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國外近二十年來集中力量發展了高溫合金定向鑄造和單晶鑄造技術，主要是為了提高航空發動機高壓渦輪葉片的高溫工作能力，從而增大發動機的推力，并延長其工作壽命。與此同時，航空發動機的惡劣工況對在中低溫條件下工作的低壓渦輪葉片、整體葉盤和渦輪機匣等高溫合金鑄件的低周疲勞壽命提出了更高要求。但是這類鑄件在普通熔模精鑄工藝生產條件下，一般為粗大的樹枝晶或柱狀晶，晶粒平均尺寸大于4mm，較典型的為4~9mm。由于晶粒粗大及組織、性能上的各向異性，很容易導致鑄件在使用過程中疲勞裂紋的產生和發展，這對于鑄件的疲勞性能尤其是低周疲勞性能極為不利，并且造成鑄件力學性能數據過于分散，降低了設計容限。隨著對發動機的整體壽命和性能要求的進一步提高，改善鑄件的中低溫疲勞性能及其他力學性能顯得十分重要。這便導致了細晶鑄造技術的產生和發展。
8 [2 ]2 v" x5 ^! L: Y( W- W, d! R 工業發達國家，尤其是美國和德國，早在20世紀70年代末就開展了高溫合金細晶鑄造技術的研究和應用，在20世紀80年代中后期該項技術發展趨于成熟，目前正在航空、航天工業領域中擴大其應用范圍，如美國Howmet公司利用細晶鑄造技術成功地制造了Mod5A、Mar-M247、IN713C、1N718等高溫合金整體渦輪，使渦輪的低周疲勞壽命提高了2~3倍。德國、法國在新型號航空發動機上也采用了細晶整體渦輪鑄件。國內對高溫合金細晶鑄造技術的研究從20世紀80年代末開始起步，經過“八五”和“九五”期間的研究和應用，我國航空制造業建立了專門的細晶鑄造設備，對高溫合金細晶鑄造工藝進行了較系統的試驗，研制了一批鎳基高溫合金細晶鑄件，并已應用于航空發動機中，在細晶鑄造研究領域內取得了重要的進展。 : \& \7 x8 [& R$ D( b
1 細晶鑄造的特點和工藝方法
! o; |" e& z% D: G6 \3 w1 K 1.1 細晶鑄造的特點
細晶鑄造技術或工藝（FGCP）的原理是通過控制普通熔模鑄造工藝，強化合金的形核機制，在鑄造過程中使合金形成大量結晶核心，并阻止晶粒長大，從而獲得平均晶粒尺寸小于1.6mm的均勻、細小、各向同性的等軸晶鑄件，較典型的細晶鑄件晶粒度為美國標準ASTM0~2級。細晶鑄造在使鑄件晶粒細化的同時，還使高溫合金中的初生碳化物和強化相γ＇尺寸減小，形態改善。因此，細晶鑄造的突出優點是大幅度地提高鑄件在中低溫（≤760℃）條件下的低周疲勞壽命，并顯著減小鑄件力學性能數據的分散度，從而提高鑄造零件的設計容限。同時該技術還在一定程度上改善鑄件抗拉性能和持久性能，并使鑄件具有良好的熱處理性能。
細晶鑄造技術還可改善高溫合金鑄件的機加工性能，減小螺孔和刀刃形銳利邊緣等處產生加工裂紋的潛在危險。因此該技術可使熔模鑄件的應用范圍擴大到原先使用鍛件、厚板機加工零件和鍛鑄組合件等領域。在航空發動機零件的精鑄生產中，使用細晶鑄件代替某些鍛件或用細晶鑄造的錠料來做鍛坯已很常見。
1.2 細晶鑄造的工藝方法
細晶鑄造晶核的增殖來源于合金液中已存在的或外加的固體形核基底成形核心作用，因此，細化晶粒的關鍵是增加合金液中的形核基底的數量。目前增加形核基底的數量的基本方法大致可分為三大類：熱控法或改變鑄造參數法（VCP法）、動力學法（或機械法）和化學法。這也是細晶鑄造的三類基本工藝方法，如表1所示。
! t4 u! V6 E w- S- c( M3 [) H
表1 細晶鑄造的工藝方法
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( u9 O$ G4 n* k$ J5 a3 R e3 W" S- U+ ], H* Q
. w7 U4 `: K! ^5 i/ o( W& \
| 7 Y2 Q: @6 w% w% [! }5 N1 f: S2 K
類 別 |
5 j) z8 W* o5 Z; R H/ p+ {) O0 E
3 j: ]/ W7 ?) V% z% \1 h 熱控法
（Thermal Control Method) |
