航空航天高温结构材料

材料科学与工程前沿航空航天高温结构材料High-TemperatureStructuralMaterialsinAerospace五、新型Co高温合金新型Co合金的研究背景主要的相组成：面心立方的奥氏体基体γ和一种或多种碳化物相,其中碳化物相为主要强化相。优点及应用：在高温抗热腐蚀方面，抗热疲劳性能和焊接性方面的具有一定优越性。主要工作在730～1100℃条件下，应用于航空发动机涡轮导向叶片中.存在问题：与传统的Ni基高温合金相比，不具备γ/’双相组织形成共格强化，高温机械性能差，中温强度低。传统Co基高温合金新型Co合金的研究背景传统Co基高温合金的成分特点：Co基体，10～22％Ni，20～30％Cr以及W、Mo、Ta和Nb等固溶强化和碳化物形成元素，含碳量高，主要的碳化物是MC、M23C6和M6C。美国：1）四十年代用X-40和HA-21制作航空喷气发动机和涡轮增压器铸造涡轮叶片和导向叶片，其工作温度可达850～870℃。2）从50年代后期到60年代末，4种铸造钴基合金：WI-52，X-45，Mar-M509和FSX-414。3）1966年出现的HA-188，因其中含镧而改善了抗氧化性能。苏联：用于制作导向叶片的钴基合金Лκ4，相当于HA-21。我国：80年代至今，科学家通过添加B制备出等轴晶铸造合金K40S，并运用定向凝固技术制备出柱晶合金DZ40M等合金牌号。钴是一种重要战略资源，世界上大多数国家缺钴，以致钴基合金的发展受到限制。新型Co合金的研究背景表1几种主要合金元素在传统Co基高温合金中的作用NiNi是扩大奥氏体区元素，可使钴基合金在室温下也保持面心立方结构，并且可以形成Ni3Ti金属间化合物CrCr会显著提高合金的抗氧化和耐腐蚀性能，富Cr的M7C3和M23C6型碳化物起强化合金的作用W、MoW、Mo在钴基合金中主要起着固溶强化的作用，并可在合金中形成MC和M6C型碳化物C传统钴基高温合金主要是碳化物强化型合金，其中C的含量通常达到0.25～10wt.%Ta、Ti传统钴基高温合金主要是碳化物强化型合金，其中C的含量通常达到0.25～10wt.%SatoJ,OmoriT,OikawaK,Science,2006;312:90Co-9Al-9W合金主要的相组成：面心立方的连续奥氏体基体g和共格有序的A3B型金属间化合物g’相Co3(Al,W)CoSS(g)Co3(Al,W)(g’)共格组织新型Co合金的研究背景新型Co合金的研究背景反常屈服现象新型Co合金的研究背景主要的相组成：面心立方的连续奥氏体基体γ和共格有序的A3B型金属间化合物γ’相Co3(Al，W)相;优点及应用：提高了钴基高温合金的高温机械性能合金成分试验结果测试温度Co-9.2Al-9W屈服强度473MPa1143KCo-8.8Al-9.8W-2Ta屈服强度674MPa1143KCo-9.2Al-9W（热轧制）屈服强度737MPa；抗拉强度1090MPa；延伸率20%1173K新型Co合金的研究背景存在问题：由于存在元素W，合金比重较大，Co-9Al-9W的合金比重达到9.325（Co-9Al-3W-6Mo比重为8.06）。此外，热处理和加工工艺对性能影响方面的研究匮乏。镍基高温合金Waspaloy在1143K下0.2%拉伸屈服强度为520MPa。传统钴基高温合金Haynes188在1143K下的0.2%流变应力值为350MP。新型Co合金的研究方向1、合金化及原则元素对γ’相固溶温度的影响，对相组成和显微组织的影响，成分与组织设计2、组织与力学性能关系3、组织与氧化性能关系1.