镍基合金（精选9篇）
镍基合金 篇1
近年来, 随着我国石油化工、精细化工、冶金、环保等行业的快速发展, 生产过程中强腐蚀性介质的使用场合越来越多, 普通的奥氏体不锈钢已经不能满足设备实际工况的使用要求。大量的镍基合金材料被广泛地应用到了工程实际中。本公司为某工程承制的设备, 其主体材料采用的是Inconel601合金, 为达到设计技术要求, 在焊接前对该材料进行了焊接工艺评定试验。
1 Inconel601材料的特性
Inconel601是美国SMC公司开发的一种材料的商品牌号, 是一种添加了金属铝的耐高温、耐腐蚀的镍-铬-铁合金, ASME标准中牌号为Alloy UNS N06601。Inconel601合金的一个出色性能就是它的耐高温抗氧化性, 即使在温度高达1180℃时, 仍能够表现出良好的抗氧化性能。由于铬含量较高, 该材料适用于多种腐蚀性介质和抗高温环境, 同时, 铝元素的添加进一步加强了抗氧化性能。这种材料广泛应用于各种热工过程、化工过程、环保及发电等领域, 如钛白粉生产中的氧气预热器的辐射炉管、氨水改性中用的绝缘罐、硝酸生产设备中的催化格栅支架、高密度聚乙烯生产中的催化再生器以及空气预加热器等等[1,2]。
Inconel601材料是具有良好的高强度和高韧性的奥氏体合金, 其化学成分和力学性能见表1和表2。
2 Inconel601材料的焊接性分析[4]
2.1 焊接热裂纹
镍基合金对热裂敏感性高的原因是合金在凝固时, 由低熔点共晶物或低熔点化合物形成的液态膜残留在晶界区, 在收缩力的作用下而产生开裂。而S, P, Pb, Zn等是造成晶间低熔点液态膜的主要元素。所以在焊接时为了防止热裂纹应采取以下措施: (1) 焊接过程中, 必须严格限制有害杂质的侵入。为此, 焊前必须对母材和焊丝进行严格清理, 彻底去除油脂和附着污物。 (2) 焊接时, 选用比较低的线能量, 采用小直径焊丝、小电流、快速焊、多层多道焊, 且焊接时不要摆动, 以减小电弧热输入。 (3) 降低层间温度, 加快焊缝冷却的速度, 高的层间温度会导致焊缝及热影响区的过热和奥氏体晶粒的长大, 从而影响焊缝的耐腐蚀性能及焊缝的塑性和韧性。 (4) 尽可能降低焊缝和焊材中S, P杂质的含量。
2.2 焊缝中的气孔
焊接时, 坡口、近焊区及焊材上的油污、涂料、氧化物等污物不仅是产生热裂纹的根源, 也是产生气孔的主要原因。另外, 采用氩弧焊时, 氩气流量不合适或氩气纯度太低, 也会产生气孔。因此, 焊接时周围工作区环境的洁净程度、焊前对坡口的清理工作就非常重要。焊前, 一般对坡口及两侧 (25 mm) 用不锈钢丝刷进行彻底清理, 使其露出金属光泽, 并严格用丙酮进行擦洗。焊接用氩气纯度至少在99.99%以上。焊接时, 正面的氩气流量控制在12~14 L/mm, 背面的氩气流量控制在17~18 L/mm。
3 Inconel601材料的焊接
3.1 焊接方法
Inconel601具有良好的焊接性能, 为了获得最佳的耐腐蚀性能, 推荐选用手工钨极氩弧焊 (GTAW) 。电源极性为直流正接。保护气体采用100%Ar, 纯度为99.99%。
3.2 焊丝选择
焊丝选择美国SMC公司生产的ERNi Cr Fe-11, 规格为φ2.4。该焊丝符合ANSI AWS A5.14和ASME SFA5.14的相关要求。ERNi Cr Fe-11焊丝的化学成分如表3所示。
3.3 坡口制备
坡口加工应采用剪切、高压水切割或水下等离子切割下料, 用刨边机加工坡口, 若采用等离子加工, 则污染面必须用机械的方法打磨光亮, 打磨时不能再出现过热的表面。
镍基合金焊接熔池的粘滞性大, 流动性差, 熔深浅。因此, 为了利于焊透和防止坡口边缘产生未熔合, 坡口采用V形且坡口角度较大些 (60°~70°) , 钝边要薄一些 (0.5~1.5 mm) , 根部间隙稍宽 (一般不小于焊丝的直径) , 其尺寸如图1所示。
3.4 焊前清理和焊接保护
镍基合金材料表面存在难溶的氧化膜, 如氧化镍Ni O, 其熔点为2090℃, 而Inconel601的熔点在1400℃左右, 若焊前不采用适当的方法清除表面氧化膜, 焊接时易使氧化膜成为焊缝的夹渣物而影响焊缝质量。所以, 焊前必须对坡口及两侧 (25 mm) 用不锈钢丝刷进行彻底清理, 使其露出金属光泽, 并严格用丙酮进行擦洗, 清除油污等含S, P污物。
焊接过程中, 加强对高温熔池和高温焊道进行保护, 保证熔池和焊丝热端始终处在喷嘴的氩气保护之下, 高温焊道用拖罩保护, 防止焊缝金属的氧化。
3.5 焊接工艺参数
焊接方法方法采用手工钨极氩弧焊 (GTAW) , 钨极直径φ3.0 mm, 喷嘴直径φ18 mm, 氩气纯度≥99.99%, 氩气流量为12~14 L/min。焊丝为ERNi Cr Fe-11, φ2.4 mm;电流种类及极性采用直流正接, 焊接电流为130~140 A, 焊接电压为10~12 V, 焊接速度为70~100 mm/min。
3.6 焊接顺序
焊接采用多层焊, 其焊接顺序如图2所示。封底焊道要熔透、成形均匀, 以有利于耐蚀性要求。
3.7 焊接过程要求
正式焊接前进行定位焊, 定位焊工艺与正式焊的焊接工艺参数相同, 要求定位焊后对焊点进行表面检查, 不允许存在裂纹等缺陷, 并打磨清除焊点表面氧化物。
焊接过程中的表面裂纹、气孔等缺陷应在熔敷下一焊道前打磨消除, 每一道焊道表面的氧化物应用不锈钢丝刷逆向强力去除。
施焊过程中, 严格限制焊接线能量和层间温度, 线能量不应超过10 k J/cm, 层间温度控制在100℃以下。
焊接过程中熔池和焊丝热端要始终处在喷嘴的氩气保护之下, 高温焊道用拖罩保护, 保护气体提前5S给出, 熄弧后延时5S停气。
施焊时, 焊丝不得横向摆动。
4 Inconel601材料的焊接检验
焊后焊缝按JB/T4730和设计图样要求进行外观检验、100%RT和100%PT, 内部质量符合JB/T4730-II级要求, 表面质量符合JB/T4730-I级要求。
产品试板进行力学性能检验。拉伸试验:σb=720 MPa;弯曲试验:面、背弯 (D=4a) 180°, 试验结果完好无开裂。
耐蚀性试验:焊接接头试件按照ASTM G28 A法进行晶间腐蚀试验, 试验结果符合设计图样技术要求。
5 结论
Inconel601材料通过选择合适的焊接方法, 匹配的焊接材料, 合理的焊接工艺参数和措施, 焊接接头的力学性能和耐腐蚀性能完全能够符合设计图样技术要求, 在产品上获得了成功的应用。
摘要：通过产品的制造实例, 对Inconel601镍基合金材料的特性及焊接特点进行了分析。给出了该材料的焊接方法、焊接材料、焊接顺序及焊接工艺参数, 保证了产品质量符合设计图样技术要求。
关键词：Inconel601,镍基合金,焊接
参考文献
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镍基合金 篇2
进行DD3单晶合金在680℃温度下[001]、[011]和[111]三种取向的非对称循环载荷低周疲劳试验研究.结果表明:晶体取向对DD3单晶合金的`应变疲劳寿命有显著的影响,[001]取向寿命最长,[111]取向寿命最短;用取向函数修正应变幅度可以在很大程度上消除晶体取向对疲劳寿命的影响;通过引入参量k表示非对称循环载荷产生的平均应力对疲劳寿命的影响,它与循环寿命之间呈幂函数关系.对应变幅度、取向函数和参量k与光滑或缺口疲劳试样的循环寿命进行相关性分析,发现无论是处于单轴应力状态还是复杂应力状态,应用多元线性回归分析方法拟合DD3单晶合金低周疲劳寿命曲线,相关系数最大,效果最好.