) I9 T1 L' j+ ~4 k& [- h e3 l! L2 h6 a7 c T) R$ V" E
動力學法
（Dynamic Method） | 1 y/ J" R E( [1 V1 d" W( H
1 X$ b! K& }1 D5 e5 ^( @5 `/ i+ q 化學法
（Chemical Approach） | 3 S& D6 E6 g8 U* U% t5 K( J/ o% E
$ r N* i0 P/ ? A: n. F+ A; M
|
Y3 p' H* i! N7 p& P, X8 d 工藝原理 |
6 F- ~1 @$ I9 z1 b- K' Y9 K$ P' ~; U7 D2 n' F
在靜態鑄型條件下，通過控制鑄型溫度，降低合金精煉溫度和時間，使分散于熔液中作為形核基底的碳化物保留下來，并較大幅度地降低澆注過熱度，增大鑄件冷卻速度，以達到限制晶粒長大和細化晶粒的目的 | 3 |8 b1 l: }, c1 B
% x! C6 K% _ ~( O4 _
在澆注和凝固過程中施加外力迫使合金液產生振動、攪動等運動，已凝固的枝晶被破碎并使之遍布于整個熔液中，從而形成更多的有效晶核，并限制了晶粒的長大。常見的方法有：（1）一般方法：旋轉鑄型法、機械振動法、超聲波振動法、電磁攪動法等；（2）Grainex法、Mould-Agitation法；（3）Microcast-X法 | 9 g) V" j7 b$ W9 F
3 h/ t' U/ r3 K 通過向熔液中加入有效形核劑，形成大量的非均勻質核心而使晶粒細化。典型的如添加元素B、稀土元素、Ni-Al中間化合物等 |
0 S0 j. P; n/ ]* @9 Z* C, F0 [1 I" y
| 7 P4 r- X+ ~! U1 ~) `' ]
工藝參數 | 5 c$ r0 N/ v! ~$ F6 Z% \
/ i+ j0 A; S/ _+ i
鑄型溫度(t型)、澆注溫度)t澆)及精煉溫度(t精)等 |
" Y( e5 u" g0 W& j \- N! y P5 S+ {; W# i, x- B- E
澆注溫度(t鑄)和鑄型旋轉振動參數(速度、頻率)以及鑄型冷卻速率等 | $ f5 Q4 x! o$ ^2 X, C
' n2 m- e8 g( ~# w
精煉溫度(t精)、形核劑加入量及其加入制度等 | 7 x0 n. I. y* Q; r3 v; |
3 c' P" t8 [% b* Z5 h7 c/ c| 8 c0 Z, F" R/ q- U4 H2 F* `! Y& C1 N
晶粒細化典型尺寸范圍 | " E7 R0 g( C" b5 z; N
* Y/ }9 g6 ^/ c7 l- H2 i 1.60～0.18mm |
* d- [, k/ t- S3 v. q# m8 Q8 t4 T8 @8 a& V7 Z# z
0.36～0.07mm |
6 B' H( }1 v$ Z5 ~+ g# V' C- z* y( }" Z' C' D! \
1.25～0.12mm |
' F- Y& C, u4 G
& Z( x' v9 i7 j' b/ @( n, u% D4 ||
, L) C8 I% N* J5 S# K5 G 優缺點 | B. @: ?% L1 D/ y6 D. Z8 O
( f7 B7 l4 P6 g( l |
工藝簡單，但鑄件容易欠鑄、晶粒度不均勻 |
8 i' Z0 v+ O0 c- S& P
! Z7 G1 r0 M0 C) I 晶粒度均勻、合金純凈度高、成形能力好，但需要建立專用的細晶鑄造設備 |
( }2 m2 K& F) G$ t
$ G" x* P. G' ?! I+ Y- L 工藝簡單，但容易引進雜質、改變合金成分 |
5 `! c! U# U# Y' V: b- I7 u& [& H3 d: i0 P+ P# v* e
|
; ]* P* i2 ]7 Q0 H9 w _0 i 適用范圍 |
; N4 D P# `2 U- f6 |$ E& N8 k ~- J( _
形狀簡單的小尺寸鑄件 |
