涡轮盘材料的研究

单位代码学号10005026分类号毕业设计论文开题报告基于多点逼近遗传算法的桁架结构综合优化院（系）名称机械学院专业名称机械工程及自动化指导教师张彦华学生姓名符亚庆2014年11月19日涡轮盘是涡轮喷气发动机中连接涡轮叶片和涡轮轴，推动发动机高速旋转的一个重要部件在发动机运转中，涡轮盘受力情况复杂，容易出现故障，严重的甚至可能造成机毁入亡。因此，有些国家把它列为航空发动机中唯一由政府控制的零件〔l〕，由政府发给证明规定使用寿命。一、涡轮盘的使用条件及其对材料的要求综合分析近二十年来一些国外航空涡轮喷气发动机的发展(见表1),不难看出其推力不断增大,由几百到几万公斤;翻修寿命不断延长,由几百到几万小时;涡轮入口温度不断提高,由800一900C到13000C以上,并向更高(如16500C)发展。随着这些进展,相应地要求涡轮盘加大尺寸,改进材料的耐热性和长期稳定性。涡轮盘选用什么材料，由于其重量大，直接影响发动机的推重比(即发动机的单位重量所能产生的推力)加大喷气发动机推力最有效的途径是提高涡轮入口温度，可是目前使用的涡轮叶片材料主要是镍基或钻基高温合金，其工作温度只是1000C左右，已不能适应涡轮入口温度进一步提高的要求为了解决这个矛盾，主要的途径是发展涡轮叶片冷却技术，这样，涡轮入口温度在近十年内提高了近3000C，涡轮工作温度虽然提高而涡轮盘的温度不能成比例的增加，现已采取的主要措施是一方面对叶片和涡轮盘本身采用冷却技术，另一方面是在设计上也作了改进，如采用深根叶片，使涡轮盘桦头部分远离火焰，并避免直接受到大量辐射热。所以，尽管涡轮工作温度大幅度提高，涡轮盘的实际工作温度一般仍不超过650一700C。如TF一39的涡轮入口温度高达1260C，而其涡轮盘材料还是用只在700C以下使用的nI。nel718，就是一个例证。除了对涡轮盘应考虑工作温度的要求外,对涡轮盘材料在力学性能和物理性能方面还需具备那些特点,必须首先分析涡轮盘在运转的整个过程中的受力状况。涡轮盘的盘体除了受高速旋转而产生的离心力以外,还有因受热不均而引起的热应力,如图l所示。轮心所受的力主要以离心力为主,随着转速增加,拉应力不断增大(图la);轮缘受力较为复杂,开始起动时,外缘因热的传入而膨胀,受到压应力,当其超过屈服强度时,便发生压缩变形;等到温度达到平衡时或在停车过程中,轮缘的压应力变为拉应力,这时轮心受到压应力(图lb)。它们产生一个合力,如图Ic,可见轮缘和轮心都受到较大的拉应力,往往超过材料的屈服强度,发生局部变形。发动机每开动一次,就形成这样一个循环,反复多次,就构成一种所谓周期疲劳。这种在屈服强度附近的疲劳,决定疲劳寿命的不是应力的大小,而是在受力过程中所发生的塑性变形量。所以周期疲劳试验,一般以形变量(恒应变)图1涡轮盘在转动状态下的离心力a),热切应力b)及合应力c)为标准,而不计算所受应力〔2,3〕。这种周期疲劳是产生槽底裂纹的主要原因,有时还会引起涡轮盘“炸裂”成为碎块飞掉〔4〕。周期疲劳裂纹随着发动机开动次数的加多而发展,量变的积累,就产生质的飞跃,最终达到灾害性的破坏。因此,美国在1960年就将涡轮盘的时间寿命期开始改为用周期疲劳次数作为限制盘的使用条件;到1966年进一步作了修改,除了周期疲劳次数以外,又对使用时间作出了规定,两项中任何一项达到所规定的指标,都算到了寿命期〔5〕。涡轮盘通过桦头的极树形结构将叶片联在一起。榨头的受力条件更为复杂,除了桦齿间的缺口产生应力集中以外,还有从叶片传递下来的振动疲劳。一般来说,桦齿的设计应力虽然只有18一20公斤/毫米^2,但因公差配合不当,各齿受力不均,有时甚至超过材料的屈服强度而出现明显的压陷。在这样高的应力下多次运行,可能造成周期疲劳破坏。叶片的振动,加速桦齿的断裂。在这种情况下,桦齿多始于第一齿,因为承受疲劳载荷它是首当其冲。为了减少这种故障,除了设计正确以外,还要保证合理的公差,并注意残余应力的分布。