作 者：陈吉平丁智平尹泽勇 杨治国 成晓鸣 CHEN Ji-ping DING Zhi-ping YIN Ze-yong YANG Zhi-guo CHENG Xiao-ming 作者单位：陈吉平,丁智平,CHEN Ji-ping,DING Zhi-ping(湖南工业大学机械工程学院,湖南,株洲,41)
尹泽勇,杨治国,成晓鸣,YIN Ze-yong,YANG Zhi-guo,CHENG Xiao-ming(中国航空动力机械研究所,湖南,株洲,41)
镍基高温合金的发展综述 篇3
随着航空航天工业的不断发展, 高温合金的开发与研究越来越被人们所关注。高温合金是指能够在600℃温度以上条件下可以工作, 并可以承受加大应力, 有一定耐腐蚀性、抗氧化性等良好高温性能的合金[1]。高温合金主要应用在航空航天发动机中, 其中涡轮叶片、导向叶片、涡轮盘、燃烧室等部件几乎由高温合金制成。按合金基体元素分类, 高温合金主要分为铁基高温合金, 钴基高温合金以及镍基高温合金[2]。其中镍基高温合金拥有良好的组织结构及蠕变性能, 是作为航空发动机的首选材料。
2 镍基高温合金概述
镍基高温合金在航空航天领域应用比较广泛, 约有40% 的高温合金为镍基高温合金。镍基高温合金主要成分为Ni、Co、Cr、W、Mo、Re、Ru、Al、Ta、Ti等元素, 基体为镍元素, 含量在60% 以上, 主要工作温度段在950℃ -1100℃, 在此温度段内服役时, 其有较高的强度, 较强的抗氧化能力以及抗腐蚀能力。镍基高温合金的发展始于英国的80Ni-20Cr合金, 人们在其中添加了少量的Ti和Al, 发现了强化相, 继而开启了发展镍基高温合金的篇章[3]。60 年代初期, 人们发现合金的中温性能较差, 叶片在工作中有断裂情况发生, 经研究发现, 合金中境界出杂质较多, 原子扩散速率较快, 晶界成为在镍基高温合金服役中易发生裂纹的环节, 基于这一问题, 人们开始研究定向凝固技术。定向凝固技术就是使合金在生长过程中只沿应力轴方向生长, 具有代表性的合金是美国研制的PWA 1422。从此镍基高温合金的发展进入到新的时期[4]。但是随着航空航天也的发展, 对合金性能的要求越来越高, 纵向晶界仍然是影响其高温性能的主要病因。为了消除合金中的纵向晶界, 选晶法和籽晶法这两种制备合金方法于20 世纪80 年代相继问世, 从此镍基单晶高温合金开始登上历史舞台。到今天为止镍基单晶高温合金已经发展到第5 代。
3 镍基单晶高温合金成分设计发展
随着镍基单晶高温合金的不断发展, 合金的成分有了很大的变化, 具体特点如下:
(1) C、B、Hf等元素的添加。由于C、B、Hf等元素有晶界强化的作用, 所以在早期的单晶镍基合金中不添加这些元素, 但是在近年的研究中却发现, 这些元素在不同合金中有一些特殊的作用, 会在一定程度上提高合金的性能, 所以之后发展的一些镍基单晶高温合金添加了极少量的C、B、Hf等元素; (2) 难溶元素 (Mo、W、Re、Ru) 成分的不断增加。第一代镍基单晶高温合金的难熔元素含量很少, DD3 合金中仅含9%, 之后难溶元素的含量不断增加, 第三代镍基单晶高温合金中的难溶元素达到了20% 以上, 到了第5 代镍基单晶高温合金, 难溶元素的含量达到了26.2%。Re元素从第一代的零添加, 到第5 代添加了6%, Re元素虽然比较昂贵, 但对合金的高温性能有较强的提高作用。Mo、W的含量基本没有变化, 这两种元素可以起到固溶强化的作用[5]。W、Mo、Re都对镍基单晶高温合金的高温性能有较强的增益作用, 但这些元素也会促进TCP相的形成, 所以如何在增加难溶元素含量的前提下, 抑制TCP相的生成是当代镍基单晶高温合金设计的一个课题[6]。Ru元素是今年来进入人们视野的一种稀土元素, Ru元素的加入是当代镍基单晶高温合金发展的趋势, Ru元素虽然也是难溶元素, 但是它并不会促进TCP相的生成, 反而促进合金成分的均匀化, 抑制TCP相的生成; (3) Cr元素含量降低。Cr元素是抗腐蚀元素, 研究表明当Cr含量在5% 以下时合金的抗腐蚀及抗氧化性能急速下降[7], 但通过实验人们又发现, CMSX-10 合金虽然仅含2.3Cr, 但其相关性能并没有明显下降, 经研究表明[8], 这是Re、Ta元素的添加造成的, 这两种元素也可以抑制元素的扩散速度, 提高了组织的稳定性, 从而提高了抗腐蚀性能及抗氧化性能。同时, Cr元素可促进TCP相的生成[9], 所以从第二代合金开始, Cr含量大幅度的降低。
4 镍基高温合金的发展趋势
(1) 更高的高温性能。随着航空航天工业的不断发展, 航空发动机的性能要求越来越高, 其所用的高温材料需要更高的承温能力, 更高的蠕变性能; (2) 更好的抗腐蚀性能、抗氧化性能。在合金设计中尽量少添加Cr元素, 通过添加难溶元素来提高合金的抗腐蚀性能及抗氧化性能, 或者进行表面防护涂层; (3) 发展低密度的镍基高温合金。由于重量原因, 发展低密度高温合金非常有必要, 尤其是叶片, 叶片在转动过程中会产生较大的离心力, 重量的增加会增大离心力, 增加叶片的负载, 从而降低叶片的使用寿命, 所以发展低密度的镍基高温合金是很有必要的; (4) 发展低成本的镍基高温合金。随着镍基高温合金的不断发展, Re元素的含量越来越大, 而Re元素在地球上含量较少, 价格较昂贵, 如何通过Ru元素的添加来提高镍基单晶高温合金的性能从而减少甚至不添加Re元素已降低镍基单晶高温合金的成本是未来的发展趋势之一。
摘要：本文简要介绍了镍基高温合金的概况以及合金各元素成分设计的发展, 其中难溶元素的比例逐渐增加, 但促进了TCP相的生成, 添加一定比例的Ru元素有抑制TCP相生成的作用。本文还探讨了未来镍基高温合金将向着更强、更轻、更便宜、更耐腐蚀的发展趋势。
关键词：镍基高温合金的发展,Ru,Re,TCP相
参考文献
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镍基合金 篇4
镍基粉末冶金FGH95高温合金的拉伸及低周疲劳性能研究
摘要：在420～650℃的温度范围内,研究了PM FGH95高温合金在应变率0.0001～0.01 s-1范围内的拉伸性能及在不同应力比R=-1及R=0下的低周疲劳性能.拉伸试验结果表明:在此温度范围内,应变率对弹性模量、拉伸屈服强度及塑性模量的影响可以忽略不计;并且应变率自0.0001 s-1增大至0.01 s-1时,弹性模量、拉伸屈服强度及塑性模量受温度的影响也不明显.PM FGH95合金受材料微结构的影响很大,材料含有的微缺陷对其力学性能有非常不利的影响.LCF试验结果表明:PM FGH95合金是循环硬化材料.当应力比R=-1时,温度对LCF寿命的.影响很小;但在应力比R=0时,LCF寿命受温度的影响很大,且随着温度的增加材料的低周疲劳寿命减小.SEM断口扫描发现,断裂表面有很多的解理面,但没有疲劳条带,且此断裂模式下没有明显的塑性变形,所以FGH95合金的低周疲劳寿命几乎是由裂纹萌生阶段决定的.Abstract：The tensile behavior of a nickel-base powder metallurgy(PM)FGH95 superalloy was studied in the temperature range from 420℃ to 650℃ with strain rate from 0.0001 s-1 to 0.01 s-1.The low cycle fatigue(LCF)behavior of this superalloy was investigated in the temperature range from 420℃ to 650℃ under push-pull mode(R=-1)and pull mode (R=0)at strain rate of 0.001 S-1.The results of tensile testing show that the effect of strain rate on the Youngs modulus,tensile yield strength,and plastic modulus can be neglected in the experimental temperature range.And the influence of temperature on the Youngs modulus,tensile yield strength,and plastic modulus is not obvious in the strain rate range from 0.000 1 s-1 to O.01 s-1.The PM FGH95 is sensitive to the micro-defect.which has a significant deleterious effect on