% j3 \2 ?, w+ q' w1 V1 K! g) k* q& x5 T: b2 C+ i( d ]/ R* i
回轉體和厚大截面鑄件 | 8 X) B5 |3 a c2 X. I1 n( Z
! `* o5 ?- `% Z; C" ^
形狀簡單的小尺寸鑄件 |
6 H6 w9 ]# p$ x+ G- `6 h3 J 近年來美國Howmet公司研制和發展的Grainex（簡稱GX法）和Ｍicrocast-X(簡稱ＭＸ法)細晶工藝代表著國際先進水平的細晶鑄造工藝方法，目前已投入生產應用。圖1為GX、MX法的晶粒細化典型尺寸范圍。
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圖1 MX、GX法的晶粒細化尺寸范圍
2 n( O9 q6 x* R4 y 其中GX法以動力學法為基礎，是高溫合金細晶鑄造第一代動力學法工藝，它采用較高的過熱溫度，在合金凝固過程中打碎已凝固的枝晶骨架成為結晶核心，從而細化鑄件晶粒。與熱控法相比，GX法澆注過熱度較大，因而使鑄件薄壁部分容易成形，所獲得的鑄件純凈度高，晶粒度細小而均勻，通常能達到ASTM0～２級。但晶粒形態仍保留著輕微的樹枝狀，其缺點是不能全面改善鑄件的晶粒形態，僅使厚截面部位晶粒細化。這種方法適用于鑄造葉盤和其他一些回轉體鑄件以及截面厚大的細晶鑄件。MX法是Howmet公司開發的第二代動力學法細晶鑄造工藝，其特點是將機械擾動與快速凝固相結合以獲得晶粒更加細小的晶胞組織，用此法鑄造的鑄件晶粒度能達ASTM3~5級或更細，可與變形高溫合金零件的晶粒度相媲美，因而能以比GX法更大的幅度提高鑄件的力學性能。直到目前為止，該工藝仍屬不公開的專利。但從有關資料分析，其工藝要點主要包括：①合金精煉后靜止降溫，使澆注過熱度保持在20℃以內。②澆注時對合金液進行機械或電磁感應擾動，使合金液成細小的液滴流注入預熱鑄型的型腔。③在鑄型內擾動合金液并提高鑄型對合金液的冷卻強度，使鑄件在整個截面上都能生成均勻、細小、非枝晶的晶胞組織。MX法現主要用于生產鎳基高溫合金的熔模鑄件、鑄錠和可鍛坯件。
0 O! Y* i- P* z$ L9 e3 l# ]/ O 在20世紀90年代中期國內研究和開發了屬于動力學法范疇的細晶鑄造工藝——鑄型攪動法（Mould-Agitation法），簡稱MA法，并建立了ZGX-25型細晶鑄造真空感應爐。利用該設備可鑄造出外形尺寸達300mm、重量達50kg的細晶鑄件。在該設備上不但能用化學法和熱控法鑄造細晶葉片、細晶整體結構件，而且還可用鑄型攪動法生產出純凈度較高的細晶整體葉盤、渦輪等回轉體鑄件。其工藝原理與GX法相近，如圖2所示。 . ~# }- g8 o. i
+ ]+ {, a) S3 u4 x) H圖2 MA法工藝原理示意圖
3 R# D8 r7 u6 g ZGX-25型細晶鑄造爐具有預熱鑄型的加熱器，并有能使鑄型單向/雙向旋轉功能的機構。鑄型攪動法（MA法）細化鑄件晶粒基于在凝固過程中對枝晶破碎、增殖形核質點的原理。具體工藝步驟為：將模殼裝卡在專用的鑄型系統中，并預熱至規定的型殼溫度。在對合金熔液精煉干凈后，調整好澆注溫度，然后澆入型殼中，靜止一段時間后，鑄型雙向攪動，直到凝固完畢。
在金屬液凝固過程中，通過鑄型攪動使鑄型壁上最初形成的枝晶被破碎，破碎的枝晶分布于整個合金液中，因而創造了有效的形核核心，導致鑄件產生細小、均勻和等軸的晶粒。此外，鑄型中心到鑄型壁的熱梯度得到降低，因此不管鑄件截面厚度如何變化，都能獲得較均勻的等軸晶。
鑄型攪動法主要控制的攪動參數為：澆注后合金液在鑄型內的靜止時間τ靜；正轉/反轉的時間τ正反；正轉反轉之間換向時間τ換；正轉/反轉的轉速v正反；雙向轉動的總時間為τ總。實驗中通過變化合金的澆注過熱溫度Δt澆及攪動參數來得到不同的晶粒度。
鑄型攪動工藝的優點在于采用比熱控法細晶工藝高得多的澆注溫度，因而鑄件純凈度高，薄壁部位容易成形。相比之下，傳統的熱控法細晶鑄造工藝和硼化物沉淀工藝主要依賴于很低的澆注溫度，因而導致了非金屬夾雜物的誘入。
2 細晶鑄造舉例
采用鑄型攪動法細晶鑄造生產了某航空發動機上在中溫條件（470~750℃）下使用的整體渦輪。該整體渦輪直徑為147mm，鑄件毛重10.5kg，用K418B鎳基高溫合金鑄造，其主要化學成分見表2。