对材料来说,除了提高材料的抗疲劳的强度以外,要提高抗张塑性和持久塑性,因为抗张塑性直接影响抵抗周期疲劳的能力〔6〕,而持久塑性的提高,在高应力下,可通过桦齿的变形,在使用过程中各齿自动配合,使应力趋于均匀,而不发生局部裂纹,以松弛外界的应力集中。两个桦齿之间存在一个桦槽,也叫喉道。在这个部位也容易出现裂纹,严重时可以引起整个桦头落,使整个叶片飞掉。这主要与材料的缺口敏感性有关。有入曾对5J7发动机所用的涡轮盘材料A一286和V一57进行过分析〔7〕,将带有缺口的试样在使用温度下进行周期持久试验,每个周期为3分钟,加160秒,卸荷20秒,结果得出:当材料的持久延伸率7%时,不存在缺口敏感性,在使用过程中便不致发生桦槽裂纹。综合分析涡轮盘的工作条件,可以归纳出来一种比较理想的涡轮盘材料,应该具备下列条件:1.在室温到使用温度范围(650一700C)内要具有较高的屈服强度,这是设计涡轮盘最主要的指标;2.有较高的抗疲劳能力,特别是大应力低周疲劳,这是决定涡轮盘寿命的关键指标;3.有较高的断裂韧性,因为材料不可能没有缺陷,设计和制造过程中不可能没有应力集中,使用过程中也将不断产生微裂纹,断裂韧性便是衡量这种裂纹不发展成为脆性断裂的一个指标,这对很高强度的材料来说是十分重要的;4.在使用温下要有足够的持久强度和抗蠕变的能力,要有一定的持久塑性(如5一10%),在工作温度和应力范围内要尽量避免缺口敏感性;5.有较好的组织稳定性,在长期使用条件下,保证强度不显著降低,脆性不显著增加夕6.有良好的工艺性能(如冶炼、热成型和切削性能等);7.有较高的导热率、低膨胀系数和高弹性模量,以减小热应力,并保证结构稳定性;8.有较低的密度,以减小高速旋转下的离心力;9.有一定的抗氧化、抗海洋大气和含硫燃气腐蚀(即抗热腐蚀)的能力,以保证长期使用;10.要考虑资源条件,注意成本。二、涡轮盘材料的类型及提高强度的途径随着涡轮工作温度的提高和使用寿命的不断延长,涡轮盘从马氏体不锈钢及固溶强化与温加工强化的奥氏体不锈钢,发展到以中间相强化的铁基和镍基高温合金。表2列举了一些盘材合金的例子。2.112铬型马氏体不锈钢12铬型马氏体不锈钢是最先采用的一类涡轮盘材料,其特点是强度高、刚度大、热导率低和膨胀系数小,所以长期被广泛采用,至今仍然是在50沙C以下工作的主要盘材。这类钢除含12%左右铬以外,一般加入妮、钒、钨、锢等合金元素,以增加固溶体强度,细化晶粒,并改善碳化物的类型,从而增强抗蠕变能力和抗回火能力,提高高温稳定性。12铬钢在回火过程中,形成细小共格的Cr厂,产生二次硬化,但回火温度如超过550C时,这种共格碳化物转变为非共格的Cr了C3,强度下降。加入难熔金属可使C:ZC更加稳定,即使发生了转化,也是形成较为稳定的M23C。邝〕,其中以锭的作用最为显著,所以H46,H53及S/SAV等钢中均含有一定量的妮。因此,在使用12铬钢过程中,必须避免超温,否则出现过回火现象,性能显著变坏,这一点和目前的奥氏体型高温合金很不相同。2.2温加工强化的奥氏体不锈钢奥氏体不锈钢比马氏体不锈钢的高温强度好,但是屈服强度却很低,不能满足涡轮盘设计的要求,必须设法提高屈服强度。利用这种钢的冷加工硬化系数较高,采用冷变形提高强度是一个有效途径。但是,这种冷加工结构在高温下很不稳定,因而采用了温加工,使其在使用温度以上进行变形。这样,一方面提高了合金的强度,又保持着在使用温度下的组织稳定性。这类钢如16一25一(3395H6),3H434,G18B,19一gDL等,均加铂、钨、妮等强化,并用温加工处理。即合金经110一1250“C固溶处理后,再在低于再结晶温度如一50C,也就是650一了60“C进行加工变形,变形量有8一30%〔9〕,然后在温加工温度以下约50C退火消除应力,机械加工成形即可使用。但是,使用温度只能在温加工温度以下,否则性能急剧下降,同时工艺复杂,需要大型锻压设备。早期苏联发动机P瓜一5和P口一300用3H4涎合金作涡轮盘便是如此。