FGH95 material mechanical behavior.The results of LCF reveal that the PM FGH95 is the cyclic hardening material.For mode R=-1.the effect of temperature on LCF life can be neglected;but for mode R=0,the temperature has profound influence on the LCF life.At this case,the LCF life decreases drastically with the temperature increasing.The SEM investigation of LCF specimens shows that there are a lot of cleavages on fracture surface,fatigue striations are absent,and this fracture mode may not involve significant plastic deformation.So the LCF life of PM FGH95 is almost determined by the crack initiation stage. 作者： 崔伟华万建松岳珠峰杨治国 Author： Cui Weihua Wan Jiansong Yue Zhufeng Yang Zhiguo 作者单位： 西北工业大学,陕西西安,710072 期 刊： 稀有金属材料与工程 ISTICEISCIPKU Journal： RARE METAL MATERIALS AND ENGINEERING 年，卷(期)： , 36(12) 分类号： V256 V250.3 关键词： 镍基粉末冶金FGH95合金 拉伸性能 低周疲劳 应变率影响 温度效应 断裂模式 Keywords： nickel-base powder metallurgy superalloy FGH95 tensile property low cycle fatigue strain rate effect temperature effect fracture mode 机标分类号： TG5 TQ3 机标关键词： 镍基粉末冶金 高温合金 拉伸屈服强度 低周疲劳 性能研究 Powder Metallurgy Nickel base temperature range strain rate yield strength 温度的影响 influence of temperature plastic deformation mechanical behavior 应力比 应变率 powder metallurgy low cycle fatigue 温度范围 塑性模量 基金项目： 国家自然科学基金，Chinese Aviation Research Foundation切削镍基高温合金试验研究 篇5
镍基高温合Inconel718金具有优良的热强、热稳定和热疲劳性能, 广泛用于国防和航空航天发动机轮盘和叶片等零部件[1]。由于其硬度高, 传热性差, 化学亲和力强, 属于难加工材料[2,3], 因此对其切削加工性的宏观了解, 有助于切削过程控制和丰富高效切削理论。
2 实验
试验在CA6140车床上进行, 切削力采用9257B型Kistler测力仪、5007型电荷放大器及计算机数据采集系统测量。切削温度采用自然热电偶法获得热电势并通过热电势标定曲线温度值测量。刀具磨损VB值是采用工具显微镜测量, 表面粗糙度测量系统采用便携式粗糙度测量仪进行。刀具为YG8硬质合金可转位外圆车刀, 工件为镍基高温合金圆棒料, 直径100mm, 长500mm, 镍基高温合金Inconel718因其硬度化, 加工硬化严重, 属于难加工材料, 本文在干切、乳化液冷却润滑条件下, 进行切削力、切削温度、切屑变形、刀具磨损以加加工表面粗糙度随切削用量变化的规律来评价镍基高温合金Inconel718的切削加工性。
3 结果与讨论
3.1 切削力随切削用量变化规律
在干切和乳化液冷却润滑条件下, 切削力随不同切削速度、进给量和切削深度的变化情况如图1所示。从图1中可以看出, 在干切和乳化液冷却润滑条件下, 切削力随切削速度的增加而减小, 随进给量和切削深度的增加而增。而使用切削液可以使切削降低, 且在随着切削速度的变化较为显著。
3.2 切削温度随切削用量变化规律
在干切和乳化液冷却润滑条件下, 切削温度随不同切削速度、进给量和切削深度的变化情况如图2所示。从图2中可以看出, 在干切和乳化液冷却润滑条件下, 切削温度随切削速度的、进给量和切削深度的增加而增加。而使用切削液在不同切削用量下都可以显著地降低切削温度。
3.3 表面粗糙度随切削用量变化规律
在干切和乳化液冷却润滑条件下, 表面粗糙度随不同切削速度和进给量的变化情况如图3所示。从图3中可以看出, 在干切和乳化液冷却润滑条件下, 表面粗糙度随切削速度和进给量的增加而增大。而使用切削液在不同切削用量下都可以显著地改善表面粗糙度。
3.4 切屑变形随切削用量变化规律
在干切和乳化液冷却润滑条件下, 切屑变形系数不同切削速度和进给量的变化情况如图4所示。图4中给出了切削Inconel718的Λh-f、v曲线。切削变形大也是高温合金的切削加工特点之一, 不难看出, 与干切相比, 用乳化液时变形系数有所减小, 由于冷却润滑作用可以减少因塑性变形而产生的热量, 这有助于抑制切削温度升高。
3.5 刀具磨损
在干切和乳化液冷却润滑条件下, v=30m/min、f=0.1mm/r时, 刀具磨损VB值如图5所示。图5中可以看出, 由于乳化液可以降低切削力、切削温度、切屑变形等, 能够有效地抑制刀具磨损, 与干切相比, 在v=30m/min、f=0.1mm/r时, 刀具寿命提高了35%左右。
4 结论
4.1分析了切削力、切削温度、加工表面粗糙度和切屑变形不同切削用理的变化情况, 切削力随切削速度的增加而增大, 而切削温度、加工表面粗糙度和切屑变形系数的情况反之。切削力、切削温度、加工表面粗糙度均随进给量的增大而增大, 切屑变形反之。
4.2与干切相比, 乳化液能够降低切削力、切削温度、加工表面粗糙度以信切屑变形系数, 有效地抑制刀具磨损, 在v=30m/min、f=0.1mm/r时, 刀具寿命提高了35%左右。
摘要：镍基高温合Inconel718金具有优良的热强、热稳定和热疲劳性能, 是国防和航空航天发动机轮盘和叶片等零部件的主要材料, 由于该材料导热性差、硬度高等特点, 刀具磨损严重, 本文能过切削试验, 在干切和乳化液冷却润滑条件下, 对镍基高温合金In-conel718的切削力、切削温度等切削加工性进行了研究。
关键词：Inconel718,刀具磨损,切削温度,切削加工性
参考文献
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ODS镍基超合金的研究进展 篇6
控制二次再结晶是制备ODS镍基超合金的关键。本文重点介绍了二次再结晶的特点和影响因素,以及不同应变速率下晶粒形貌对力学性能的影响。
1 制备工艺
ODS镍基超合金采用机械合金化(MA)+热挤压工艺制备。三个重要步骤分别是机械合金化、热力学变形(热挤压+轧制)和热处理。每个工艺对最终材料的显微组织都有重要影响。机械合金化是在高纯Ar气氛中将Y2O3颗粒均匀分散在Ni基体中,然后将MA合金粉末用低碳钢包套并在900～1175℃热挤压。热挤压后的棒材进行轧制(1040℃)得到最终形状。应变量、应变速率和挤压温度对最终的显微组织有重要影响[10]。在过高温度下热挤压或挤压比过小都会因为储能降低而不能在后续区域退火中得到柱状晶粒,只能得到等轴晶粒[11]。
热力学变形后的ODS镍基超合金采用三阶段热处理以获得柱状晶粒:(1) 区域退火热处理,就是将样品以一定的速率通过热区,使细晶粒在温度梯度作用下发生二次再结晶,再结晶前沿随着热区前进,得到显著的各向异性晶粒(柱状晶粒),提高了高温应力-断裂性能。对温度梯度而言,最有效的不是静态温度梯度,而是让样品逐步通过热区。(2) 固溶热处理,目的是使区域退火后的炉冷过程中析出的不规则且较粗大(1.8μm)的一次γ′相溶解。固溶处理温度 (1232～1280℃) 要足以溶解一次γ′相,介于γ′的固相线(1070～1170℃)和液相线(1330～1350℃)之间;(3) 回火热处理,目的是使γ′以更细小的尺寸析出。回火处理的温度为850～950℃[12]。固溶和回火热处理影响到γ′的粒径、体积分数和粒径分布。这对ODS镍基超合金的应力-断裂性能有重要影响。1232℃固溶处理得到较细的γ′(0.3μm)和部分粗的残余一次γ′(0.9μm)。1280℃×0.5h固溶处理时,二次析出的γ′为0.41μm,一次γ′的数量明显减少。1280℃×2h固溶处理时,得到均匀的0.53μm的γ′,无一次γ′残留。适当粒度的γ′才能提高蠕变性能。当γ′为0.53μm时,位错在γ′周围以奥罗万形式扩展。当γ′为0.3μm时,基体中出现大量的滑移而发生变形。由此可见,γ′粒径过大或过小都会导致应力-断裂寿命降低。当γ′为0.41μm时,以剪切模式变形,γ′被1/3〈112〉型位错剪切并形成超晶格层错,此时蠕变强度最高[12]。
