新型高性能粉末高温合金的研究与发展
胡本芙,刘国权,贾成厂,田高峰
材料工程
摘要:粉末高温合金由于在高温下表现出一系列优越的性能而成为制造高推重比航空发动机涡轮盘等部件的首选材料,本研究总结和分析了国外第三代新型高性能粉末高温合金的研究成果,重点描述了这些合金的制备工艺和力学性能,并提出研制高性能粉末高温合金的重点发展方向。
关键词:粉末高温合金;热处理;涡轮盘;推重比
目前,美国、法国和英国等都相继开发出了第三代粉末高温合金,如美国的Alloy10, ME3和LSHR(Low Solvus, High Refractory)等合金以及法国的NR3,NR6等合金。美国还利用NASA格伦研究中心发明的DMHT (Dual Microstructure Heat Treat2ment)工艺在第三代粉末高温合金中成功实现了双晶粒组织,为高推重比航空发动机用双性能涡轮盘的制造打下了坚实的基础。中国粉末高温合金的研究始于1977年,目前已研制了以FGH95合金为代表的使用温度为650℃的第一代高强型和以FGH96合金为代表的使用温度为750℃的第二代损伤容限型粉末高温合金。但从总体上讲,与国外之间还是有较大的差距。
为了跟踪和追赶国际水平,跨越式发展本国粉末高温合金,逐步缩小与国外的差距,本研究总结和分析了国外先进工业国家第三代粉末高温合金的研究成果,以便了解和学习国外先进经验,促进本国粉末高温合金的发展。
1 粉末高温合金的发展
粉末高温合金是20世纪60年代诞生的新一代高温合金,由于用精细的金属粉末作为成形材料,经过热加工处理得到的合金组织均匀,无宏观偏析,而且具有屈服强度高和疲劳性能好等一系列优点,因此,很快成为高推重比航空发动机涡轮盘等关键部件的首选材料[1-3]。经过近40年的发展,目前已经历第一代、第二代和第三代的研制历程。图1是三代的典型粉末高温合金的研制历程。其中以第一代高强型René95和第二代损伤容限型René88DT为代表的粉末高温合金最为引人注目[2,4],第三代所追求的性能指标是强度在第一代与第二代之间,裂纹扩展速率比第二代更低,且使用温度高于前两代。近年来,随着热等静压、挤压和等温锻造等成形工艺的逐渐成熟以及计算机模拟技术的发展,粉末高温合金的研制周期明显缩短,手段更为先进,性能不断提高。
2 第三代粉末高温合金的成分和性能特点
第三代粉末高温合金的代表合金的成分见表1。从表1可知,第三代粉末高温合金在合金成分上进行了优化, Alloy10合金加入了更高含量的W是为了提高其强度,ME3和LSHR合金加入了更多的Co元素,是为了提高合金的抗蠕变性能;LSHR和NF3合金强调Al和Ti含量平衡,而NRx系列合金则加入了适量的Hf以全面提高合金性能。研究表明,Al/Ti比在0.941.0之间,在保证合金优异的蠕变性能同时,淬裂的几率更小;而含有1.02.1的Nb和2.03.5的Mo则既可以提高强度,又保证合金能够获得优异的塑性。由于第三代粉末高温合金的合金化程度提高,并且采用了合适的冶金工艺,因此获得了合金组织较前两代的更为理想,使其具备了强度和损伤容限兼优的性能特点,而且可以在更高的温度下使用,为研制更高推重比的航空发动机打下了良好的基础。
3 第三代典型粉末高温合金的研究
由于粉末高温合金的研制技术难度高、投资大、涉及的学科领域广,世界上能独立进行研制的国家也仅有美、俄罗斯、英和法等少数几个国家。就第三代粉末高温合金,据报道的也仅有美国和法国建立了属于自己牌号的合金,主要包括美国的CH98,Alloy10,ME3和LSHR等以及法国的NRx系列合金等。目前,第三代粉末高温合金的研究尚处于实验室或工业实验研究阶段,如英国罗2罗公司计划将某第三代合金应用在AE1107C发动机上,目前已经成功进行了工业性实验。不过全尺寸盘件的具体应用报道很少。
粉末高温合金的制备过程一般包括预合金粉末制造2压实(热压、热等静压、挤压等)2热加工变形(模锻、轧制等)2热处理。这些工艺技术水平的高低决定着合金的组织和性能,特别是对合金的晶粒度、基体中的γ′强化相形状、数量和尺寸及分布等有直接影响[5]。
因此,不同的制备工艺会导致合金的性能也各不相同。下面介绍近几年来所研制的比较典型的第三代粉末高温合金。
