第三章(高温合金的焊接)

第三章高温合金的焊接材料科学与工程学院朱平高温合金的发展高温合金是广泛应用于航空航天、舰船发电动力、机车以及石油和化学等工业部门的材料。其发展与航空发动机的进步密切相关。高温合金是本世纪30-50年代中期对镍基合金化学成分的不断改进中发展起来的。1929年，英美的Merica.Bedford和Pilling等人将少量Ti和Al加入到80Ni-20Cr电工合金中，使该合金具有显著的蠕变强化作用，但这并没有引起人们的注意。1937年德国研制出Hansvonohain涡轮喷气发动机Heinkel，1939年英国研制出涡轮喷气发动机Whittle。然而，喷气发动机热端部件特别是涡轮叶片对材料的耐高温性和应力承受能力具有很高的要求。1939年英国Mond镍公司(后称国际镍公司)首先研制成一种低C且含Ti的镍基合金Nimonic75，准备用作Whitle发动机的涡轮叶片，但不久性能更优越的合金Nimonic80问世，该合金含铝和钛，蠕变温度至少比Nimonic75高50℃,1942年，这种合金成功的被用作涡轮喷气发动机的叶片材料，成为最早的Ni3(A1,Ti)强化的涡轮叶片材料。此后，该公司的合金中加入硼、锆、钴、钼等合金元素，相继开发了Nimonic80A,Nimonic90等合金形成Nimonic合金系列。美国对铸造合金的发展有一定的贡献，1932年美国Halliwell开发了含铝、钛的弥散强化型镍基合金K42B，该合金在40年代初被用以制造活塞式航空发动机的增压涡轮。美国从1941年以后发展航空燃气涡轮，HastelloyB镍基合金1942年用于GE公司的Bellp-59喷气发动机及其后的1-40喷气发动机。1944年西屋公司的Yankeel19A发动机则采用了钴基合金HS23精密铸造叶片，其生产效率高于锻造叶片。1950年美国出兵朝鲜，由于钴的资源短缺，镍基合金得到发展并被广泛用作涡轮叶片。在这一时期，美国的PW公司，GE公司和特殊金属公司分别开发出了Waspalloy,M-252和Udmit500等合金，并在这些合金发展基础上，形成了Inconel,Mar-M和Udmit等牌号系列。在高温合金发展过程中，工艺对合金的发展起着极大的推进作用。40年代到50年代中期，主要是通过合金成分的调整来提高合金的性能。50年代真空熔炼技术的出现，合金中有害杂质和气体的去除，特别是合金成分的精确控制，使高温合金前进了一大步，出现了一大批如Mar-M200,Inl00和B1900等高性能的铸造高温合金。进入60年代以后，定向凝固、单晶合金、粉末冶金、机械合金化、陶瓷过滤等温锻造等新型工艺的研究开发蓬勃发展，成为高温合金发展的主要推动力，其中定向凝固工艺所起的作用尤为重要，采用定向凝固工艺研制出的单晶合金，其使用温度接近合金熔点的90%，各国先进航空发动机无不采用单晶高温合金涡轮叶片。航空喷气发动机生产的需要是我国高温合金发展的动力。材料标准是高温合金设计、生产、验收的技术依据，1956年我国正式开始研制生产高温合金，第一种高温合金是GH3030，WP-5火焰筒，有抚顺钢厂、鞍山钢铁公司、冶金部钢铁研究总院、航空材料研究所和410厂共同承2担试制任务，1957年顺利通过长期试车后投入生产。到1957年底，继GH3030合金之后，WP-5发动机用的GH4033、GH34和K412合金相继试制成功。60年代初，先后研制成功GH4037、GH3039、GH3044、GH4049、GH3128、K417等高温合金，至70年代初，我国高温合金的生产试制和研究已经初具规模。70年代以后，我国开始引进欧美发动机WS-8、WS-9、WZ-6、WZ-8，并研制生产出WP-13等发动机，相应引进和试制了一批欧美体系的高温合金，并按欧美标准进行质量管理和生产，使我国高温合金生产水平接近西方工业国家的水平。与此同时，我国自行研究和开发了一批新的镍基高温合金，如GH4133、GH4133B、GH3128、GH170、K405、K423A、K419和537等。