拉應(yīng)力嚴(yán)重降低疲勞強(qiáng)度。噴丸處理是解決這一問題的有效方法。7