Alloy10合金是美国Honeywell公司在原来的AF115合金(由Textron2Lycoming(即现在的Honey2well)公司研制的高蠕变性能合金)基础上通过调整成分联合研制的高强型镍基粉末高温合金[4,6,7]。Hon2eywell公司将其应用在微型喷气式发动机上。Al2loy10合金的γ′相溶解温度约1182℃,γ′'相含量约为55%,成型工艺为氩气雾化粉末(≤75μm),在1093℃,103.4MPa下热等静压3h,然后再在1107℃将盘坯以挤压比6∶1进行挤压,最后等温锻造成盘坯。
热处理是粉末冶高温合金制备的最后一道关键技术。其参数的选择决定了合金最终的组织与性能。一般在低于γ′相溶解温度进行固溶处理,得到细晶组织,屈服强度和疲劳性能好;而在γ′相溶解温度以上进行固溶处理,得到粗晶组织,蠕变强度高和裂纹扩展速率低。如对Alloy10合金分别在1163,1182℃和1200℃进行固溶处理,得到的对应晶粒度分别为11,8和5级。
由于Alloy10合金属于高强型粉末高温合金,因此通常在溶解温度以下固溶处理,然后淬火(如油淬),得到细晶组织和尺寸细小的γ′相,保证合金具有足够高的屈服强度和良好的疲劳性能。但是这种热处理工艺导致合金的裂纹扩展抗力较差。
NASA格伦研究中心详细研究了在三种不同固溶温度处理下(分别为1163,1182℃和1200℃)合金的高温疲劳裂纹扩展性能,并相应调整了合金中Nb和Ta的含量,分析了它们对裂纹扩展性能的影响。发现,在更高的固溶处理温度下,如果加上稳定化处理,合金的静态裂纹扩展速率(704℃)大大降低,改变Nb和Ta含量对裂纹扩展影响不大,而降低Nb/Ta比,裂纹扩展抗力却得到提高。相对细晶组织来说,Nb/Ta比对粗晶组织的影响更明显。
正是这项研究,论证了制备双性能Alloy10合金涡轮盘的可行性。也就是通过特殊热处理实现盘心细晶组织,盘缘粗晶组织,以便于满足涡轮盘实际工况需要。于是NASA与Wyman2Gordon公司展开合作,设计了适合Alloy10合金的双组织热处理(DMHT)工艺,制备双性能Alloy10合金涡轮盘。DMHT工艺是美国NASA格伦研究中心发明了一种成本低的双组织热处理工艺,它是在普通热处理炉基础上,通过改进,如使用了一些特殊装置(如卡具、绝缘物质等),能够很方便地实现盘件双重组织。具体装置和原理参考文献[8,9]。随后Ladish公司解决了盘坯固溶处理后如何方便的进行淬火处理这一重要问题,具备了双性能粉末盘的批量生产充分条件。
图2为采用DMHT工艺制备的Alloy10双性能盘。盘心晶粒度ASTM 67,盘缘晶粒度ASTM 1012。
通过检测Alloy10合金DMHT盘心与盘缘的性能,与采用传统热处理工艺(THT)比较发现,Alloy10合金DMHT盘心具有很高的强度,比低于γ′相溶解温度传统热处理的还要高;而盘缘部位与高于γ′相溶解温度传统热处理几乎没有差别,但蠕变性能要比后者更好;对裂纹扩展性能测试的结果得到,采用DM2HT工艺处理的Alloy10合金盘缘的裂纹扩展性能比高于γ′相溶解温度传统热处理稍差,可能的原因一个进行DMHT处理之前,进行了低于γ′相溶解温度处理,另一个可能原因是进行DMHT工艺处理之后,在进行淬火处理之前有时间延误。
对Alloy10合金研发的出发点就是得到一种高强度粉末高温合金,如果通过高于γ′相溶解温度固溶处理采用适当的速度冷却时发现淬裂比较严重,这种现象甚至在一些小盘件中也比较容易出现。为此NASA格伦研究中心与美国GE发动机公司和P&W公司联合开发出了ME3高级涡轮盘合金,也称René104合金[10-12]。在ME2合金的基础上,通过调整合金中难熔元素的含量,降低了γ′相溶解温度,γ′相含量更多,克服了在高于γ′相溶解温度固溶处理快冷容易淬裂这一问题,大大改善了合金的力学性能。ME3这种新型合金可以使发动机工作于760℃高温,因此大大提高了发动机效率,延长了涡轮和压气机的使用寿命。据估计ME3高级涡轮盘合金的使用寿命是现有材料使用寿命的30倍左右。它也被选择制备用在600700℃范围内工作时间更长的大型盘件材料。