后来改用碳化物强化的3H481代替制作BK一9发动机一、二级涡轮盘,生产成本也随之下降。2.3金属间化合物强化的奥氏体合金采用形变强化的合金在高温下不够稳定,第二个提高强度的途径是沉淀强化。首先是碳化物强化,如3H481和许多沉淀硬化不锈钢,但是碳化物在高温下的稳定性也是较差的,容易聚集长大而失效,所以现代盘材都是利用更稳定的中间化合物强化相,如r’,r’’等。从五十年代初的A一286到六十年代中末期的Astrl叮和Ren95,都采用这种强化相,这种材料在现代涡轮盘合金中占有最主导的地位。用中间相强化的涡轮盘材料有镍基和铁基合金两种,如表2。铁基合金从资源角度出发,有较大的优越性,而且中温强度较高,成型容易(因高温变形阻力小),是用作涡轮盘的良好材料,但是这类合金与镍基合金相比,高温稳定性较差,使用温度也较低,所以,从目前世界许多类型的发动机来看,两类合金都在使用,只是涡轮温度高的多偏于用镍基高温合金。为了进一步发挥现有合金的作用及寻找新的合金,仅就提高现代铁基及镍基合金的强度的途径概略讨论如下:(1)固溶强化:合金元素溶解在基体中,一般都产生一定的强化效应,主要是通过下述几种途径:1．由于合金元素与基体元素原子大小不同,电子结构不同,造成固溶体中点阵畸变,这样在高温下减小了扩散速率,在常温下阻碍了滑移的产生,因而原子大小差别愈大,畸变愈显著,强化效应也愈大。对镍或铁和镍的固溶体来说,元素的强化作用依下列顺序而增加,也就是后面的元素的强化效果比前面的元素要大:镍、钻、铁、铬、钒、铝、钦、铂、妮、钮〔20,11〕。2．合金元素在固溶体中并不是一种理想分布状态,往往有偏聚现象,形成所谓短程有序化Q2,13〕,有入叫它“K状态”〔14〕,它们都可使合金产生强化作用。3．我们在谈到强化时,都接受这样一个概念,就是金属的瞬时形变主要是通过位错的运动。位错是金属中原子排列“失误”而引起的线型缺陷。在面心立方结构的高温合金中,加入某种元素以后,位错可改变它们的形态,在密排面(111)上扩展开来,成为所谓堆垛层错,就是在一定范围内,原子排列不正常了。层错的宽窄和出现的多寡,与层错能的高低有关,层错能低的,形成层错就容易,层错出现的几率也高。这种扩展了的位错,运动十分不便,必须收缩为一个全位错才行〔15,16〕,这样就要加以更大的外力,表现为强度的提高。所以合金化时,要考虑加入使层错能降低的元素,如镍基合金中加入钻,便起到这个作用〔17〕,因而,许多镍基合金都含有一定量的钻。4．一种元素可以改变另一种合金元素在固溶体中的溶解度,如铂和钨可以降低铝和钦在镍基合金中的溶解度,因而使沉淀相的析出量增加,提高合金的强度。同时,这些元素对固溶体和沉淀相都有稳定作用,可以提高合金的使用温度,所以近年来发展的高温高强度镍基合金含钨量有的高达20%以上〔18〕。在盘材合金中加铝的比较多,因钥比钨轻,更重要的是工作温度不太高,不需要加钨,但铂比钨在合金中容易促进脆性相的形成。为了更有效地利用合金元素的固溶强化,一般多采用多元少量合金元素。这样可以形成多种化学键,提高晶体点阵的畸变程度,更高地提高合金化程度〔i卜21〕。(2)沉淀强化:合金强度的提高在于位错运动的受阻,前述固溶强化仅是其一用浅显的概念来说,就是一些异种原子加入基体后,造成原子排列的不整齐,或产生某种类型原子的偏聚,而阻碍了位错或其它缺陷的运动而提高了强度。但是,原子这样大的质点有时却显得太小,于是设法引进一些更大的颗粒,使其起到更大的阻拦作用。这种质点如果是从基体本身分离出来的,叫沉淀强化,一般要经过热处理来实现。如果是从外面加入的,叫弥散强化。在高温合金中这两种强化方法都有,但当前的涡轮盘合金主要是前者。铝和钦在镍或铁镍基体中的溶解度是有限的,如果超过了这个限量,就以一种有序化排列的中间相析出来,这就是所谓丫相,用N儿Al表示。意思就是在单位晶胞中,铝原子和镍原子都占据了固定位置,构成与基体结构相同,只是原子的分布更有序化的晶体,因为基体为下奥氏体,具