成分设计成分比重/g/cm30MoCo-9Al-9W-2Ta-0.02B9.5432MoCo-9Al-7W-2Mo-2Ta-0.02B9.3054MoCo-9Al-5W-4Mo-2Ta-0.02B9.0685MoCo-9Al-4W-5Mo-2Ta-0.02B8.9566MoCo-9Al-3W-6Mo-2Ta-0.02B8.8309MoCo-9Al-9Mo-2Ta-0.02B8.473Mo对Co合金组织性能的影响基本成分Co-9Al-9W-2Ta-0.02B电弧熔炼热处理SEM、EDXX-ray、TEM相结构分析组织和成分分析应力-应变曲线RT,高温应力-应变曲线RT,高温断口形貌组织观察显微硬度显微硬度计压缩试验机SEM拉伸试验机成分范围热处理温度铸态2.研究方法800℃时效900℃时效Mo对Co合金组织性能的影响3.铸态合金显微组织铸态组织主要由γ相和γ’相组成，其中γ相为面心立方的Co基固溶体，γ’相为共格有序的，L12结构A3B型金属间化合物。而Mo元素的加入对铸态合金的相组成并无太大影响，这与后面铸态扫描电镜观察的结果是一致的。γ’0Mo2Mo4Mo6Mo9Mo9Moγγ’γγ’γγ’γγ’+γ共晶γγ’+γ共晶γ3.铸态合金显微组织合金成分AlCoMoTaW0Moγ’3.13-3.4768.21-71.76—12.58-15.8012.19-12.85γ基体7.83-8.5681.08-82.26—0.33-0.869.50-9.572Moγ’3.21-3.6167.59-68.333.92-4.4012.95-13.1711.06-11.72γ基体7.95-8.5980.83-81.831.84-2.200.48-0.737.65-7.894Moγ’3.21-3.5666.54-66.999.06-9.0712.58-12.818.03-8.15γ基体8.35-8.5080.77-81.064.03-4.310.91-0.985.44-5.656Moγ’3.45-3.5566.72-66.7312.75-13.3111.36-11.865.12-5.14γ基体8.26-8.3781.12-81.296.07-6.110.98-1.123.29-3.389Moγ’6.77-6.7872.88-74.7313.20-13.936.11-6.42—γ基体8.32-8.4280.44-81.369.00-9.531.32-1.40—γ’相与γ相比，Ta、Mo、W的含量相对较高，而Al的含量相对较少。在0Mo、2Mo、4Mo、6Mo四种成分合金中，Al与Ta之比近似为1:4，9MoAl与Ta之比近似为1:1。但几种合金元素与Co的比例仍保持为1:3。因此可将其表示为Co3(Al,Me)(其中Me为合金元素W、Mo、Ta)4.130℃固溶+800℃时效合金显微组织随着Mo含量的升高，6Mo和9Mo在2θ=47°处有一新峰出现。结合Co-Mo相图分析该峰为一种密排六方结构的富Mo相Co3Mo，相代号为κ。由于后面经EDS成分分析发现其中还存在一定Al元素，故将其表示为κ-Co3（Al，Mo）0Mo2Mo4Mo4Mo4Moγ’γ2Moγγ’500nm500nm500nm0Mo、2Mo和4Mo时效处理后，铸态的γ’相消失，而γ基体中析出了细小弥散均匀分布的方块状γ’相，相的尺寸在200~300nm左右，体积分数在70%~75%左右，与γ基体具有共格关系，该组织形貌与时效强化型Ni基高温合金完全一致。100μm100μm20μm6Mo9Mo6Mo9Mo9Mo6Mo9Mo9Mo6Mo6Mo和9Mo合金基本保持铸态的显微组织特征，而晶界处有白色析出物。在晶粒内部存在大量的针状相析出相，长数十μm，宽大约200nm，相互呈一定角度在基体中析出，针状相与基体存在一定位向关系。