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摘要 高溫合金是一類在高溫及一定應(yīng)力條件下長(zhǎng)期工作的高溫金屬材料,具有良好的綜合性能,被廣泛地應(yīng)用于航空航天等領(lǐng)域。適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に囃ㄟ^改變合金的微觀組織來提升其性能。
總結(jié)了近幾年高溫合金熱處理工藝的研究進(jìn)展,詳細(xì)論述了變形高溫合金、鑄造高溫合金和粉末高溫合金的熱處理工藝及熱處理對(duì)其組織和性能的影響,并闡述了高溫合金熱處理工藝的發(fā)展趨勢(shì)。
高溫合金具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度、良好的抗氧化和抗熱腐蝕性能、優(yōu)異的蠕變性能、良好的疲勞性能和斷裂韌性等綜合性能,已成為航空和工業(yè)用燃?xì)廨啓C(jī)的渦輪葉片、導(dǎo)向葉片、渦輪盤等高溫部件不可替代的關(guān)鍵材料。高溫合金按制備工藝可分為變形高溫合金、鑄造高溫合金和粉末冶金高溫合金。
隨著航空發(fā)動(dòng)機(jī)的發(fā)展,對(duì)高溫材料的性能要求也不斷提高。熱處理是高溫合金*的工藝過程,高溫合金熱處理工藝如圖1所示,通過改變工件內(nèi)部的顯微組織或改變工件表面的化學(xué)成分,提高韌性及抗蝕性能,消除應(yīng)力與軟化,提高強(qiáng)度。因此,為優(yōu)化顯微組織所進(jìn)行的熱處理研究一直是合金研制及應(yīng)用過程中
1 高溫合金熱處理工藝
高溫合金熱處理工藝是指高溫合金材料在固態(tài)下,通過加熱、保溫和冷卻的方式,以獲得預(yù)期組織和性能的一種金屬熱加工工藝。近年來對(duì)于高溫合金研究比較深入、系統(tǒng)的是固溶熱處理和時(shí)效熱處理。固溶熱處理是指在高于高溫合金組織內(nèi)析出相的全溶溫度,使合金中各種分布不均勻的析出相充分溶解至基體相中,從而實(shí)現(xiàn)強(qiáng)化固溶體并提高韌性及抗蝕性能,消除殘余應(yīng)力的作用,以便繼續(xù)加工成型,并為后續(xù)時(shí)效處理析出均勻分布的強(qiáng)化相做準(zhǔn)備。
時(shí)效熱處理是指在強(qiáng)化相析出的溫度區(qū)間內(nèi)加熱并保溫一定時(shí)間,使高溫合金的強(qiáng)化相均勻地沉淀析出,碳化物等均勻分布,從而實(shí)現(xiàn)硬化合金和提高其強(qiáng)度的作用。
2 變形高溫合金熱處理工藝研究進(jìn)展
2.1 鐵基變形高溫合金GH2132合金具有突出的抗松弛能力、耐腐蝕能力和良好的綜合性能,適于作航空緊固件。目前使用的GH2132合金達(dá)不到1100MPa高強(qiáng)度要求來滿足工作條件和保證航空安全,因而需要進(jìn)行一定的熱處理。
陳琪等采用兩種熱處理方式:一是固溶加時(shí)效熱處理工藝為900℃固溶2.5h油冷,720℃×16h+660℃×16h空冷,保證δ>22%時(shí),抗拉強(qiáng)度能達(dá)到1240MPa;二是直接時(shí)效熱處理工藝為680 ℃能保證δ>13%時(shí),將GH2132合金的抗拉強(qiáng)度提高到1400MPa。熱處理后合金得到了更加優(yōu)異的綜合性能。
GH696合金屬于沉淀強(qiáng)化型鐵基變形高溫合金,在高溫條件下具有較高持久蠕變強(qiáng)度,良好的抗氧化、抗腐蝕等綜合性能。它的表面硬度和耐磨性限制了在航空方面的應(yīng)用范圍。王淑新對(duì)GH696合金進(jìn)行了表面熱處理工藝的研究,采用氣體滲氮法,以氨氣作為滲氮?jiǎng)?,以氯化銨作為催滲劑。滲氮前試樣先進(jìn)行固溶處理,工藝為(1000~1100)℃×(1~2)h油冷;固溶處理后進(jìn)行兩次時(shí)效處理,一次時(shí)效處理工藝(750~780)℃×16h空冷;二次時(shí)效處理工藝(690~710)℃×16h空冷。
表面熱處理提高了合金的表面硬度、耐磨性和抗腐蝕性能,并且滲氮層深度和滲氮保溫時(shí)間符合擴(kuò)散型控制的拋物線法則。