熔模型殼用硅酸乙酯-剛玉砂制殼工藝制成。合金的熔煉和澆注在自制的ZGX-25型細晶鑄造真空感應爐內進行。鑄型在爐內可雙向旋轉，對注入型腔內的合金液體施加雙向攪動作用。細晶鑄造的工藝參數見表3。
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表2 K418B合金主要化學成分（質量分數，%）
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6 N f9 E0 `$ H O" n- Q) ]5 ?
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C | / R/ e/ }4 s. E V
1 M# E9 D7 W" s1 O
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4 D5 N2 @% ]" Q| , [) Q+ m! s. |0 w! ^' A+ Y
0.045 | + Q Z) n/ {6 P
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6 e! ]' Y% y. K, _ E/ u# Q. t9 ]/ t2 U9 q* r q3 v
4.37 | ; b$ J, d" m0 K5 e ~& L
* b: f9 t# Y: H 0.79 |
: e7 a$ p0 [- \% J& {, \! d) S" Q0 J9 b, C. P# m
5.83 |
# _0 x$ a, g5 R( q3 o2 I0 @1 o4 N: r1 k9 c* S( K
0.060 | 9 r7 r( i) H' D7 M# B- T
# t" q+ y; \. f* a
0.011 |
: e; Y5 m1 _) A8 Q2 r* K8 X" x0 u
r) ~ W3 }+ k0 J# } 余量 | 8 p5 p$ O+ g& S
表3 K418B合金整體渦輪的細晶鑄造工藝參數
& `8 D, Y. c& n' j }
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3 q! N; ` j* t* W1 z9 m4 a
6 \$ P# d# `+ y- N& P# r|
. B2 w/ B! i& K3 j6 t- A; { 鑄型溫度t型 /℃ |
( p5 B( w Y5 J+ T8 z4 i
# w2 F! q) d: p 澆注過熱度Δt澆 /℃ |
& `2 c4 Y L0 R) d" E! w
$ Q) J. S9 e) _: M S2 ] 攪動參數 | , o! e/ C1 }: z/ I1 u
: P |3 q2 g6 f V| / Z: S M7 O& C; j2 x
τ靜 / s | ' I C" u1 b; z' y# e
7 P7 g$ S/ j$ G; b0 j
τ正反 / s | ! R6 b0 d& {: w" t; b
w2 V7 O, }: k. j" R# L τ換 / s | 6 ]2 k! C8 e( ~/ s4 B7 {* r
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v正反 / r﹒min-1 | + J& s( v7 f; A* V0 E Q
; _. Z9 o* T1 ], q0 z τ總 / min | ) G8 L4 y e2 S
; a% I* [9 f9 {# K* P|
( J1 e+ b: J9 W: Z/ m1 A 900~1000 | * e- v3 F( X# {# p/ o' G, ?# c
( G: ~, L! h; B8 S$ i. W
60~80 | , h( f& H# k2 x( l0 K
' h6 _, A& l0 C3 c2 ^ 45 |
* k4 G2 R8 F' I) x( z" V