Ladish公司利用DMHT工艺对ME3进行实验处理,同样取得了成功。结果是盘缘部位获得了晶粒度ASTM 67(4532μm)的粗晶组织,盘心部位晶粒从热处理前的ASTM 14(3μm)缓慢长大为ASTM 12(6μm),仍然保持了细晶组织。对ME3合金的DM2HT盘性能检测结果表明盘缘屈服强度略高于采用高于γ′相溶解温度传统热处理;但蠕变抗力优于后者;盘心屈服强度略低于采用低于γ′相固溶温度传统热处理,但疲劳抗力优于后者。
NF3是美国开发的可以用于760℃以上操作温度下一种镍基高温合金,是制造发动机高压涡轮盘的极佳材料[13]。成型工艺为真空感应熔炼母合金,氩气雾化粉末(≤100μm),挤压后锻造成型。该合金常采用的热处理工艺为1200℃固溶处理,吹风冷(或油淬)至室温, 760℃时效8h。
由于在更高温度下使用,对合金的蠕变性能要求更为苛刻,相对于第二代的René88DT合金来说,NF3合金的静态裂纹扩展速率和蠕变寿命都有了很大提高,但比CH98合金,其静态裂纹扩展速率稍低,不过蠕变寿命却是CH98合金的4倍。值得注意的是,对于在高温工作相对短时间的发动机涡轮盘来说,蠕变性能要比静态裂纹扩展速率重要的多。
另外,改善合金的性能,除了希望调整成分得到最佳成分之外,通过合适的热处理优化显微结构也是一项重要内容。为了保证合金得到优异的综合性能,通过高于γ′相溶解温度固溶处理后快冷得到粗晶和细小尺寸的γ′相是个必要的途径。但是,这种情况下盘件的淬裂几率较高,如何降低甚至避免淬裂正成为工艺技术中的一个难点。就Alloy10,ME3和NF3三种合金, Gayda J等人通过模拟热处理研究了它们的淬裂趋向,发现,随着固溶处理温度从1138℃升高到1204℃,合金的淬裂几率从0增加到约50%。但是,如果固溶处理温度较低(1188℃),ME3合金的淬裂几率最高,但在更高的固溶温度下处理(1204℃)ME3合金却是最低的。而如果在各自下处理,ME3合金的淬裂频率也是最低,不到10%,而Alloy10和NF3达40%。这说明,相对合金化学成分,固溶温度是影响淬裂最重要因素,而γ′溶解温度又决定于合金成分,因此,如何调整合金成分来降低淬裂倾向至关重要。
ME3相对于Alloy10和NF3合金γ′溶解温度更低,所以在更高的固溶温度下处理其淬裂倾向有了明显的降低。这个结果说明,如设计ME3合金一样,在设计更新一代合金时,可以通过提高合金化程度降低γ′溶解温度,以达到既能提高合金强度也可以降低淬裂频率的目的。
先进LSHR镍基超合金是NASA格伦研究中心在Alloy10和ME3合金基础上,优化合金成分而开发出来的[14]。对Alloy10来说,Nb/Ta的比大于2∶1,因为更多Nb元素的加入可以提高合金的拉伸强度,而对于ME3合金,元素Ta的含量几乎是Nb的3倍,所以该合金具有更好的静态裂纹扩展抗力;而LSHR合金则强调Nb/Ta比的平衡,从而保证了获得更加优异的性能。该合金的γ′溶解温度约1160℃。表2是LSHR合金采用不同热处理工艺及对应的晶粒度。
性能检测结果,采用高(低)于γ′相溶解温度传统热处理制备的合金综合性能优于ME3和Udimet720,而采用DMHT工艺得到的盘心屈服强度比传统的低于γ′相溶解温度处理后的还要高,盘缘强度也高于采用传统的高于γ′相溶解温度处理后的强度,这主要是由于在进行DMHT工艺处理之前预先进行了细晶处理的结果。
表3总结了Alloy10, ME3和LSHR三种合金不同热处理下704℃拉伸性能。从表3可见,采用高(低)于γ′溶解温度传统热处理的强度相差较大,但是采用DMHT工艺处理则相差不大,这是因为一般对合金盘坯进行DMHT工艺处理前或之后要进行低于γ′相溶解温度固溶处理,而这步处理弥补了盘缘和盘心部位的强度差别,避免了“弱连接”现象,并且在保证盘缘性能的基础上,可以使盘心性能进一步提高。