2 二次再结晶行为
热力学变形后的组织为非常细小的等轴晶粒,不利于高温下使用。进行区域退火得到柱状晶粒,其形状因子(GAR)为[2]:
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d1,dlt和dst分别是三维晶粒的纵向、横向长边和横向短边的尺寸。对再结晶行为的研究有助于更好的控制显微组织,这对提高力学性能至关重要。
2.1 二次再结晶的特点
ODS镍基合金具有独特的再结晶行为。从二次再结晶前的显微组织来看,虽然ODS镍基超合金和ODS铁基合金的制备工艺相似,但是热力学变形后却得到不同的显微组织。ODS铁基合金为冷变形组织,沿冷加工方向形成超细的拉长晶粒(直径为500nm,长径比为10～20),晶内位错密度高。ODS镍基超合金为非常细小的等轴晶粒(0.14μm),晶内位错密度低且生成的退火挛晶的挛晶界平直,亚晶界不是由缠绕位错构成,无变形特征。这表明该显微组织是由一次再结晶形成的[3]。Baloch[11]和Sha[15]根据回复组织的亚晶粒的取向差小,而再结晶组织的相邻晶粒的取向差大的特点,通过研究相邻晶粒的取向分辨出这种组织是一次再结晶组织,而不是回复组织。从而得出二次再结晶在区域退火中的驱动力是晶界能的降低。
此外,ODS铁基合金很容易通过等温退火就获得柱状晶粒,其优先长大方向始终为平行于挤压方向。ODS镍基合金的柱状晶粒往往要通过区域退火得到,且柱状晶粒的方向可以通过控制区域退火方向来改变[16]。ODS镍基超合金的二次再结晶体现出与普通合金不同的特点,其二次再结晶温度高,活化能高。MA合金具有比传统材料更高的储能,本应该在较低的温度就发生二次再结晶,然而其再结晶温度却高达0.9Tm[17]。与正常晶粒长大不同,ODS镍基超合金只有超过一定的温度才能获得柱状晶粒。一旦发生再结晶,在很窄的温度范围内进行。高温下晶粒粗化具有快的动力学,在几分钟内就迅速完成,表明二次再结晶的活化能大[15]。
2.2 二次再结晶的影响因素
ODS镍基超合金的二次再结晶受一次晶粒度、织构、冷变形(冷轧)、氧化物弥散相和γ′析出相等因素的影响。
2.2.1 预退火的影响
区域退火前的退火称为预退火。由于二次再结晶行为的差异是由于热力学变形后的一次晶粒度引起的,因此预退火可以通过改变一次晶粒度来达到控制二次再结晶后的GAR[18]。预退火的上限温度低于二次再结晶的起始温度,下限受γ′溶解温度的影响。预退火温度为1135℃,位于γ′的溶解温度(1050～1170℃)范围内。预退火过程中晶粒为正常长大,在1100℃退火0,4h和14h所对应的晶粒度分别为0.28,0.37μm和0.47μm[19]。
为了在区域退火后得到柱状晶粒,存在一个最佳的一次晶粒度范围。图1为区域退火后的GAR与一次晶粒度的关系[19]。Park[19]得出当一次晶粒尺寸为0.45～0.55μm时,GAR最大。当一次晶粒小于0.45μm时,区域退火后得不到柱状晶粒。这是由于随着一次晶粒度的减小,晶界对形核的钉扎力增大,再结晶温度升高,二次再结晶就变得困难。当一次晶粒大于0.55μm时,再结晶也变得困难,原因是预退火过程中的回复降低了再结晶的驱动力,晶界迁移速率下降,容易在更多位置形核并得到等轴晶粒[20]。Hotzler[10]也得出相似的结论:当一次晶粒度大于一个临界值时将由于晶界储能的降低和弥散相的钉扎而不能发生二次再结晶,并得出MA6000的临界晶粒度为0.5μm。提高预退火温度引起从柱状晶粒向等轴晶粒的转变也是由于一次晶粒的长大。如在1130℃保温1h或在1065℃保温24h使MA6000失去了转变为柱状晶粒的能力[21]。
2.2.2 区域退火速率的影响
区域退火速率指样品通过热区的速率。随着区域退火速率的增加,将发生柱状晶粒向等轴晶粒的转变。这可以通过对比晶界迁移速率和区域退火速率来解释。假设存在一个最大速率εundefined,在此速率下再结晶前沿的晶界可以在T1温度下运动。当样品运动的速率超过εundefined时会发生柱状晶粒向等轴晶粒的转变。由于一次再结晶的驱动力与温度无关,因此可以用式(2)来计算不同温度(T2)下发生转变的速率[14]:
undefined
式中:Q是原子在晶界迁移的活化能;R是气体常数;T1,T2是绝对温度。假设Q=284.7kJ/mol(Ni的自扩散活化能),通过1160℃时测得的转变速率(v1=4.1mm/min)可计算出1200℃和1300℃时的转变速率分别为7.8mm/min和34mm/min。
因此,当晶界迁移速率大于区域退火速率时二次再结晶形成柱状晶粒。若再结晶前沿形成的速率小于区域退火速率,得到的是不完全再结晶组织或等轴组织[22]。在较低的区域退火速率下容易得到柱状晶粒,而在较高的区域退火下将得到等轴晶粒。随着峰值温度的升高,再结晶前沿的运动速率加快,从柱状晶粒转变为等轴晶粒的速率也增大。
2.2.3 γ′相和Y2O3含量的影响
γ′和Y2O3的含量关系到一次晶粒度,这就影响到二次再结晶的驱动力,从而改变了二次再结晶温度。图2所示为γ′含量对二次再结晶温度的影响[23]。在0%～45%范围内二次再结晶温度随γ′的增加而降低。二次再结晶温度可以认为是晶界迁移的驱动力大于钉扎力的结果。由于γ′相能更有效的抑制一次再结晶晶粒的长大,所以挤压态的一次晶粒度随γ′体积分数的增加而降低,从而提高了二次再结晶的驱动力,使二次再结晶温度下降。不含γ′时的一次晶粒度为0.53μm,含75%γ′时为0.25μm。细小的晶粒为晶粒长大提供了更大的驱动力。γ′的体积分数为65%～75%时,二次再结晶温度反而随着γ′的增加而提高。此时,二次再结晶温度非常接近γ′的溶解温度,γ′的溶解诱发二次再结晶,二次再结晶温度取决于γ′。提高γ′的体积分数提高了γ′的固相线温度,因此二次再结晶温度随γ′的增加而升高。
Y2O3对二次再结晶温度的影响和γ′对二次再结晶温度的影响机理相同。Y2O3也能控制一次再结晶晶粒的粒径,但是其影响没有γ′那么显著。细小的Y2O3颗粒钉扎一次再结晶晶粒的晶界,抑制一次再结晶晶粒的长大。二次再结晶温度随着Y2O3含量的增加而升高。
2.3 二次再结晶的理论
2.3.1 γ′溶液诱发二次再结晶
早期的ODS镍基超合金将高的再结晶温度归因于γ′析出相的存在[23]。Hotzler认为MA6000E的二次再结晶温度受γ′相溶解的限制,理由是发生二次再结晶的最小温度(1165℃)与γ′的固相线温度(1175℃)很接近,因此得出γ′的溶解诱发二次再结晶。同时,当达到γ′的溶解温度后,反应相当迅速。然而,其他合金的二次再结晶温度并不对应γ′的溶解温度,而是远高于γ′的溶解温度。如MA760和TMO-2,它们与MA6000有类似的Y2O3颗粒和含量,但是二次再结晶温度(1210～1250℃)比γ′的溶解温度高得多。TMO-2的再结晶温度为1210℃,而γ′的溶解温度为1160℃。MA760中γ′的溶解温度只有1050℃±10℃[24]。MA754虽然只由γ相构成,也发生二次再结晶。因此,二次再结晶不完全是由γ′相诱发的[18]。而且,对不含γ′的铁基合金其再结晶温度也很高。
2.3.2 弥散相粗化诱发二次再结晶
该观点认为由于弥散相的长大,其对晶界运动的钉扎力就减小而诱发二次再结晶。氧化物对晶界迁移的钉扎力为:
undefined
式中:r0为晶界能;f,γ分别为颗粒的体积分数和粒径。高温下晶界的迁移能克服弥散相的拖曳而突然加快,因此诱发再结晶。MA合金含有细颗粒的Y2O3-Al2O3化合物,该观点看似合理,当这些弥散相发生粗化时晶界就能够迁移并发生再结晶。但是这与实验结果不一致,再结晶热处理过程中并没有显著的粗化,而且再结晶温度对钉扎力的变化不敏感[25]。
2.3.3 晶界形核理论
Bhadashia[17]提出晶界形核理论,如图3所示[16]。该模型的一个重要观点是当二次再结晶之前合金中的晶粒足够小时,不能将晶粒孤立的来看待。再结晶的形核是通过晶界的凸出形成的。在形核过程中,传统合金由于晶粒足够大,晶界不会对形核造成障碍。而对晶粒非常细小的ODS合金来说,三叉晶界对晶界凸出形成钉扎[27]。再结晶晶粒的形核需要很大的活化能,比Ni的自扩散系数(Qd)大几个数量级。