/ b: R3 b% P4 J/ t 3~5 |
6 p: G# x! |; b) n+ [( R
! f: B2 w4 r5 \. S+ u' i 2 |
% l! T) R" A- I8 _( Q* M+ J2 Q* F
( r6 e# a" \/ K, { 100 | # J: U& I" v+ {
% n/ D$ u; o" b+ n1 }5 @ 5 |
% d7 T. D, f7 S* Q 細晶渦輪經過熱等靜壓（HIP）和熱處理。熱等靜壓工藝為：1200℃/150MPa/4h；熱處理工藝為:1180℃，2h，空冷+930℃，16h，空冷。在熱處理后渦輪的輪轂部位沿軸向切取性能試棒，測定室溫和高溫抗拉性能、高溫持久性能和低周疲勞性能。低周疲勞試驗在美國MTS-809電液伺服閉環回路疲勞試驗機上進行。為了便于比較，從K418B合金普通鑄造渦輪上切取試棒，其處理工藝、測試條件與細晶渦輪相同。 5 k0 ~( W7 n3 L) w& R# [6 q$ j' k! A
1．細晶鑄造對鑄件晶粒度形態及顯微組織的改善 在上述細晶鑄造工藝條件下，所獲得的K418B合金細晶渦輪各部位晶粒度列于表4。它與普通鑄造條件下的渦輪晶粒度對比示于圖3。 6 a) a3 w: o1 ]; x' @
表4 細晶渦輪各部位的晶粒度等級
/ l, Z. G; S0 _# N
4 x' t9 k" ?; ]0 Z) e, [% I% l. f3 O4 R
4 O* I4 w, t% v5 m" X# ]
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% F! w0 Y( o% T: j( ]7 a3 x 部位 | ' W' o [: G+ V& C
8 F9 u/ k0 j' F 輪轂 | % v0 g( \: Q( s( t: i' I" D
- f F6 g( F! p5 Q 輪輻 | : A0 T: c8 p/ q8 c" O9 I; m
2 B: h0 {" q1 ~- i 輪葉 |
1 A0 P- U) l( r/ V+ B9 [% [9 h, K! k, O# A- y0 }# ]+ @3 l; G" D
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! c& A6 A b9 P. w ASTM晶粒度級別 | 0 C2 i' L" r E( h
6 Q3 C) D( T7 u. y& X
ASTM0~3 | 2 B! e8 V0 w% I# d- l5 ~
* v7 {$ M) V4 E, Q+ s
ASTM2~ASTM M9 | : _: b/ B8 `) u
_/ r+ f5 G9 d) e( ^8 u ASTM2~4 |
4 h8 x4 z: R* D1 D; X2 V, \2 N8 ^8 T; p, w. o
| * Z8 p8 K+ Q# s1 g% O
晶粒平均直徑/mm |
$ D s0 n& Q y1 }8 I1 k
, G0 g3 x' y. N+ ?9 ~& z1 k4 N 0.125~0.36 |
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1 Q3 v/ F+ w& Q0 f$ g& @ U8 W# P/ A 0.18~1.6 | ( i* g- O- V7 V3 |- {
( }1 |: q; h, D1 ^ 0.09~0.18 |
2 V" N3 ~- V# H. L& @# Q {
2 G: ]' A; ]0 C5 q
圖3 K418B合金細晶渦輪與普通鑄造渦輪剖面晶粒度的比較
. L4 V# ^ Q) f8 p, Ia) 細晶鑄造 b) 普通鑄造 4 f. f# P& e1 U- u
圖4為輪轂部位微觀晶粒比較，由圖可見，細晶鑄造使渦輪的輪轂部位晶粒形態得到很大改善。由普通鑄造的粗大樹枝晶變成為較均勻的等軸晶，晶粒平均尺寸也由普通鑄造的3~15mm減小至0.125~0.36mm。
. ]7 A7 e8 \ Y0 o( T/ ?
