FGH96/IN718惯性摩擦焊接头高温拉伸断裂特征

为了实现航空用FGH96和IN718异质高温合金高可靠连接，为航空发动机关键部件安全评价及寿命预测提供基础数据及理论支持，采用扫描电子显微镜、金相显微镜研究了FGH96和IN718异质高温合金惯性摩擦焊接头显微组织形貌、高温拉伸试样断口形貌和断裂位置.结果表明，焊接接头焊缝区FGH96和IN718均为等轴晶粒组织，晶粒尺寸约2μm，焊缝区γ’和δ强化相基本全部溶解，热力影响区FGH96侧晶内γ’基本全部溶解，IN718侧δ强化相发生部分溶解，短棒状形貌消失，组织为粗细晶共存组织.焊接接头650℃高温拉伸试样均断裂在焊缝区，但平均抗拉强度可达1 080.8 MPa，基本与IN718母材等强，高温拉伸试样起裂位置均处于试样边缘焊缝区，裂纹产生的原因主要是由于焊缝区γ’和δ强化相基本全部溶解，强化作用消失，性能降低.裂纹产生后沿晶界由焊缝熔合线向试样内部扩展，当裂纹从试样边缘焊缝区四周同时向试样内部扩展时，在轴向拉力作用下形成“平台+凹坑”状断口特征，当裂纹从试样边缘焊缝区局部位置开始向试样内部扩展时，在轴向拉力作用下形成“平台+剪切”状断口特征.     

不同服役条件下FGH96合金的蠕变特征

采用SEM、EBSD和TEM等手段研究了FGH96合金在650～750℃、690～810 MPa条件下的蠕变特征,揭示FGH96合金在不同服役条件下的蠕变机理。结果表明,当蠕变温度为704℃时,FGH96合金的蠕变性能随着应力水平的提高而降低;当加载应力为690 MPa时,FGH96合金的蠕变性能随着温度提高而显著降低,且FGH96合金的稳态蠕变速率对服役温度更为敏感,服役温度每提高30℃,将会导致蠕变速率提高一个数量级。当温度处于650～750℃范围、应力处于690～810 MPa范围时,FGH96合金的蠕变变形均以位错滑移为主,且位错在滑移过程中,会在(111ˉ)原子面上形成大量的微孪晶。在不同服役条件下,FGH96合金的蠕变断裂均呈现典型的沿晶断裂特征。     

粉末高温合金挤压变形组织及变形机理研究

挤压能够提高材料的力学性能,改善材料的组织状态,并为后续的变形提供性能优良的坯料.本文通过对粉末高温合金(FGH96合金)挤压变形,获得了组织良好的挤压棒材.采用徕卡DMLM显微镜对显微组织进行了观察分析,结果表明:挤压变形后,FGH96合金的原始颗粒边界得到了破碎,再结晶后获得了细小、均匀的等轴晶,晶粒尺寸为3μm～10um.通过对γ'相的分布和形貌观察,结果表明:挤压变形后,γ'相得到了破碎,并均匀分布在晶粒边界.同时,采用JEM-2010EX透射电子显微镜(TEM)对挤压试样的塑性变形机理及规律进行了观察研究.     

固溶温度对FGH95合金组织和持久性能的影响

通过对不同工艺处理FGH95合金进行组织形貌观察及持久性能测试,研究了固溶温度对合金组织与持久性能的影响.结果表明:经热等静压后,合金的组织结构由不同尺寸的γ'相和γ基体所组成;经1140℃较低温度固溶及时效处理后,在颗粒边界区域仍存在较多粗大γ'相和γ'相贫化区,随固溶温度提高,粗大γ'相及γ'相贫化区数量减少.当固溶温度提高到1160℃,合金中粗大γ'相完全溶解,γ'相贫化区消失,且高体积分数细小γ'相在晶内弥散分布,并有粒状MC型碳化合物在晶内及沿晶界不连续析出,可改善晶界的结合强度,使合金在650℃、1034 MPa条件下具有较高的持久强度.在蠕变期间合金的变形机制是位错以Orowan机制饶过γ'相和位错切割γ'相,其中,<110>位错切人γ或γ'相时,可分解形成(1/6)<112>肖克莱不全位错或(1/3)<112>超肖克莱不全位错+层错的位错组态.     