该模型解释了ODS合金高的再结晶温度并预测了再结晶温度-晶粒度(储能)的曲线应该有个最小值。图4为一次晶粒度和二次再结晶温度的关系。再结晶温度随一次晶粒度的减小而提高,由于三叉晶界的钉扎变得显著,再结晶受到阻碍。然而,较低温度下的预退火将导致晶粒粗化,再结晶也变得困难,因为再结晶的驱动力(晶界能)大幅度降低,再结晶温度随之升高。因此,通过再结晶形核高的活化能就解释了ODS合金高的再结晶温度。Sha[28]通过不同加热速率下的再结晶温度计算出活化能,证实了ODS合金的活化能高,再结晶温度就高。
3 力学性能
ODS镍基超合金的力学性能与晶粒形貌密切相关。主要有两种晶粒形貌:一种是热力学变形后的细等轴晶粒;另一种是区域退火得到的柱状晶粒,该组织决定了力学性能的各向异性。力学性能受晶粒度、形状因子(GAR)和晶粒织构等因素的影响。此外,不同应变速率下的高温强度和延性也体现出很大差别。正确评价ODS合金在不同方向的蠕变性能有重要意义。
3.1 细晶粒态
ODS镍基超合金主要是利用纵向优异的高温蠕变性能,而对细晶粒态性能的研究很少。MA754可用作先进气冷核反应堆的第二流动循环的承压管道,工作温度为850～950℃、内气压达到10MPa。内压力导致周向应力的存在,横向(细晶粒态)性能就变得很重要。粗晶粒态的MA754的蠕变强度优于典型的锻造合金,但是该合金横向具有蠕变脆性,延伸率几乎为0,这种脆性行为对用作承受压力的管道来说是不能接受的。为了提高蠕变机制下的延性,Totemeier研究了细晶粒态的MA754的抗拉和蠕变性能,抗拉实验和蠕变实验时的应变速率分别为1×10-3s-1和3×10-9s-1[29]。
在高应变速率下(抗拉实验),细晶粒态MA754的抗拉强度在室温下很高而在高温下却很低。这是由于室温下弥散相和高位错密度提高了强度,而高温下由于高晶界密度有利于晶界滑移而降低了强度。抗拉延性与抗拉强度的趋势相反,在低温下的延性小而在高温的延性高。
在低应变速率下(蠕变实验),细晶粒态MA754的晶界密度高,其在各个温度下的蠕变强度仅为细晶粒态的1/5[29]。细晶粒态MA754在抗拉实验中的延性高,但是在蠕变实验中的延性很低,断裂延伸率小于5%且无缩颈,断口上出现大量孔隙(17%),这是由于低的外应力有利于孔隙和亚临界裂纹稳定的长大。900℃时的延伸率为2.4%,显微组织中也有很多孔隙(11%)[29]。蠕变条件下孔隙的出现和无缩颈的特征表明蠕变变形主要为孔隙的形核和长大,而不是均匀塑性变形。蠕变条件下孔隙的形成是由于晶粒内部抵抗变形和高密度的相对薄弱的晶界的联合作用。ODS合金的晶粒内部的变形特征为临界应力行为,低于临界应力时不发生蠕变。高温下晶界相对薄弱,当外应力较低时,容易发生晶界滑移,晶粒内部由于不能容纳变形而导致孔隙的快速形成。在高应力和应变速率下,外加应力超过了晶粒内部变形的临界应力,由于没有足够的时间进行扩散,抑制了晶界滑移,有利于更均匀的变形,故高温下抗拉延性高。
因此,在蠕变条件下细晶粒态的性能与区域退火粗晶粒相比没有优势。细晶粒态的蠕变和断裂强度比粗晶粒态低,且表现为蠕变脆性。因此有必要通过热力学过程得到柱状晶粒。
3.2 粗晶粒态
二次再结晶后得到柱状晶粒形貌,具有显著的各向异性。纵向的GAR为8,横向接近等轴晶粒(GAR<1)。Totemecer[30]比较了MA754在不同应变速率下的横向和纵向性能的差异。
3.2.1 高应变速率下的性能
抗拉实验中的应变速率高(1×10-3s-1)。纵向和横向的屈服强度和断裂强度的差异较小。强度差别在700℃时最大,高于700℃时,强度差异随着温度的升高而降低,在1000℃时强度几乎相等[30]。这是因为晶界变形在较高的应变速率下对变形的影响不大。纵向和横向延性的差异较大,并随着温度的升高而增大,这是由于横向样品的晶界密度高,高温下容易发生晶界分离而导致断裂。
3.2.2 低应变速率下的性能
蠕变实验中的应变速率低(3×10-3～5×10-10s-1)。GAR对蠕变性能有显著影响。纵向和横向强度与延性的差异很大,并随着蠕变速率的降低而增大。这是由于纵向和横向的晶界密度不同造成的。沿纵向的高温蠕变性能远高于横向。800℃时横向强度为纵向的85%。900℃和1000℃时,横向强度分别为纵向的50%和33%[30]。疲劳和蠕变裂纹长大发现横向比纵向容易出现裂纹加速长大。
3.2.2.1 纵向性能
纵向为粗柱状晶粒。高温应力-断裂性能对GAR敏感。高温下晶界与晶粒内部更薄弱。粗柱状晶粒形貌抑制了晶界滑移,扩散蠕变受到抑制。高的GAR具有更高的蠕变活化能和高的临界应力。蠕变强度随着GAR的增大而增加。GAR最好大于20以提高高温蠕变断裂性能。对于相同的GAR,粗柱状晶粒比细柱状晶粒更好,原因是减小晶界面积有助于抑制蠕变裂纹的萌生。ODS镍基超合金的应力-应变速率关系符合经典的蠕变等式undefined,具有高的应力指数(n)和高活化能(Q)[31]。这种高的应力敏感性可引入临界应力来描述:
undefined
式中:undefined是最小应变速率;σth为临界应力;Q为活化能。小于σth时,蠕变速率非常小。σth的物理本质是应力场在颗粒/基体界面通过滑移和扩散释放使位错和颗粒相互吸引,位错脱离氧化物的一侧被钉扎而起到强化作用[1,33]。760℃时的临界应力为190MPa,982℃时为101MPa[30]。纯金属或固溶合金的应力指数仅为3～5,而MA754的应力指数为19～33(760～1093℃)[32]。760℃和982℃时的活化能分别为506kJ/mol±125kJ/mol和658kJ/mol±112kJ/mol,这远高于Ni-10Cr固溶体的自扩散活化能285kJ/mol。纵向的蠕变机制主要为位错蠕变,具有高的应力指数[33,34]。在800,900℃和1000℃时应力指数相近表明位错蠕变是纵向样品的主要蠕变机制。在1000℃时的长程蠕变实验中出现扩散蠕变的特征。由于提高了扩散蠕变而使得富Cr相析出。可以预测在更高的温度和更低的应力下,扩散蠕变占主导。纵向样品的蠕变断裂形貌主要为穿晶断裂,少量的沿晶断裂。纵向的延性随着温度的升高而降低,在各个温度下,延性随时间的延长而降低。而纵向的延伸率从800℃的10%～20%降低到1000℃的1%～4%[30]。
3.2.2.2 横向性能
晶界对横向性能的影响显著。横向的应力指数随着温度的升高而降低。900℃和1000℃时的蠕变强度低,临界应力随温度的升高而降低。800,900℃和1000℃的临界应力分别为185,145MPa和115MPa[30]。横向样品呈蠕变脆性,延伸率小于1%。
位错蠕变、晶界变形和扩散蠕变对总变形量的贡献随温度而变化。应力指数反映了变形机制的变化。横向蠕变的应力指数随温度的升高而降低,从800℃的24降低到1000℃的5[30]。800℃的应力指数高,位错蠕变占主导。1000℃时,晶界滑移和空位形成占主导,变形既有扩散蠕变也有晶界滑移,这种滑移没有容纳晶内变形并导致孔隙的形成和长大,最终导致断裂。此外,横向样品在1000℃时出现扩散蠕变,但是在高应力下则不会出现。横向样品的断裂主要是沿晶断裂,这是由于蠕变变形在横向晶界处形成孔隙和裂纹,而在垂直于外加应力的方向的纵向晶界,长的晶界为裂纹扩展提供了更容易的路径,降低了横向断裂强度和延性,导致明显的蠕变脆性。因此,横向样品在蠕变过程中,晶界的作用随着温度的升高和时间延长变得越来越明显,导致应力指数随温度升高而降低。
4 结束语
ODS镍基超合金中的氧化物粒径(15～50nm)比ODS铁基合金中的弥散相(3nm)粗大得多。Y2O3容易与基体中固溶的Al反应生成一系列的Y-Al-O复杂氧化物(Al2Y4O9,Al5Y3O12, AlYO3)和Al2O3[7],引起氧化物的粗化。减小氧化物的粒径对保证长期组织稳定性和进一步提高力学性是一个重要的研究方向。作为高温下承压管道使用时,横向性能变得很重要,但是ODS镍基超合金的横向力学性能差,限制了其应用。从强化晶界以减少晶界滑移的角度出发,解决柱状晶粒带来的力学性能的各向异性,特别是横向蠕变脆性问题是扩大ODS镍基超合金应用的关键。此外,需要优化合金成分以获得适量的γ′相以进一步提高中温强度并研究γ′相与镍基超合金中不同的析出特征及粗化行为[35]。织构对再结晶和蠕变性能有重要的影响[36,37,38]。有关热力学处理对织构的影响,织构对柱状晶粒形成的影响也有待进一步研究。如何抑制孔隙的形核以提高高温性能,进一步研究晶粒形貌和孔隙长大的相互作用。
摘要：γ′和Y2O3强化的镍基超合金高于1000℃仍有优异的蠕变性能,可用作涡轮喷气发动机中的叶片。本文介绍了氧化物弥散强化(ODS)镍基超合金的制备和三阶段热处理获得柱状晶粒,重点分析了其独特的二次再结晶行为,同时阐述了预退火、区域退火速率以及γ′和Y2O3的含量对二次再结晶的影响。讨论了γ′溶解诱发二次再结晶、弥散相粗化诱发二次再结晶和晶界形核三种理论,解释了二次再结晶温度高和活化能高的原因。最后讨论了细晶粒态和粗晶粒态在不同应变速率和不同取向上性能的差异。
镍基合金 篇7