) {! q" {+ K4 ^% o1 J/ G! r圖4 輪轂部位微觀晶粒比較 ×100
- T# y4 Y/ ~: u, u" V/ ~2 _a) 細晶鑄造 b) 普通鑄造
( P! p4 l0 W$ k2 r; D 細晶鑄造和普通鑄造渦輪的初生MC型碳化物及γ＇相的大小、形貌比較分別如圖5和圖6所示。
8 n, q, [0 R7 U! Z' z
1 B$ t3 R" p6 _7 c! t/ l% a6 o圖5 K418B合金整體渦輪鑄態初生MC型碳化物 ×100 $ s- K* E! y V# h# x! Z/ ?; j# D
a) 細晶鑄造 b) 普通鑄造
' o" S/ d- N$ [2 f
& j0 y: n3 r7 d! ^1 @
圖6 K418B合金整體渦輪鑄態γ＇相 ×2000
- ^- G6 K0 ^, ?. e% v! a* `: sa) 細晶鑄造 b) 普通鑄造
9 f* W$ e/ S) E7 N, z( D9 [' X 觀察結果表明，普通鑄造渦輪的初生碳化物（MC）呈現塊狀、條狀分布，尺寸較大；而細晶鑄造的初生碳化物（MC）呈顆粒狀彌散分布，尺寸小。這說明該細晶鑄造工藝對初生碳化物（MC）有一定的破碎和細化作用。
細晶渦輪γ＇相分布均勻，形態規則，主要呈方塊狀，尺寸很小。而普通鑄造渦輪的γ＇相則較粗大，形狀也不規則。因此細晶鑄造的凝固條件改善了γ＇相的分布形態。
2．細晶鑄造對鑄件力學性能的影響
2 I/ e' s' S$ y2 |% H* ^9 [ （1）室溫和高溫抗拉性能：K418B合金細晶鑄造和普通鑄造渦輪兩者抗拉性能之間的差距見圖7。
$ D; Q/ e9 ~; p7 q+ g' E( `7 a$ x3 ^
1 T& |: F" |3 F0 r3 g
圖7 細晶鑄造和普通鑄造渦輪抗拉性能的比較 ; e# t' k% G2 X2 }4 F0 B) K
————K418B合金細晶鑄造 －－－－K418B合金普通鑄造 ' \2 P: h& O) ^3 Y
從圖7可知，在不同試驗溫度下，細晶鑄造（FG）的抗拉性能均優于普通鑄造（CC）。在20~750℃范圍內，前者的抗拉強度σb比后者平均提高了20%；屈服強度σ0.2前者比后者平均提高了12.5%。
$ j3 ~" B6 c7 H 當試驗溫度再提高時，兩者差距縮小。在整個溫度范圍內的伸長率，除20℃和650℃時，細晶鑄造比普通鑄造平均提高約20%外，其他溫度下提高均超過30%。至于在不同溫度下的彈性模量E，細晶鑄造與普通鑄造基本相同。 - {1 i8 U5 P4 [" C9 N" o4 t
（2）持久性能：K418B合金細晶鑄造渦輪不同溫度的持久試驗數據及設計指標見表10-5。可見，細晶鑄造渦輪的持久性能遠高于設計指標，從而使鑄件工作性能更可靠。
" n/ W4 `7 Z1 N% ]1 z, X# \# ]表5 細晶渦輪持久性能及設計指標 ( Y" k! g* Q, W7 J
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" i0 ~( U: C; D* C0 @0 y& J& A# S
9 ^9 U* l7 S6 R7 n; j0 R1 R| 6 a/ }# R( `. d% s
試驗溫度/℃ |
' g8 e# O1 |% M9 ?. N
9 U4 c/ b+ n7 L! x5 A8 _ 760 |
/ O8 l& O# o* A3 N- N/ E2 O1 _& A
980 | . `! l; J. w: s% {- h
: Z1 I+ R0 a, A% l+ f8 y+ \, B4 H( R|
5 M6 E4 k7 A0 q, U7 ^ 試驗應力/Mpa |