第三代NRx系列粉末高温合金是法国研制的,其中对NR3和NR6合金研究最多。NR3合金是法国宇航研究院(ONERA)和斯奈克玛(SNECMA MO2TEURS)公司在N18基础上开发的,它的成分设计特点是降低了Mo元素含量,避免了TCP(Topologically close2packed)相高温长时间工作下晶内和晶间析出。加入了0.33%的难熔金属Hf,全面提高了合金性能。γ′相含量50%55%,γ′溶解温度1205℃,密度为8·05g·cm-3 [15]。其成型工艺过程为真空感应熔炼母合金,氩气雾化粉末(≤75μm),热压(低于γ′溶解温度),热挤压(挤压比7∶1)和等温锻造成形。NR3合金的标准热处理工艺为:1175℃/4h(Rc≈100K·min-1) +700℃/24h+800℃/4h/Air cooling。
NR6合金也属于NRx系列,相比于NR3合金,用W部分取代了Mo,γ′相含量为45.3%,密度8.29g·cm-3。成型与热处理工艺与NR3基本相同。比较于N18合金,NR3和NR6合金的性能有了明显提高,使得在650℃以上温度下使用组织更稳定,主要是避免了像在N18合金中容易生成的TCP相,这是由于两种新型合金的成分进行了优化。
其它的新型高性能粉末高温合金还包括CH98,KM4和SR3等[16,17]。CH98属于高强型粉末高温合金,其γ′相含量达60%。研究发现,在该合金中加入一定量的W和Nb元素,可以提高其拉伸强度和蠕变性能,通过中间稳定化处理,在不影响蠕变性能的前提下,还能进一步提高合金的热加工性能。另外,KM4合金通过调整Nb和Ti的含量不加入其它难熔金属来获得更多的冷却γ′相(≈55%),而SR3则有更高的Ti和更低的Al含量,并加入了适量的Hf元素,以提高合金的强度,其γ′相含量约为47%。通过研究热处理对两种合金性能的影响发现,对合金在时效前进行稳定化处理能够显著影响合金的拉伸强度和静态裂纹扩展抗力,SR3合金的蠕变性能也会因微观结构的改变而变化,但是对KM4合金影响却不明显,其蠕变性能更依赖于合金成分。
4 高性能粉末高温合金研究方向
粉末高温合金的发展已经进行了近40年,在生产工艺逐渐趋于成熟的条件下,今后一系列性能更为优异的合金也将被相继开发出来,今后具体发展方向可分为以下几个方面:
(1)粉末制备
粉末的制备包括制粉和粉末处理。目前,主要制粉工艺包括氩气雾化(AA)和等离子旋转电极法(PREP)都在积极改进,尽量降低粉末粒度和杂质含量。沿着制造超纯净细粉方向发展。另外,对粉末进行真空脱气和双韧化处理,提高压实盘坯的致密度和改善材料的强度和塑性,也是一个重要的研究内容。
(2)热处理工艺
热处理工艺是制备高性能粉末高温合金的关键技术之一,由于在淬火过程中开裂问题经常发生,因此,如何选择合适的淬火介质或者合理的冷却曲线降低淬裂几率是热处理过程中的重要技术环节。如可以选择比水、油或盐浴更佳冷却速度的喷射液体或气体快冷,以及采用两种冷却介质匹配形成高温区冷却速度慢低温区冷却速度快的冷却曲线,还有可以采用二级盐浴冷却等,希望从根本上消除淬火开裂问题,得到低变形、无开裂的高性能粉末高温合金。
(3)计算机模拟技术
计算机模拟技术现在逐渐成为粉末高温合金工艺中非常重要的研究内容。目前,在欧美等国,计算机模拟技术在粉末盘生产的全过程中都得到了应用。如利用计算机模拟预测淬火过程的应力分布及温度场分布情况,优化设计合金成分、热等静压包套、锻造模具等,随着粉末高温合金技术的不断发展,计算机模拟技术的应用将会越来越广泛。
(4)双性能粉末盘
双性能粉末盘的特点是具有剪裁结构的双重组织,可以满足涡轮盘实际工况需要,大大提高涡轮盘使用寿命。因此,制备双性能涡轮盘对研制高推重比先进航空发动机是非常重要的。而双性能盘的制备技术复杂,工艺难以掌握,所以,如何完善双性能粉末盘的制备工艺将是今后各国研究的重点。
5 结束语
由于粉末高温合金被首选用作高推重比航空发动机涡轮盘材料,具有重要的战略意义,因此各国对这方面的研究都比较重视。本国自从20世纪70年代末开展了粉末高温合金的研究以来,也取得了长足的进步。已经进行了FGH95和FGH96两代合金的研制,其中,第三代800℃以上粉末高温合金的预研已经立项。但就目前来说,本国在涡轮盘材料和结构设计上与国外的差距依然很大。为了满足国内发动机的迫切需求,应当在参照国外先进制备工艺的基础上,加大对大型先进设备的引进与投入,争取实现跨越式发展,早日实现本国高性能粉末盘的工程化应用。
参考文献略
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