近年来,随着MEMS的发展,电子、光学、医疗、汽车、生物、通信和航空电子行业对微细部件和产品的需求正快速增长[1]。微机电系统的实用化在很大程度上取决于其动力装置和执行机构中关键结构件的制造。一般材料难以适应高温高压、大机械应力、腐蚀以及高强度辐射等恶劣的工作环境,这限制了MEMS部件的应用。镍基高温合金具有热稳定性好、高温强度和硬度高、耐腐蚀、抗磨损等特点,被普遍认为是有望解决前述问题的材料之一[2]。
用传统切削加工方法进行镍基高温合金材料的微细加工,存在刀具损耗严重、切削变形大、会产生切削热和残余应力等缺点;微细电火花加工技术加工镍基高温合金时,存在工具电极容易损耗、加工稳定性不易控制等缺点,特别是加工表面存在再铸层的问题,这些都限制了其在航空航天领域的应用。
基于电化学阳极溶解原理的微细电解加工,以“离子”溶解形式去除金属材料,因此理论上可以达到很高的加工精度。该工艺具有加工效率高,工具无损耗,加工表面无热影响层,被加工工件表面光滑,无内应力、无裂纹和不受加工材料硬度限制等优点,非常适合用来加工高温合金。在采用纳秒级超短脉冲电流技术后,电化学溶解的定域性得到很大提高[3]。
本文以镍基高温合金GH3030为加工对象,在线制作了柱状电极。在三轴联动微细加工平台上,采用纳秒脉冲电流技术开展实验研究,利用优化的参数,成功加工出二维结构和三维型腔,获得了良好的加工效果。
1 加工原理及加工装置
1.1 加工原理
在微细电解加工中,加工特征尺寸较小,传统的拷贝式电解加工微成形电极制作困难,且电解产物难以排出。参照成熟的数控铣削加工,出现了以简单形状的工具电极完成复杂零件电解铣削加工的技术[4]。采用柱状微细工具电极,通过控制其运动轨迹,能够实现复杂结构的铣削加工,微细电解铣削加工示意图见图1a。
(a)微细电解铣削示意图 (b)极间等效电路图
微细电解加工的极间等效电路如图1b所示。等效电路电阻R与电解液种类、浓度和电极间的加工间隙有关。对于纳秒脉冲的电化学反应,当在工具电极和工件材料间施加脉冲电压时,双电层的电容C就会周期性地充放电[5]。正对工具电极的加工区域极间间隙最小,电解液等效电阻也最小,记为R1,双电层充放电的时间常数τ1=R1C;非加工区域离阴极较远,电解液等效电阻较大,记为R2,则双电层充放电的时间常数τ2=R2C。通过选择合适的脉冲宽度ton,使得τ1≤ton<τ2,在纳秒脉冲电源作用下,加工区的双电层电容能够完全充电,电极电位超过分解电压值;非加工区时间常数大,双电层电容尚未完全充电就进入脉冲间隔阶段,电极电位未能达到分解电压值。因此,加工区电流密度大,集中蚀除效果好;非加工区域的电流密度小,工件被蚀除量少,从而抑制了影响加工精度的杂散腐蚀,显著增强电解加工的定域蚀除能力[3]。
1.2 微细电解加工装置
利用自行搭建的三轴联动微细加工平台在线制作微细电极,并进行微细电解铣削加工实验。该微细电解加工系统包括纳秒脉宽电源、运动系统、加工控制与检测系统、电极系统、电解液系统,以运动控制卡为运动控制系统核心,采用直流伺服电机—精密滚珠丝杠的进给方案。运动控制系统由德国PI公司生产的C843运动控制卡控制M系列直线位移工作台实现3个方向的联动进给。单轴进给分辨率为3.4nm,重复定位精度为1μm,最低进给速度为0.1μm/s,最高进给速度为1mm/s。图2为微细电解加工系统示意图。
2 微细电极的在线制备
高形状精度的微细电极是保证微细电解加工顺利进行的前提,直接关系到加工结果的好坏。目前微细电极的制作方法有精密车削法、离子束铣削法、线电极电火花磨削法、电化学腐蚀法等。相对于其他制备微细电极的方法,电化学腐蚀法经济、高效、加工参数易控制,更适用于制备微细电极。本实验将直径300μm的校直钨丝作为电极制备的原材料。制备原理如图3所示,其中钨丝作为阳极装夹在机床主轴上,穿过作为阴极的不锈钢圆筒中心,阴阳极均浸入浓度为2mol/L的KOH溶液中。在阴阳极之间接通直流电源后,不锈钢板上有气泡(H2)冒出,电化学反应开始进行。钨丝在强碱溶液中发生电化学反应,被氧化成WO
6H2O+6e→3H2+6OH- (阴极)
W+8OH-→WO
对于微细电解铣削加工而言,电极的形状精度尤其是工作端的形状精度对加工结果影响很大。实验发现,尖锐状的电极工作端,电场集中,很容易产生电火花烧蚀而弯曲。工作端尺寸越均匀、形状越规则的电极,其周围电场越均匀,加工过程越稳定。通过控制影响电极成形质量的因素,如加工电压、加工电流、钨丝浸入深度、电解液配比等可制作出直径几微米到数十微米,工作端尺寸均匀的柱状电极[7]。图4所示的微细电极工作端直径在10μm左右,长度在100μm左右。
3 实验安排与分析
加工间隙是微细电解加工的核心参数,包括端面加工间隙和侧面加工间隙。间隙越小,间隙内的电流密度越大,集中蚀除能力就越强,则加工精度越高。微细电解加工中材料的去除量很小,加工的尺寸在微米级,对加工精度的要求更高。另外,加工间隙还直接影响到加工效率和表面质量。因此要实现高精度的微细电解加工,就必须减小加工间隙。
为了获得较小的加工间隙和良好的加工稳定性,本文进行了一系列的参数实验。实验利用纳秒脉冲电源和直径10μm的柱状电极,采用GH3030进行微槽的加工工艺实验,研究不同加工参数,如加工电压、脉冲参数、不同电极直径等对加工精度的影响。因端面加工间隙不易测量,故本文通过分析侧面间隙的大小来研究GH3030微细电解加工的精度,侧面间隙Δs的测量公式为
Δs=(b-d)/2 (1)
式中,b为微槽的槽宽;d为工具电极的直径。
3.1 加工电压对侧面间隙的影响
加工电压是电解加工中的关键因素之一,是使电解加工得以进行的原动势能。实验材料及参数如下:浓度为0.2mol/L的H2SO4电解液,工件为厚度300μm的GH3030板,脉冲电源周期为1μs,脉冲宽度为95ns,电极直径为10μm,进给速度为0.2μm/s,向下进给深度为10μm。实验测得的侧面间隙随电压的变化趋势如图5所示。
由图5可知,加工电压越高,侧面间隙就越大,相应产生的误差就越大,零件的加工精度就越低。同时,加工电流随着加工电压的增大而增大,根据法拉第定律,材料的蚀除量随着加工电流的增大而增大,一旦电解产物未能及时排出,就会造成短路。但过小的加工电压不足以克服双电层电势和溶液欧姆压降而建立起的必要的极间电流场;过大的电压导致单位时间内材料的蚀除量过大,电解产物不能及时排除。电压过小或过大均会导致短路现象的发生,因而,在确保满足所要求的电流密度且保证加工精度和加工稳定性的前提下,电压一般取4.5V。
3.2 脉冲宽度对侧面间隙的影响
在脉冲参数中,脉冲宽度是重要的一项,它反映了双电层的充电时间。实验材料及参数如下:浓度为0.2mol/L的H2SO4电解液,工件为厚度300μm的GH3030板,加工电压为4.5V,脉冲周期为1μs,电极直径为10μm,进给速度为0.2μm/s,向下进给深度为10μm,脉宽范围为60~150ns。实验测得的侧面间隙随脉宽的变化趋势如图6所示。
由图6可知,随着脉宽的增加,侧面间隙增大。这是由于加工过程即为对双电层进行充放电的过程,当脉宽变大时,双电层的充电时间延长,加工电流增大,工件的蚀除量增加,因而侧面间隙变大,加工精度下降。因而在保证加工稳定性的前提下,应尽量减小脉冲宽度,一般取80~100ns。
3.3 电极直径大小对侧面间隙的影响
为验证电极直径大小对侧面间隙的影响,进行了一组实验。该组实验材料及参数如下:浓度为0.2mol/L的H2SO4电解液,工件为厚度300μm的GH3030板,加工电压为4.5V,脉冲电源周期为1μs,脉冲宽度为95ns,进给速度为0.2μm/s,电极直径为4~18μm。实验所得电极直径大小对侧面间隙的影响如图7所示。
由图7可知,总体而言,侧面间隙随着电极直径的增大而增大,在电极直径较小(4~7μm)时,侧面间隙较小,但实验稳定性不佳;随着电极直径的大幅增加,侧面间隙随之急剧增加,但加工过程趋于稳定。因此为减小侧面间隙以保证加工精度,同时保证加工稳定性,一般加工实验采用直径10μm左右的电极。
3.4 薄分层电解铣削策略
对于高深宽比的微型腔加工,一次电解铣削方法在加工时加工深度较大,加工间隙内电解液难以及时更新,电解产物排出困难,很难保证加工精度和加工稳定性,加工效率也很低。为获得良好的加工效果,实验采用分层工艺进行微细电解加工,将高深宽比的复杂结构分解成多层的简单轮廓。薄分层电解铣削策略将每层铣削厚度控制在3~5μm之间,使得电解液能及时进入加工间隙,带走电解产物,消除了局部产物堆积产生的短路现象,提高了加工稳定性;另外,每层铣削厚度较小,单位时间内工件被蚀除量很少,可以以较高的速度进行加工,从而提高了加工效率。
为探索薄分层电解铣削工艺对微细电解铣削加工过程的改善,在GH3030上进行了微槽的加工实验,研究每层铣削厚度对进给速度和加工稳定性的影响(加工稳定性以100μm长的微槽加工过程中的短路次数来衡量)。每层铣削厚度为1~5μm,实验结果如图8所示。
由图8可见,在每层铣削厚度小于3μm时,进给速度和加工稳定性均处于较理想的水平,随着每层铣削厚度的增加,进给速度突然下降且短路次数急剧增大,因此从加工稳定性考虑应该将每层铣削厚度控制在3μm以内。另外,材料蚀除率RMR与每层铣削厚度的关系为