! E4 v" A6 U1 M' Y0 b" j! y' \* x: i) |, a& W
530 | : Z; b% ?7 ~' ~0 J, i+ N
, e: `9 a: c0 A% \ 150 | * {+ @' v2 `5 ?4 M
! b( u3 u& |9 L
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試驗值壽命/h |
+ o# ^. v$ P9 w6 `+ U0 D! R H# R" m( S. K; f4 w' J
162.8 |
, Y" B% Z4 j2 \' [2 N' ~
9 @! }2 O9 s: b+ L8 s# s 71.5 | # k4 _3 `0 M# m( _5 P
9 `; D7 V$ [) z. u| # f: W" B" Y9 O/ P# ]! Z
設計值壽命/h |
: C9 a: N4 ^8 U- M6 c; f! [9 R! h" s4 n
≥50 |
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" A% ?1 P Z& H& b. O/ x （3）低周疲勞性能：450℃和650℃的低周疲勞試驗結果見圖10-8（圖中的R為應力比）。試驗溫度為450℃和650℃時，在整個應變范圍內，細晶鑄造（FG）較普通鑄造（CC）的低周疲勞壽命改善的幅度較為穩定。其中細晶鑄造渦輪在450℃的低周疲勞壽命，當應變幅Δε/2=3×10-3和6×10-3時，分別為普通鑄造的7.41的7.76倍。而在650℃時的細晶鑄造渦輪的低周疲勞壽命，當應變幅Δε/2=3×10-3和6×10-3時，分別為普通鑄造的12.12倍和4.44倍。
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# s& b% l$ \" ~( |, N0 P7 m4 \圖8 細晶鑄造和普通渦輪低周疲勞性能的比較 : ]2 ~3 s' ]/ e; K
a) 450℃ b) 650℃
1 H8 t) R' ?8 D( I! R 因此，細晶鑄造使K418B合金整體渦輪的低周疲勞壽命得到大幅度提高，在450~650℃范圍內至少為普通鑄造的4倍。
細晶鑄造改善材料低周疲勞的原因在于，當循環外力作用時，滑移在細小、均勻、各向同性的等軸晶粒組織中得以均勻地進行，這便緩和了應力集中，從而使疲勞裂紋形成期延長。
在相同的循環外力作用下，普通鑄造的疲勞波紋間距較寬，即裂紋擴展速率da/dN較大，而細晶鑄造的疲勞波紋間距細小而均勻。斷口的觀察結果也證實了這一點，如圖9所示。
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* y/ K! N, O, M9 f( h8 T圖9 疲勞波紋間距 ×2000 1 s4 i4 J7 v9 t v$ h/ S
a) 細晶鑄造 b) 普通鑄造 4 n [* S2 w0 f5 t
裂紋在晶內向前推進時，一方面受到阻力，另一方面被迫采用不同方向并使疲勞波紋間距減小。所以晶界是疲勞裂紋擴展的一種障礙，晶粒越細小，這種障礙作用越強烈。 & [" n7 ^& n3 |
總之，細晶粒通過控制滑移的均勻性，約束形變帶，降低疲勞裂紋的擴展速率來改善材料的低周疲勞性能。 9 b6 q- f1 u# r( B( Y) H- C, r
細晶鑄造使合金的初生MC型碳化物和γ＇相尺寸減小，形態改善，這同樣有利于低周疲勞性能的提高。 |
發表于 2006-9-30 17:50:16
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