新型高性能镍基粉末高温合金拉伸变形行为和机制研究

采用SEM和TEM研究了室温(23℃)和中温(650、750、815℃)下第3代镍基粉末高温合金(FGH98)拉伸变形显微组织、行为和机制。结果表明:含有多模尺寸分布γ′相的合金具有优良的拉伸性能,室温拉伸主要变形机制为位错剪切γ′相形成层错,并在γ′相周围形成位错环,阻碍后续位错运动。中温拉伸变形机制为位错剪切γ′相形成层错和形变孪晶,随着变形温度的升高,形变孪晶增多。给出了a/3112不全位错剪切γ′相形成层错和形变孪晶共存的模型,随着应变量的增加,在连续相邻的{111}滑移面上层错堆积变多,促进连续孪晶的形成,协调了γ和γ′相两相之间的变形,有助于释放两相之间的变形应力和提高合金强韧性。     

新型第三代粉末高温合金FGH100L的显微组织与力学性能

采用喷射成形(SF)+热等静压(HIP)+等温锻造(IF)+热处理(HT)工艺制备第三代粉末高温合金FGH100L。研究固溶热处理温度和制备工艺对FGH100L合金的显微组织与力学性能的影响。结果表明,SF+HIP+IF态FGH100L合金显微组织对固溶温度的变化非常敏感,随固溶温度的升高(1110～1170℃),合金的晶粒尺寸长大,γ'强化相的尺寸先增加后减小,其硬度、室温/高温拉伸强度和塑性均呈先增大后减小的趋势。在固溶温度为1130℃时,FGH100L合金中3种尺寸的γ'相的数量平衡匹配较为合理,合金的显微组织特征最佳,合金的硬度和室温/高温拉伸性能均最高。且该温度下,FGH100L合金经SF、SF+HIP+HT和SF+HIP+IF+HT不同工艺处理后,晶粒尺寸先增大后减小;晶粒形貌发生了近球形-多边形-近球形的转变;SF+HIP+HT态合金晶粒尺寸增大,晶界弯曲程度较低。由于SF+HIP+IF+HT工艺使FGH100L合金发生再结晶,细化了晶粒,出现链状组织,形成弯曲晶界,合金具有更高的屈服强度;在SF+HIP+HT和SF+HIP+IF+HT工艺下合金的室温拉伸断口从沿晶脆性断裂转变为穿晶-沿晶混合断裂,高温拉伸断口为沿晶断裂。     

转速对FGH96/GH4169高温合金惯性摩擦焊接头组织与力学性能的影响

应用惯性摩擦焊机完成了FGH96/GH4169高温合金焊接,采用光学显微镜、扫描电镜以及拉伸试验机等设备观察并测试了焊接接头的微观组织形貌、显微硬度及拉伸性能。结果表明接头存在FGH96侧母材、热力影响区、焊缝区、GH4169侧热力影响区及母材五个区域,焊缝区组织为细小的等轴晶粒,晶粒尺寸远小于母材,热力影响区则发生了拉伸变形。接头近界面处最高温度达到1 100℃以上,超过γ'等强化相的固溶温度。焊后热力影响区处强化相部分重溶,在界面细晶区强化相几乎完全重溶。随着转速增大,焊缝区晶粒增大,典型原子的扩散距离增加,接头室温抗拉强度和高温抗拉强度值升高。     