由此可以确定:析出的κ相与γ’相和基体γ相具有()κ//()γ’和［011］γ’//［］κ的晶体学关系200nmIII(b)9Mo200nm000020220200(a)2Mo[001]L12(d)[011]L12000023110113(c)[011]L12000111111200200nmIII(b)9Mo200nm200nmIII(b)9Mo200nm000020220200(a)2Mo[001]L12200nm200nm000020220200(a)2Mo[001]L12(d)[011]L12000023023110113113(c)[011]L12000111111200(c)[011]L12000111111111111200200K相为hcp结构2Mo和4Mo合金：γ’相中均含有一定量的Mo元素，这说明Mo确实可以替代一定量的W成为该γ’相的形成元素，对于9Mo合金：由于W元素的消失，γ’相中Mo元素的含量提高到了8.67%，针状相的主要形成元素为Co和Mo，Mo的含量达到了13.9%合金成分AlCoMoTaW2Moγ’相5.30-5.7684.33-85.002.72-2.730.2-0.356.57-6.95γ相5.62-5.8387.34-88.21.55-2.130.04-0.34.12-4.854Moγ’相5.29-6.2683.68-84.22.62-3.090.75-0.765.62-5.69γ相4.18-6.9286.44-88.51.78-1.880.50-0.664.18-4.929Moγ’相8.89-9.3975.3-76.057.11-8.677.15-7.44—γ相7.52-7.5986.88-87.105.07-5.950.52-0.98—针状相2.37-3.8080.30-82.1413.90-14.251.21-1.99—5.合金压缩力学性能随着Mo含量的增加屈服强度逐渐降低。室温下，0Mo合金屈服强度为728MPa，2Mo、4Mo、6Mo、9Mo四种成分的合金的屈服强度分别为645MPa、632MP、604MPa、627MPa，相差并不明显。600℃下，当Mo含量增加到4Mo、6Mo、9Mo时，其屈服强度分别为450MPa、455MPa、452MPa，都有所降低。RT600℃700℃下，随着Mo含量的增加，合金屈服强度变化不大，但4Mo、6Mo、9Mo三种成分合金的屈服强度较600℃出现温度反常现象，700℃下，0Mo和2Mo这两种成分合金的屈服强度出现了反常现象。700℃下4Mo、6Mo、9Mo三种成分的合金屈服强度较700℃时有所下降。700℃800℃0Mo和2Mo合金从室温到700℃，σ0.2随温度升高而降低，当温度超过700℃以后，σ0.2表现出反常现象，强度反常的拐点温度为700℃，强度峰值所对于温度应在800℃以上。4Mo、6Mo和9Mo，室温到600℃，σ0.2随温度升高降低，超过600℃时，σ0.2出现反常现象，700℃时σ0.2大于600℃的σ0.2，当温度超过700℃时，σ0.2随着温度升高而缓慢下降，强度反常的拐点温度为600℃，强度峰值所对应温度在700℃附近。可见随Mo含量的增高，屈服强度反常的拐点温度和强度峰值温度朝低温方向移动6.合金拉伸力学性能0Mo,2Mo和4Mo三种合金成分除了表现出较高的室温塑性外，也具备较高的室温拉伸强度。它们的拉伸延伸率分别为10%，13%和15%，0.2%屈服强度在680~740MPa之间。而对于6Mo和9Mo合金除了未表现出明显塑性外，其0.2%屈服强度大概在600MPa，均低于0~4Mo合金的强度水平。这应该也是与合金的组织随Mo含量的变化分不开的。室温拉伸曲线0Mo4Mo9Mo0Mo9Mo0Mo、2Mo和4Mo合金，整个断裂区域由大量韧窝组成。而6Mo和9Mo合金的断口呈现出明显的解理断裂特征，可明显观察到针状脆性相以及晶粒内部片层状组织失效所造成的断裂特征。这说明γ+γ’双相共格组织对该系列Co基高温合金的塑性和强度都起着有利作用，而针状脆性相κ-Co3(Al,Mo)则起着不利作用。随测试温度升高，合金的屈服强度和拉伸延伸率均呈下降趋势，并未观察到明显的反常屈服现象。从600℃到800℃，绝大部分合金延伸率≤5%），机制尚不清楚。合金成分600℃/MPa延伸率700℃/MPa延伸率800℃/MPa延伸率0Mo638.632.35%552.277.02%520.331.69%2Mo