RMR=bhv (2)
式中,h为每层铣削厚度;v为进给速度。
每层铣削厚度h与RMR的关系如图9所示,可见当h=3μm时,材料蚀除率最大,加工效率最高,因此为兼顾加工效率和加工稳定性,每层铣削厚度一般取3μm。
4 实验结果
基于以上实验与分析,在优化参数的基础上进行了较高深宽比的二维结构和三维型腔的微细电解铣削分层加工。图10是在厚度为300μm的GH3030片上电解铣削加工出的二维方腔结构,方腔深35μm,相关实验参数如下:H2SO4电解液的浓度为0.2mol/L,加工电压为4.5V,脉宽为95ns,脉冲周期为1μs。图11所示的三维结构加工条件与图10相同,加工结果为型腔深40μm,槽宽28μm,中心舌状结构尺寸为80μm×6μm,与设计尺寸(设计型腔深40μm,槽宽30μm,中心舌状结构80μm×5μm)基本相符,误差较小;另外从局部放大图可以看出其深宽比较大,棱角分明,形状精度高,显示了很强的定域性加工能力。
5 结束语
本文以镍基高温合金为加工对象进行微细电解铣削加工实验。采用电化学腐蚀法制备了形状精度高的柱状微细电极,在镍基高温合金GH3030上进行了一系列的参数对比实验,研究发现采用低加工电压、小脉冲宽度、小电极直径可有效提高加工精度。通过应用薄分层电解铣削工艺,成功加工出高质量的二维结构和三维型腔。 ()
摘要：针对高深宽比、复杂结构的微型腔,提出了分层电解铣削的工艺。在三轴联动微细加工平台上制作了柱状的微细电极,并在镍基高温合金上进行了微细电解铣削加工实验。研究了加工电压、脉冲参数、不同电极直径对加工精度的影响规律,成功地加工出二维结构和三维型腔。该工艺加工精度高、加工稳定性好。
关键词：镍基高温合金,柱状电极,分层铣削,微三维结构
参考文献
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镍基合金粉中磷含量的测定 篇8
目前，大多数测定磷的方法是以形成钼磷杂多酸为基础的吸光光度法，其中包括直接光度法，此方法基于在酸性溶液中使磷转化为正磷酸，再与钼酸盐作用，形成12-钼磷杂多酸。
GB 8638.12-88镍基合金粉化学分析方法利用正丁醇-三氯甲烷萃取分光光度法测定磷量，此方法利用萃取试剂将磷钼杂多酸萃取出，并通过还原剂将磷钼杂多酸还原，反萃取于水相中，比色。笔者经过大量实验，发现将工作曲线中，加入同等含量的背景干扰元素，用钼酸钠，硝酸铋，抗坏血酸显色测定磷，结果满意。
1 实验部分
1.1 主要仪器与试剂
722N分光光度计
盐酸(ρ1.19g/ml)
硝酸(ρ1.42g/ml)
高氯酸(ρ1.67g/ml)
亚硝酸钠溶液(10%)
钼酸钠溶液(1%)
硝酸铋(0.5%)：5g硝酸铋溶于1000ml (1:9)的盐酸中
抗坏血酸(1%)
磷标准储存溶液：称取预先经105-110烘干的0.4393g磷酸二氢钾，溶于水中，加入10ml硝酸(ρ1.42g/ml)，移入1000ml容量瓶中，用水稀释至刻度，混匀，储存于塑料瓶中。此溶液1ml含100ug磷。
磷标准溶液：移取20ml磷标准储存溶液置于1000ml容量瓶中，加入5ml硝酸(ρ1.42g/ml)，用水稀释至刻度，混匀。此溶液1ml含2ug磷。
镍标准溶液：1mg/ml。
铁标准溶液：1mg/ml。
铬标准溶液：1mg/ml。
1.2 试样处理
1.2.1 试样的溶解
准确称取0.2000g试样于150ml锥形瓶中，加适宜比例的盐酸(ρ1.19g/ml)和硝酸(ρ1.42g/ml)的混合酸，加热溶解(难溶试样可滴加氢氟酸助溶)。
1.2.2 试样的处理
加入5ml高氯酸，加热蒸发至冒烟，使铬氧化至六价，滴加2-3ml盐酸挥除大部分铬，继续冒烟，蒸发至近干，冷却。加入20ml水溶液，加热溶解盐类，滴加亚硝酸钠溶液还原高价铬至低价，移入100ml容量瓶中，以水稀释至刻度，混匀。(试液浑浊则需要过滤)
移取试液10ml于50ml容量瓶中，加入5ml混酸(3ml硫酸，6ml硝酸，91ml水), 1%钼酸钠5ml, 0.5%硝酸铋5ml, 1%抗坏血酸10ml，定容，移入比色皿中，稀释至刻度，于波长680nm处比色。
参比液：移取试液10ml于50ml容量瓶中，加入5ml混酸(3ml硫酸，6ml硝酸，91ml水), 0.5%硝酸铋5ml, 1%抗坏血酸10ml，定容，稀释至刻度。
1.2.3 标准曲线的绘制
在六个150ml锥形瓶中，根据所测的试样中镍，铁，铬的含量，同等移取镍标准溶液，铁标准溶液，铬标准溶液，于6个锥形瓶中，试液按1.2.2处理后，分别加入0ml, 0.5ml, 1ml, 2ml, 3ml, 5ml磷标准溶液，定溶于50ml容量瓶。以磷的质量为横坐标，吸光度为纵坐标，绘制表工作曲线。
2 结果与讨论
2.1 分析结果
多次测定结果符合允差要求。
2.2 溶解酸的使用
在用非氧化性酸(如盐酸，硫酸)溶解钢铁试样时，试样中的小部分磷会生成一种无色，有毒的氢化磷气体。由于此气体具挥发性，导致部分磷的损失，而使测定结果偏低。因此，在溶解试样时要用具有氧化性的酸，如硝酸，王水等，以避免生成氢化磷。[4]利用盐酸和硝酸所具备的强酸性，强氧化性联合作用下可以溶解难溶性镍基合金粉。
2.3 酸度的影响
一般认为，钼磷杂多酸的形成酸度为0.2-1.6mol/l，酸度太大，磷的显色受到抑制，反应不完全或完全不反应，酸度太小，则会受到硅的干扰。为了避免硅的干扰，通常采取提高溶液酸度，即在0.8-1.6mol/l的酸度范围进行磷的测定。通过先将试样溶解，用高氯酸冒烟至近干，然后加入5ml混酸(3ml硫酸，6ml硝酸，91ml水)，酸度范围合适，显色完全。
经过多次实验，测量结果满意。
参考文献
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镍基合金 篇9
近年来,高Cr镍基高温合金应用日渐广泛。国内出现了Cr含量在30%(质量分数,下同)以上的变形高温合金GH648,并开展了大量的研究工作[7,8,9]。随后,一种含Cr量高达32%~35%的铸造镍基高温合金K4648也开始应用于制造先进燃气涡扇发动机的扩压器、矢量喷口和燃烧室等部件。K4648是目前应用的Cr含量最高的铸造镍基高温合金。最近的报道中,有关K4648合金的研究涉及显微组织[10]、凝固行为[11],铸件的若干质量控制因素[12]及焊接[13],但有关K4648母合金的研究甚少。在K4648合金的应用过程中发现个别批次的母合金室温冲击韧性低于技术条件中力学性能的指标,但合金成分却满足技术条件要求,其原因引起关注。由于本研究用母合金在主量元素成分、重熔及热处理工艺方面已按工艺规程严格控制,而技术条件中没有对合金纯净度提出要求,因而对该合金的气体和其他杂质元素均不检测。但现有研究表明,高温合金中残留的气体特别是O和N会降低合金冲击性能[14]。在Cr基高温合金中由于Cr含量高,导致易吸收更多的气体元素O和N会使合金变脆[15]。因此有必要开展高Cr铸造镍基高温合金K4648母合金净度的研究。本研究采用EB锭法对比分析了两炉K4648母合金的夹杂物,同时还首次分析了合金原材料中金属Cr的显微组织和成分,讨论了影响合金净度的因素,希望为高品质K4648母合金制备提供一定的理论依据。
1 实验材料与方法
选用室温冲击韧性不合格的1#炉批和合格的2#炉批K4648母合金,母合金锭经真空感应熔炼制备。对比分析包括主量元素和气体在内的所有组成元素。将两个批次的母合金锭分别在真空感应熔炼炉内重熔浇注成等轴晶成形试棒,试棒经1180℃/4h+900℃/16h标准热处理后加工成冲击试棒进行室温冲击实验。
从两炉母合金锭分别切成300~400g的试块,切取时应尽量避开合金锭缩孔部位,将试块外表面磨光后,放入电子束轰击炉内在10-3Pa高真空下使合金熔化,熔化的合金底部接触水冷铜模快速凝固形成纽扣锭(EB锭),示意图如图1所示。在凝固的过程中合金液体中的氧化物等夹杂因为比重小会上浮并最终聚集于纽扣锭中部的最后凝固区。对EB锭的最后凝固区域进行扫描电镜和能谱分析,确定两炉合金中的氧化物夹杂的形貌、分布以及成分。考察原材料金属Cr对母合金净度的影响,采用扫描电镜和能谱分析了K4648母合金原料金属Cr块的显微组织和夹杂物的成分,测定了金属Cr基体和夹杂物的维氏显微硬度。
2 实验结果与讨论
2.1 K4648母合金的成分、性能和气体含量
两炉K4648母合金的分析成分如表1所示。从表1数据可知,除了1#母合金的Al,Ti,Nb含量较2#炉略高外,两炉母合金的主量元素Cr,W,Mo,C的含量没有明显区别。作为晶界净化或强化元素的Ce,B,Y,Ca,1#炉含量较2#炉偏高,其中Ce和Y的含量1#炉比2#炉高一倍,但1#,2#母合金上述元素成分均在K4648合金公称成分范围内,满足技术条件要求。