新型镍基粉末高温合金FGH98的高温疲劳裂纹扩展行为研究

测定了新型粉末高温合金FGH98在650℃空气环境中的疲劳裂纹扩展速率,与前两代粉末高温合金FGH95和FGH96的裂纹扩展速率进行了比较分析,研究了合金显微结构以及保载时间对FGH98合金裂纹扩展速率的影响.结果表明,FGH98合金的高温疲劳裂纹扩展抗力较前两代粉末高温合金有了明显提高.控制固溶后以适当的方式冷却,使得二次和三次γ’相均匀匹配析出,可以获得具有良好疲劳裂纹扩展抗力的合金组织.粗晶组织有利于降低FGH98合金的疲劳裂纹扩展速率,尤其是在近门隘区.FGH98合金的高温疲劳裂纹扩展速率随保载时间的增加而增加,其断裂模式相应地从穿晶-沿晶混合断裂变为沿晶断裂.     

DD9单晶高温合金拉伸性能各向异性

采用OM,SEM和TEM研究了[001],[011]和[111]取向第三代单晶高温合金DD9组织,在拉伸试验机上测试了3种取向760和1100℃下的拉伸性能.结果表明,在垂直于晶体生长方向的截面上,[001],[011]和[111]取向DD9合金铸态枝晶形貌、热处理态γ'相形状不同;随着温度的升高,合金的抗拉强度与屈服强度降低,各向异性减弱;除1100℃下[001]取向屈服强度略低于[011]取向,[001]取向DD9合金抗拉强度与屈服强度分别高于[011]和[111]取向合金;[001],[011]和[111]取向DD9合金760℃下拉伸断口呈类解理特征,1100℃下断口为韧窝断裂特征;760℃下DD9拉伸试样在基体通道内含有浓密的位错,[001]取向在γ'相内出现了层错,1100℃下[001]与[111]取向在基体通道内和γ'相内累积了大量浓密的位错网,[011]取向出现了大量的形变孪晶带.     

固溶处理和疲劳保载时间对FGH96合金高温疲劳裂纹扩展速率的影响

测定了FGH96合金在650℃空气环境中的疲劳裂纹扩展速率,研究了合金显微结构、固溶冷却速率及保载时间对FGH96合金裂纹扩展速率的影响。结果表明,控制固溶后以适当的方式冷却,使得二次和三次γ′相均匀匹配析出,可以获得具有良好疲劳裂纹扩展抗力的合金组织。FGH96合金的高温疲劳裂纹扩展速率随保载时间的增加而增加,其断裂模式为沿晶断裂。     

热处理态Ni-Cr-Al合金的拉伸性能及微观变形机理

采用电子束气相沉积方法制备了Ni-Cr-Al合金,对试样进行了固溶及时效处理,考察了20～1000℃不同温度下合金的拉伸性能及位错结构特征。结果表明,随着试验温度升高,合金拉伸强度逐渐降低,断口形态大多为韧窝和准解理断裂构成。室温下,当合金中的γ'粒子达到临界尺寸后,位错弯曲绕过γ'粒子; 400℃时,位错密度增加,缺陷界面形成外禀层错,而反相畴界的存在会使位错切过γ'粒子的阻力增大; 700℃时,位错能够沿着基体弯曲移动,并产生攀移和交滑移; 1000℃时,位错线变长并发生弯曲,最终形成包围γ'粒子的位错环。     

一种镍基第三代单晶高温合金的横向拉伸性能

在760℃到1100℃条件下,研究了一种镍基第三代单晶高温合金的横向拉伸性能。采用光学显微镜(OM)、场发射扫描电子显微镜(FESEM)与扫描透射电子显微镜(STEM)观察了合金的显微组织与断口形貌。结果表明：随着温度的升高,合金的拉伸强度降低,而拉伸延伸率增加。在760℃与850℃条件下的拉伸断裂均为类解理断裂。在980℃,1070℃和1100℃条件下,试样断口出现了反映凝固方向的枝晶形貌特征,且随着温度的升高枝晶形貌在断口上的面积增加。在980℃条件下,拉伸断裂为类解理断裂与韧窝断裂的混合断裂。在1070℃与1100℃条件下,拉伸断裂均为韧窝断裂。随着温度的升高,塑性变形过程中开动了更多滑移系,导致形成了不同的位错形貌。760℃拉伸,合金中出现了高密度大致平行分布的a/2<110>位错;980℃拉伸,合金中出现了位错缠结;1100℃拉伸,合金中形成了位错网络。     