40多年来，结合我国航空发动机研制和生产的需要，研究、试制和生产了100多种高温合金，总计产量达6万吨左右。从60年代开始，为适应我国航天工业的发展，先后为各种火箭发动机研制了一批高温合金，其中有些是专为航天工业的需要而开发的。1964年，高温合金开始推广应用到民用工业部门，如柴油机增压涡轮、地面燃气轮机、烟气轮机、核反应堆燃料空位格架等等，并相继开发出一批高温耐磨和高温耐蚀的高温合金。在先进的航空发动机中，高温合金占发动机材料的40%-60%。几十年来，航空发动机用高温材料的承温能力由750℃提高到90年代的1200℃左右。应该说，这一巨大成就是叶片合金、铸造工艺、叶片设计和加工以及表面涂层各方面共同发展做出的贡献。高温合金的工作环境复杂，温度：从600℃到目前最高涡轮进口设计温度1701℃左右；热时间：从火箭导弹的数分钟到原子能反应堆的几十万小时；燃料与气氛：有航空煤油、各类柴油、重油、天然气、煤粉、各种炽热废气、液态金属(如钠)等。各种燃料含有不同种类不同程度的杂质，如硫、钒、钾、钠、碳等，经燃烧后会生成诸如SO2,SO3,H2S,Na2SO4,V2O5,CO,C02,02等气体与液体产物，这些反应生成物将引起合金的氧化、硫化、碳化(增碳)、腐蚀及它们之间的相互作用在燃气轮机条件下氧势高、硫势低，所以在高温合金表面一般可形成具有保护作用的A12O3或Cr2O3氧化皮。但是在煤气化场合，由于氧势很低而硫势较高，这时合金表面不形成A12O3或Cr2O3保护膜。如何解决还原气氛下工作是高温合金目前遇到的一个十分棘手的问题。3.1.1高温合金的分类高温合金：以Fe、Ni、Co为基体的能够承受较大应力和具有良好表面稳定性的高温环境下服役的合金。一般要求能在600℃以上高温抗氧化和抗腐蚀，并能在一定应力作用下长期工作。①按合金成分：铁基、镍基、钴基高温合金②按强化方式：固溶强化、沉淀强化高温合金③按生产工艺：变形、铸造、粉末冶金、机械合金化高温合金。此外还有新的制备工艺，如定向凝固、单晶、氧化物弥散强化等。3.1高温合金的分类与性能3.1.2高温合金的强化方式⑴固溶强化：通过提高原子结合力和晶格畸变，使Fe、Ni、Co基体中固溶体的滑移阻力增加、滑移变形困难而达到强化目的。Fe、Ni基高温合金中，通常加入Cr、Mo、W、Co、Al等元素进行固溶强化。Cr：①Cr在Fe、Ni中溶解度较大，Cr与Ni形成固溶体；②Cr提高抗氧化性；③少量Cr与C形成Cr23C6型碳化物，提高合金高温持久性能。W、Mo：①强的固溶强化元素。W、Mo提高原子结合力，产生晶格畸变，提高扩散激活能，减缓扩散过程，同时合金的再结晶温度升高，从而提高合金高温性能。②碳化物形成元素。主要形成M6C碳化物，沿晶界分布可对合金强化起更大作用。Co：①降低基体层错能，提高持久强度，减小蠕变速率。②稳定合金组织，减小有害相的析出。具体归纳为：(a)在镍中能形成无限固溶体或者溶解度很大的元素。(b)原子半径比镍大的合金元素，加入到镍的固溶体中时，将会使点阵常数增大。(c)高温蠕变时应考虑扩散型变形机构的影响，利于加强原子间的结合力。(d)固溶体中溶质原子的补给、不均分布有助于合金热强性的提高。(e)溶质原子的加入，还可以通过改变位错的某种属性、阻止位错高温攀移过程来提高合金的热强性。⑵第二相强化：它又分为时效析出沉淀强化、铸造第二相骨架强化和弥散质点强化等。利用细小均匀分布的稳定质点阻碍位错运动，而实现高温强化目的。本质上说，第二相强化是通过第二相的应力场对位错的阻碍作用、位错攀移、切割第二相以及位错弯曲绕过第二相时的阻碍作用，使高温滑移变形或扩散变形困难来实现强化。稳定质点：①液态凝固时析出②粉末冶金方法机械加入沉淀强化型高温合金第二相：Ni3Al型γ′相和Ni3Nb型γ〃相①γ′相γ′相为Ni3Al型面心立方晶体，与基体结构相同，为共格析出；γ′相十分稳定，有较高的强度和良好的塑性，其数量、大小和形貌容易控制；γ′相还可以被强化。