将1#和2# K4648母合金分别在真空感应熔炼炉内重熔浇注成等轴晶成形试棒,试棒经标准热处理后加工成冲击试棒进行室温冲击实验,结果如图2所示。
可以看到, 1#母合金10根试棒的室温冲击韧性平均值仅为(13.2±1.9)J/cm2,最低和最高值分别为10.5J/cm2和16.0J/cm2,均低于技术条件要求的19.6J/cm2。而2#母合金的室温冲击韧性全都满足技术条件要求,平均值为(34.5±3.2)J/cm2,接近1#合金室温冲击韧性值的3倍。排除重熔浇注工艺和热处理工艺的因素外,两炉母合金必然存在内在品质的差异。
考虑到合金的主量元素成分均合格,而尽管K4648合金技术条件中没有对气体含量的规定,本工作还是测定了两炉合金的气体元素O,N,H的含量,结果列于表2。可见,两炉母合金的N和H元素含量接近,但1#母合金中O含量高于2#合金2倍以上,且数据分散性较大,最高甚至达到28×10-6,可能是造成合金冲击韧性低的一个原因。两炉合金的N含量均超过20×10-6,说明高Cr合金的吸N倾向很高。气体含量值只代表气体元素(O,N,H)在合金中的平均含量,无法知道元素以何形式存在。在高温合金中,气体元素通常以氧化夹杂的形式存在,因此O,N含量高间接代表合金中氧化物和氮化物含量较高。但由于氧化物或氮化物绝对含量低且分散,因此很难在合金中直接观察到。鉴于绝大多数非金属夹杂物的密度都低于钢液密度,采用电子束纽扣锭(EB锭)的方式将密度较小的夹杂物上浮到锭的表面并汇聚于合金凝固后期的中心位置,方便电镜观察分析。
2.2 电子束纽扣锭(EB锭)实验
电子束纽扣锭(EB锭)法在国外已广泛应用于高温合金净度评价。通过此方法制备的1#和2#炉K4648母合金的EB锭外观分别如图3(a),(b)所示。可以看到两炉合金EB锭中心区域都有明显的最后凝固区,其中1#母合金EB锭最后凝固区直径在20mm左右,2#母合金制备的EB锭最后凝固区略大,达到30mm。在最后凝固区枝晶间区域为夹杂物的上浮形成通道,载有夹杂物的熔体通过此通道将其上浮到EB锭上表面。可以看到1#和2#母合金的EB锭都形成了明显的夹杂上浮通道(图4(a),(b))。
在1#炉母合金EB锭最后凝固区附近找到上浮夹杂物区如图5所示。可见在母体合金晶界附近枝晶丛中浮出一直径约400μm的球状夹杂物(图5(a)),对其心部和边缘以及周边区域进行进一步放大(图5(b),(c),(d))并对夹杂物进行能谱分析,结果列于表3。结果表明,球状夹杂物主要由树枝晶和部分块状相组成。球状夹杂物中心部分枝晶尺寸较小(能谱点4),
靠近外围部分的枝晶较粗(能谱点1),它们都富Al,Y,Ce,O(表3),表明该球状夹杂物主要为富Al氧化物,同时还有较高的Y,Ce含量。在球状夹杂物的中心区分布的灰色块状夹杂(图5(c),能谱点5),该区域为富Al 的氧化物区(表3),尺寸在10μm左右,基本不含其他元素。球状夹杂物的边界(图5(b),能谱点2)相对球状物内部Al含量有所降低,Y,Ce含量明显升高(表3)。在球状氧化夹杂物的周围分布有尺寸约20μm的灰色块状夹杂物(图5(b),能谱点3)和尺寸在1~2μm的细小颗粒状夹杂(图5d,能谱点6),它们为富Y,Ce的氧化夹杂物(表3),同时含有一定量的S,其中细小颗粒状夹杂中的S的原子分数高达13.43%(能谱点6),而灰色块状夹杂中的Y含量更高(能谱点3)。在稍微远离大球状物的区域,有10μm左右的块状Y,Ce,Al的氧化物(能谱点7),成分与大球状物边界接近(能谱点2)。可以看到1#炉K4648母合金中的夹杂物以氧化物和少量硫化物为主,氧化夹杂物主要为稀土(Y,Ce)的氧化物和Al的 表3 1#炉K4648母合金EB锭夹杂物成分(原子分数/%)Table 3 Compositions of inclusions in K4648 EB button of 1# master alloy (atom fraction/%)EDS point in
氧化物。
在2#炉母合金EB锭最后凝固区附近找到上浮的夹杂物区如图6所示。夹杂物区域主要集中在晶界和热裂区(图6(a)),夹杂物区轮廓区域尺寸约为1mm,各区夹杂的高倍形貌及能谱测试点位置分别示于图6(a),(b),(c)。夹杂物区域主要由三种颗粒物
组成,均为氧化物。其中大片的地图状的区域主要为富Y的氧化物区(图6c中能谱点8,9和表4),同时含有一定量的Ce,Al,Ti,尺寸约为几百微米。其中边缘灰色区域比中心白色区域Y含量更高,心部的白色区域Al,Ti含量更高,该区域的高亮度可能是由于该氧化物导电性不好在扫描电镜成像时放电造成的。此外夹杂区偶然还分布有50μm左右的小灰块状富Nb的氧化物(能谱点10)和尺寸约200μm的黑色煤渣状富Al的氧化(能谱点11),黑色煤渣状夹杂中央区域还含有少量的Cr(能谱点12)。
从表3数据可知,1#母合金中稀土氧化夹杂物中稀土的含量是合金平均成分中稀土含量的数千倍,高出了4个数量级,可见在合金中稀土攫取O的能力是非常强的。在K4648合金中,稀土元素Y和Ce的主要作用就是攫取合金中自由态的O,形成稳定的氧化物,减小气体对合金的有害作用。同时我们还可以发现,富稀土的氧化夹杂物中都含有一定含量的S。我们知道高温合金中S是有害元素,控制S含量一直是高温合金生产中一个重要的课题,稀土元素Y和Ce同时具有净化S的作用,稀土元素的这一有益作用在以往的研究中也有所报导[16]。从表4数据看出,2#炉母合金中的氧化夹杂物主要也由稀土元素(Y,Ce)的氧化物组成,稀土氧化物中的稀土元素含量是合金平均成分中稀土含量的上万倍,高出5个数量级。相比1#合金,2#合金中的稀土元素起到了更高效的攫取O的作用。另外2#合金中未发现含S夹杂物,也说明的2#母合金的净度更高。更有价值的定量分析数据依赖相分析技术把EB锭漂浮到表面的夹杂物分离出来结合X射线衍射定出各种夹杂物的种类及含量,但相分离工作尚存在一定的困难,相关工作有待进一步开展。
稀土元素的脱氧作用和稀土氧化物的形成与熔炼工艺密切相关,在高温合金的母合金冶炼过程中,稀土元素在添加时极易烧损,而无法起到净化合金的作用。因此,工艺过程中应专门针对保证稀土元素有效添加参与合金净化而作特殊设计。如稀土元素比重较小,添加时容易在合金液表面漂浮,可采用密度更大的的Ni箔代替传统铝箔包裹稀土原材料。而通过充Ar气和分段添加稀土也是一种有效地防止稀土烧损的有效手段。
2.3 K4648合金原材料中金属Cr的显微组织
原材料的品质好坏与高温合金母合金的最终品质息息相关,人们千方百计在母合金冶炼工艺改进上下工夫,其功效有时往往远低于选择更高品质的原材料。以往研究表明Cr容易吸O,N同时还会对合金产生一定的脆化作用[15,17]。因此,对K4648合金原材料中金属Cr块进行了显微分析,结果如图7所示,同时对金属Cr基体和夹杂物的成分进行能谱分析,列于表5。结果表明,Cr块的基体是Cr的固溶体,其中固溶有少量的O和Fe(能谱点13,表5)。固溶体中还存在尺寸在几十微米的块状富Cr氧化夹杂(能谱点14),在其周围存在含N、贫O区(能谱点15),该区域的O含量比Cr基体低。此外还偶然可见“鸟巢状”的Cr、Al、Si的复合氧化物(能谱点16),周围同样存在含N、贫O区。在Cr固溶体中还存在有独立的含N、贫O区(能谱点17),此区域与氧化Cr夹杂周围的贫O区成分接近。
对金属Cr基体及分布相进行维氏显微硬度测试,结果表明,基体Cr(能谱点13)很软,在50g载荷下维氏硬度只有HV=1.3GPa,而含N贫O区(能谱点15,17)的硬度为HV=8.2GPa,远高于Cr基体,已接近M23C6碳化物的硬度值(9.4GPa)。可能是Cr固溶了N导致硬度升高。除在贫O区外,没有发现N的其他聚集态产物。以上结果证明,原材料中的金属Cr容易吸O,N,且含N区得硬度较基体明显升高,对合金的冲击韧性不利。
高温合金不可避免存在一定含量的气体元素,主要包括O和N。在母合金的生产过程中采用冶炼工艺的改进尽量减少气体含量是有效的手段,但更应从源头抓起,采用高品质的原材料。对于高Cr铸造镍基
高温合金,由于Cr含量较高,而金属Cr容易吸O,N并将这些气体元素直接带入母合金锭中,造成母合金O,N含量升高。且吸N后会对Cr产生脆化作用,因此在生产高Cr铸造镍基高温母合金时相比其他高温合金应尽可能采用更低N,O含量的金属Cr原料。
3 结论
(1)1#与2#炉K4648母合金主量元素无明显差别,但1#母合金由于气体元素O含量高达(20.5±7.5)×10-6,远高于2#合金的6×10-6,造成其室温冲击韧性(aku)仅为(13.2±1.9)J/cm2,不及2#合金(34.5±3.2)J/cm2的一半,低于技术条件要求的19.6J/cm2。
(2)电子束纽扣锭(EB锭)实验可有效地将母合金中的夹杂物汇聚,它们主要是富Y,Ce的氧化物和富Al氧化物或硫化物。高Cr铸造镍基高温合金K4648中添加稀土元素Y,Ce可有效攫取合金中自由态的O和S,生成稳定的稀土氧化物或硫化物从而消减O,S的有害作用,起到净化合金的作用。