Ni-Cr-W系高温合金组织及高温拉伸变形行为的研究

采用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜和高温拉伸试验机系统地研究了固溶强化Ni-Cr-W系变形高温合金组织形貌及200~900 ℃范围合金的拉伸变形行为。结果表明,固溶强化Ni-Cr-W系高温合金由奥氏体基体和M6C组成,组织中存在大量的堆垛层错。在650 ℃以下随温度的升高合金的抗拉强度和屈服强度缓慢减小,在650 ℃以上合金的抗拉强度迅速减小,屈服强度基本不变;在650 ℃以下延伸率和断面收缩率变化较小,在650 ℃以上则迅速增大。形变孪晶是导致在400~700 ℃范围内出现锯齿状应力-应变曲线的主要因素。合金断裂方式为韧性韧窝断裂,裂纹主要在γ/M6C结合界面处产生     

基于热模锻造的FGH96粉末冶金高温合金晶粒细化工艺

FGH96是我国第2代粉末冶金高温合金,采用常规锻造工艺进行开坯和成形极为困难,为了探索合理的细晶盘坯制备方法,在900℃的热模温度下,以不同应变速率、变形温度和变形量进行热模锻造实验,研究FGH96粉末冶金高温合金组织的变化规律。结果表明:当以低于γ′相固溶温度锻造时,随着变形温度的升高,显微组织更加均匀,当变形温度超过γ′相固溶温度时,晶粒有长大倾向;合金晶粒度随着变形量的增加而细化,低变形量时组织不均匀,变形量超过30%时能获得较好的细化组织;在1050～1130℃变形温度范围、以大于30%的较大变形量锻造时,晶粒度可以提高3个级别以上;采用大变形镦锻、反复镦拔可获得12级左右的再结晶组织,拉伸强度明显提高,断口特征为沿晶和穿晶混合断裂。     

挤压工艺参数对FGH96合金棒材显微组织的影响

对FGH96合金进行了不同挤压工艺参数的热挤压变形,研究了挤压温度、挤压比、挤压速度对FGH96合金热挤压棒材的晶粒组织和γ′相的影响,以及γ′相对再结晶晶粒长大的影响。结果表明:在实验选定的挤压工艺参数范围内,FGH96合金均发生了动态再结晶,随着挤压温度的升高,再结晶晶粒尺寸增大;在FGH96合金棒材的显微组织中,大尺寸γ′相呈链状分布于晶界,小尺寸的γ′相弥散分布在晶粒内部;随着挤压温度的升高,晶界处的大尺寸γ′相逐渐溶解,晶界迁移、阻力减小,再结晶晶粒长大,挤压温度为1100℃时,晶界处的大尺寸γ′相开始快速溶解,再结晶晶粒开始明显长大;挤压比和挤压速度的影响主要体现在单位时间内等效应变量和变形潜热对再结晶形核和长大的双重作用上,挤压比或者挤压速度过大或过小均会出现不均匀组织。     

粉末冶金高温合金FGH96的热加工图及热压缩变形过程的开裂行为

采用Gleeble3180D型热模拟试验机对热挤压态FGH96合金在变形温度1020~1140℃,应变速率0.001~1.0s-1进行热压缩实验,分析真应力-真应变曲线,绘制热加工图。并针对热挤压态粉末冶金高温合金FGH96在热压缩温度低于1080℃时的开裂现象,利用热模拟压缩实验方法,确定在变形温度为1050℃、应变速率为0.001~1.0s-1的热压缩变形过程中的开裂临界应变量,观察变形后试样的裂纹形貌和显微组织,并利用有限元分析方法对热压缩变形过程进行模拟。结果表明:试样中部位置受拉应力作用沿着变形方向产生鼓形变形,当达到临界应变量后,产生呈沿晶断裂的宏观裂纹,并且随着应变速率的减小,裂纹产生的临界应变量逐渐减小;在低应变速率条件下,在宏观裂纹产生之前,试样内部晶粒之间出现了微观开裂的现象,并造成应力下降。     