Al和Ti是时效强化的Fe基和Ni基高温合金中形成γ′相的基本成分。●Al、Ti同时存在，部分Ti代替Al，γ′相变为Ni3（Al，Ti），Ti促进γ′相变析出，并提高γ′相的强度；。●Al、Ti总量决定γ′相数量。γ′相越多，合金高温性能越高；●W、Mo、Nb、Ta等原子半径大的元素，不同程度地进入γ′，使合金的热稳定性提高；●Ni基合金中Fe控制得很低。②γ〃相γ〃相是以Nb代替Al的Ni3Nb相，该相为亚稳定强化相，在中温时稳定，故在中温条件下合金具有较高的强度和良好的塑性。⑶晶界强化：利用微量元素在晶界偏聚和改善晶界状态等方式来实现高温强化目的。合金承受应力发生变形时，微观变形反映在晶内和晶界变形。室温下，晶内变形大于晶界变形高温下，晶界变形大于晶内变形，且随着变形速率的降低，晶界变形的比例增加。晶界强化元素：B、Zr、Hf、Mg、La、Ce等①B：微量B在晶界偏聚，减少晶界缺陷，提高晶界强度，改善晶界形状，防止晶界片状、胞状相析出，提高合金热强性和持久寿命。②Zr：Zr的作用与B相似，但比B稍弱。③Mg：微量Mg偏聚于晶界和相界，使晶界碳化物球化，抑制晶界滑移，减少楔形裂纹形成，从而改善合金塑性和蠕变性能。④Hf：改善晶界和枝晶状态，降低热裂纹倾向，提高合金室温和高温塑性。3.1.3高温合金的性能和应用⑴性能：主要为室温和高温下的强度、塑性和工作温度下的持久性能。高温合金制件：棒材、板材、盘材、丝材、环形件、精密铸件等。⑵应用：涡轮发动机的高温部件，如燃烧室火焰筒、点火器和机匣、加热燃烧室的加热屏、涡轮燃气导管等。A.800℃：GH3039、GH1140B.900℃：GH1015、GH1016、GH1131、GH3044、GH99C.980℃：GH170、GH188A.涡轮部件中的涡轮盘：GH4169、GH4133B.涡轮叶片和导向叶片：K403、K417、K6C、DZ22、DZ125等C.燃汽轮机中的叶片：K413、K218、GH864D.柴油机增压涡轮：K218E.石化乙烯裂解高温部件：GH180、GH600F.冶金连轧导板、炉子套管：K12、GH128、GH3044、GH30393.2.1高温合金的裂纹敏感性⑴结晶裂纹：①结晶裂纹敏感性程度：固溶强化高温合金：较小的结晶裂纹敏感性，裂纹敏感系数K＜10%，适于制造复杂形状的焊接构件。固溶强化型高温合金中的强化元素W、Mo、Cr、Co、Al等在Ni中溶解度很大，几乎全部溶入基体，形成面心立方γ固溶体。焊接过程中合金不发生相变，故对结晶裂纹无直接影响。3.2高温合金的焊接性微量元素聚集于晶界，形成低熔点共晶组织，导致裂纹敏感性增大。其中，S、P、C、B明显增加裂纹敏感性；Si、Mg稍微增大裂纹敏感性。铝钛含量较低（＜4%）的沉淀强化高温合金：中等结晶裂纹敏感性，裂纹敏感系数K=10%~15%，属于可焊合金，适于制造结构简单的焊接件。铝钛含量高的沉淀强化合金和铸造高温合金：较大的结晶裂纹敏感性，裂纹敏感系数K＞15%，属于难焊合金，不适于制造熔焊的焊接构件，只适于用真空钎焊和扩散焊等特殊焊接工艺。沉淀强化型高温合金和铸造高温合金裂纹敏感性随B、C含量的增加而增大。Al+Ti总量达6%时，合金的裂纹敏感性显著增加，焊接性变差。Al/Ti之比高的合金裂纹敏感性高，应控制在＜2为宜。常用高温合金氩弧焊的裂纹敏感系数合金牌号铝+钛总量%B含量%焊丝牌号裂纹敏感性系数K%GH3033GH3044GH1140GH3128GH2132GH99GH150GH2018K406K403K4170.501.201.551.602.703.353.103.006.258.9010.0---0.0050.0100.0050.0060.0150.100.0180.018HGH3033HGH3044HGH1140，HGH3113HGH3128HGH2132GH99GH150，GH533GH20