2.4持久性能
表6为不同时效制度后螺栓的持久数据由表6持久试验数据可看出经680℃×24h时效后持久时间最长高出标准时效制度27.74% 。 经680℃×16h时效后持久时间稍高于标准时效制度 。 经650℃×24h时效后持久时间最低只有18.56h 。
2.5疲劳性能
表7为不同时效制度后螺栓的疲劳数据由表7疲劳试验数据可看出经650℃×24h时效后的疲劳性能最好其平均值为118.91万次 。 经680℃×24h时效后疲劳性能最低其平均值为40.44万次 。 与标准时效制度相比降低了47.23%但仍远高于6.5万次 。 因此经680℃×24h时效后GH2132螺栓的使用是安全可靠的 。
2.6显微组织
图2为不同时效制度后螺栓的显微组织可以看出4个时效制度后晶粒度均为7级 。 热处理工序决定晶粒度大小的因素为固溶温度和固溶保温时间 。 因此要保证晶粒度合格必须在标准规定的固溶温度和时间范围内选择最低的固溶温度和最短的固溶保温时间 。 由于时效后GH2132沉淀析出相的尺寸都处于纳米级别所以在光学金相显微镜下是无法识别其形貌及数量 。
3讨论与分析
图3为不同时效制度后螺栓的硬度和强度、持久时间和疲劳寿命 。 表3~表7以及图2、图3所示的结果表明相比原定标准时效制度经680℃×24h时效后GH2132航空发动机螺栓的硬度和强度以及持久性能可显著提升 。
高温合金沉淀强化机理有以下4种沉淀强化机制:①共格应变强化机制:γ′相是铁基和镍基高温合金的主要强化相而其中很多高温合金中析出的γ′相和γ基体共格 。 尽管γ′与γ具有相同的面心立方结构但是两者晶格常数不同要产生共格应变 。 从而在γ′相周围要引起高的弹性应力场阻碍位错运动 。 Gerold等对共格应变强化机制做了大量的研究 。 ②Orowan绕过机制:在高温合金γ奥氏体基体内弥散分布的沉淀相颗粒当这些颗粒比基体硬强度比基体高颗粒间距较大或者与基体没有共格关系时运动位错不能切割这类质点 。 而只能通过绕过方式越过这些障碍物留下大量位错环强化基体 。 ③位错切割有序颗粒机制:当高温合金γ基体中沉淀相硬度较低强度不高且与基体γ共格具有公共的滑移面 。 且伯氏矢量相差很小或基体中的全位错是沉淀相中的半位错时运动位错以切割γ′相的形式通过障碍 。 这与Ham对其研究的结果是一致的 。 ④位错攀移机制:当施加应力较低不足以开动位错切割机制或Orowan绕过机制时蠕变变形只能借助于位错以热激活攀移方式越过强化粒子 。
沉淀强化机理总的来说就是位错与γ′相及硬化颗粒的交互作用使得基体得到强化 。 因此沉淀强化相的数量是高温合金强化的根本保证即使高温合金的成分相差较大合金基体成分也不一样制备工艺有的是铸造有的是热加工变形但是他们在室温的屈服强度均随高温合金中γ′相总量的增加而提高 。 同样高温合金的持久强度也随γ′相体积分数的增加而增大 。 通常γ′相的体积分数随合金中加入的Al+Ti的含量而增加 。 另外强化相γ′的尺寸和间距在高温合金强化中是一个非常重要的参数 。 对于较低γ′相含量(通常<20%)的合金共格应变强化是主要强化机制 。 γ′相尺寸愈大愈有利于强度的提高γ′相的适宜尺寸为10~50nm 。 对Orowan绕过和攀移机制则希望γ′相尺寸越小因为在同一γ′相总量的情况下γ′相之间的间距越小强度就越高 。 而对位错切割机制则希望γ′相大一些强度随颗粒增大而升高 。 另外合金中有两种甚至多种尺寸的γ′相对位错运动的阻碍作用更加强烈可有效提高合金的强度及高温持久性能 。
根据《工程材料实用手册》和《高温合金材料学》的介绍GH2132属高Ti低Al合金经原定标准热处理后在γ基体上有球状均匀弥散分布的Ni3(TiAl)型γ′相以及TiN、TiC晶界有微量M3B2晶界附近存在少量η相和L相晶粒尺寸达6~7级 。 γ′相的溶解温度为830~850℃开始析出温度在650℃左右700~730℃析出最多 。 原定标准热处理后γ′相数量约占合金质量的2%~3%直径约为10~20nm 。 虽然原定标准时效温度是GH2132合金γ′相时效析出的峰值温度相比之下680℃时效后γ′相数量不及原定标准时效温度 。 但是680℃时效后析出的γ′相的尺寸更小且弥散度更大对位错的阻碍作用就越强烈 。 另外680℃时效保温结束后缓慢冷却到γ′相的开始析出温度650℃这一区间会继续析出不同尺寸且弥散度更高的γ′相既增加了γ′相的数量而且获得了多种尺寸的γ′相从而引起硬度、强度和持久性能的显著提升 。 随着合金强度的升高合金塑性降低导致韧性降低最终导致疲劳寿命的降低 。 所以经680℃×24h时效后其硬度、强度和持久性能比标准时效制度更高疲劳寿命有所降低但是目前用GH2132合金制造的航空发动机螺栓产品其技术条件并没有疲劳性能指标要求 。
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