2.2 鎳基變形高溫合金GH145合金主要用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)在800 ℃以下工作并要求強(qiáng)度較高的耐松弛的平面彈簧和螺旋彈簧。GH145合金主要靠第二相γ′強(qiáng)化,其力學(xué)性能與固溶處理溫度和時(shí)間關(guān)系密切。王增友等[5]采用了(1135±10)℃×2h微量風(fēng)冷固溶處理,(845±10)℃×24h爐冷至(720±10)℃×19h空冷時(shí)效處理,得到了較為滿意的力學(xué)性能。
采用一次固溶,二次時(shí)效獲得了較為滿意的綜合力學(xué)性能和持久性能。GH145合金經(jīng)較長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效處理后,γ′相中合金元素的溶解度會(huì)隨著時(shí)效溫度的不同而略有變化,但與時(shí)效時(shí)間關(guān)系不大。高溫合金GH4145/SQ是以γ′[Ni3(Al,Ti,Nb)]為主要強(qiáng)化相的鎳基時(shí)效硬化型合金,主要用于300 MW 或600MW 汽輪機(jī)高中壓內(nèi)缸法蘭螺栓。
此種材質(zhì)螺栓經(jīng)過高溫運(yùn)行后,會(huì)發(fā)生顯微組織及位錯(cuò)組態(tài)變化、強(qiáng)化相析出等,導(dǎo)致材料的蠕變和持久性能下降。閻光宗等為了改善其性能,對(duì)運(yùn)行后硬度值為333HBW 的螺栓進(jìn)行恢復(fù)熱處理,熱處理工藝為固溶+兩次時(shí)效,固溶工藝為1130℃×1h油冷;時(shí)效為845℃×24h,第二次時(shí)效為707℃×20h空冷。
采用此工藝對(duì)硬度值超標(biāo)螺栓進(jìn)行恢復(fù)熱處理后,其硬度值降至標(biāo)準(zhǔn)要求范圍內(nèi),雖然強(qiáng)度值有一定程度的下降,但是塑性及韌性顯著提升,證明恢復(fù)熱處理工藝極其有效。GH4169合金是含Nb的高強(qiáng)度鎳-鉻-鐵基高溫合金,主要用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)的高溫部件。張尊禮等研究了熱處理制度對(duì)GH4169冷軋葉片組織性能的影響。
采用970~995℃軟化處理制度,軟化處理后進(jìn)行中間處理和固溶時(shí)效處理,中間處理制度為900 ℃ 空冷,固溶時(shí)效處理制度為1010℃空冷+720℃×8h爐冷至620 ℃×8h空冷。軟化處理可以使硬度明顯降低,有利于第二次冷軋的進(jìn)行;采用995℃進(jìn)行軟化處理,可以得到更好的軟化效果,且對(duì)合金組織性能無影響;GH4169合金冷軋變形后,軟化處理對(duì)力學(xué)性能影響很小,而中間處理和最終固溶時(shí)效熱處理是決定力學(xué)性能的重要工序。張毅峰等對(duì)葉片鍛件用GH4169合金的3種熱處理工藝進(jìn)行了研究。
(1)(1010~1065)℃±10℃×1h水冷+(720±5)℃×8h,以50 ℃/h爐冷至(620±5)℃×8h空冷。此制度處理后晶界和晶內(nèi)均無δ相,對(duì)提高沖擊性能和抵抗低溫氫脆有利。
(2)(950~980)℃±10℃×2h水冷+(720±5)℃×8h,以50 ℃/h爐冷至(620±5)℃×8h空冷。此制度處理后有δ相,有利于消除缺口敏感性,也稱為標(biāo)準(zhǔn)熱處理制度。
(3)(720±5)℃×8h,以50℃/h爐冷至(620±5)℃×8h空冷。此制度處理后,材料中的δ相較少,能提高材料的強(qiáng)度和沖擊性能。