C-276合金650 ℃下持久抗力的显微分析

利用SEM和TEM,对固溶强化合金Hastelloy C-276的初始组织和在650 ℃、不同拉应力下持久断裂试样进行显微组织分析。结果表明：试样的断口以典型的韧窝形貌为主,局部有少许晶间断裂现象,显示出C-276合金具有良好的高温韧性。在C-276合金的初始组织中,有退火孪晶和大量位错存在;在经受高应力拉伸过程中,晶体内产生大量形变孪晶;同时,发现在晶界和晶内有细小弥散的析出物。因此,C-276合金在650 ℃下优越的高温持久抗力是固溶强化、沉淀强化以及可能的孪晶强化综合作用的结果。     

原始组织对FGH96合金热压缩变形行为和组织的影响

采用Gleeble热力模拟机分别对平均晶粒直径30μm的热等静压态、10μm的挤压态细晶和3μm的挤压态超细晶FGH96合金进行了等温压缩试验,变形温度为1000～1100℃,应变速率为0.001～0.1s~(-1)。结果表明,在相同变形温度和应变速率下,挤压态合金的应力远小于热等静压态的,随着原始晶粒尺寸减小,FGH96合金的应力呈减小趋势,但在1100℃和0.001s~(-1)变形时,挤压态超细晶的应力略高于挤压态细晶的;应变速率为0.001s~(-1)时,热等静压态组织在1100℃呈现稳定流动特征,应力不随应变的增大而增大,而挤压态细晶组织在1050℃和1100℃均呈现稳态流动特征;应变速率为0.001s~(-1)时,挤压态超细晶组织1050℃应力低于1100℃的,且晶粒组织较1100℃细小均匀,1100℃变形容易形成混晶,组织不易控制。     

温度对高W含量K416B镍基合金拉伸行为的影响

在不同温度对高W含量K416B镍基合金进行拉伸性能测试及组织形貌观察,研究了温度对合金拉伸行为的影响规律.结果表明,在20~800℃,合金的屈服强度与抗拉强度随着温度的升高而增加,高于800℃后,合金的拉伸性能逐渐降低.合金室温拉伸变形特征为位错剪切γ′相或以Orowan机制越过γ′相,且切入γ′相位错可分解形成层错.随着温度升高,合金基体内的位错密度逐渐增加,其中,800℃拉伸时,合金基体内形成高密度位错缠结,可起形变强化作用,是合金具有较高拉伸强度的主要原因.随着温度进一步升高,切入γ′相的位错数量增加,致使合金强度逐渐降低.在中低温条件下,裂纹主要沿大尺寸M6C碳化物处萌生与扩展,致使合金发生脆性断裂.而高温拉伸期间,合金主要以微孔聚集方式沿γ+γ′共晶界面发生连接开裂,是合金发生韧性断裂的主要原因.     

压力对FGH96/GH4169高温合金惯性摩擦焊接头性能的影响

在惯性摩擦焊机上对FGH96/GH4169高温合金进行了焊接,焊后利用光学显微镜、扫描电镜以及拉伸试验机等设备分析了接头的微观组织形貌、显微硬度、拉伸性能及断口形貌. 结果表明,摩擦焊近界面处最高温度接近1 100 ℃,界面处温度超过强化相固溶温度. 焊缝区组织为细小的等轴晶粒,晶粒尺寸远小于母材,热力影响区发生了拉伸变形. 焊后接头热力影响区处的强化相部分重溶,接头界面细晶区的强化相完全重溶. 随压力增大,Co原子的扩散距离增加,接头室温抗拉强度和高温抗拉强度有所升高,断裂位置位于GH4169侧热力影响区,断裂形式为韧性断裂.