加入微量元素P 和B 后,GH4169 合金改稱為GH4169G合金,承溫能力進(jìn)一步提高。合金中γ′、γ′′和δ相具有不同的形態(tài)、體積分?jǐn)?shù)、晶格常數(shù)和錯(cuò)配度。因此,合金具有不同的力學(xué)和蠕變性能,相轉(zhuǎn)變機(jī)制尚不清楚。田素貴等研究了熱處理對(duì)GH4169G合金相組成和分布規(guī)律的影響:(1)直接時(shí)效處理是720℃×8h,隨后以50℃/h的冷速隨爐冷卻至620℃×8h空冷;(2)長(zhǎng)期時(shí)效處理是直接時(shí)效后,在680℃×300h空冷。直接時(shí)效處理GH4169G合金由少量γ′相、大量γ′′相和γ 基體組成,而長(zhǎng)期時(shí)效處理GH4169G合金由少量γ′相、大量γ′′相和γ相及針狀δ相組成。GH738合金具有良好的耐腐蝕能力、較高的屈服強(qiáng)度、疲勞性能和理想的蠕變性能,廣泛用于燃?xì)廨啓C(jī)和航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤等承力部件及高溫部件。
姚志浩等研究了固溶及穩(wěn)定化處理工藝對(duì)GH738合金碳化物及γ′強(qiáng)化相析出規(guī)律的影響。以標(biāo)準(zhǔn)熱處理:1020℃×4h空冷+845℃×4h空冷+760℃×16h空冷和1080℃×4h空冷+845℃×24h空冷+760℃×16h空冷為基礎(chǔ),調(diào)整穩(wěn)定化階段保溫時(shí)間。經(jīng)過1020℃×4h水冷固溶處理后的合金,在845℃下穩(wěn)定化時(shí)間延長(zhǎng),晶界碳化物逐漸呈現(xiàn)短棒狀分布;經(jīng)1080℃×4h水冷固溶處理后的合金,經(jīng)相同穩(wěn)定化工藝處理,晶界碳化物逐漸呈現(xiàn)連續(xù)狀態(tài)分布。
3 鑄造高溫合金熱處理工藝
鑄造高溫合金分為等軸晶、定向和單晶合金3大類。在成分既定的情況下,其力學(xué)性能和工藝因素密切相關(guān)。通過熱處理工藝,可以顯著改善合金性能,提高工作可靠性。
3.1 等軸晶高溫合金K480合金是γ′相沉淀強(qiáng)化的鎳基鑄造高溫合金,具有良好的組織穩(wěn)定性和優(yōu)異的耐熱腐蝕等綜合性能。陳昊等對(duì)K480的熱處理工藝進(jìn)行了研究。合金經(jīng)過1130℃亞固溶處理后,組織為大小兩種尺寸的γ′相;經(jīng)過1190 ℃、1210℃和1230℃過固溶處理后空冷,析出均勻的γ′相,并且隨著固溶溫度的升高,碳化物和共晶的含量逐漸降低。一次時(shí)效處理,固溶態(tài)γ′相平均尺寸隨時(shí)效溫度升高而增大,二次時(shí)效和全時(shí)效過程中,細(xì)小的3次γ′相又重新溶解到基體或周圍的大尺寸γ′相中。K4169鎳基鑄造高溫合金具有良好的中溫強(qiáng)度和較好的機(jī)加工性。
安蓓等研究了半固態(tài)等溫?zé)崽幚韺?duì)K4169合金組織和性能的影響。最佳熱處理工藝為加熱溫度1310℃×90~120min,或加熱溫度1320 ℃×45~60min。半固態(tài)等溫?zé)崽幚韺?duì)K4169合金壓縮強(qiáng)度的影響與合金的組織形態(tài)有關(guān),硬度與鑄態(tài)相比有所降低,鑄態(tài)組織中的枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榍蛐尉Я=M織,在升溫過程中晶界處部分γ相溶解,隨著溫度的升高,γ+γ′共晶相開始熔化,初生γ相在等溫處理中逐漸演變?yōu)榍驙睢?/span>
3.2 定向凝固高溫合金DZ125合金具有較高的力學(xué)性能和良好的可鑄性,是航空發(fā)動(dòng)機(jī)研制的定向凝固高壓渦輪葉片材料。佘力等對(duì)DZ125熱處理工藝進(jìn)行了研究,采用一步工藝(1210℃×2h空冷+870℃×32h空冷)和三步工藝(1180℃×2h空冷+(1230±10)℃×3h空冷+1100℃×4h空冷+870℃×20h空冷)進(jìn)行熱處理。采用三步熱處理工藝明顯改善了顯微組織,1180℃預(yù)處理消除了合金中的低熔點(diǎn)相,有效地抑制了合金的初熔,提高了合金的固溶溫度。隨著固溶溫度的提高,元素枝晶偏析減輕;1100℃高溫時(shí)效調(diào)整了細(xì)小γ′相的尺寸和形狀,使合金中溫、高溫持久壽命比一步熱處理有不同程度的提高。DZ125L是高性能定向凝固鎳基高溫合金,主要應(yīng)用環(huán)境為推重比7~8渦轉(zhuǎn)發(fā)動(dòng)機(jī)一級(jí)渦輪葉片。激光金屬成形組織細(xì)密,形成過飽和固溶體且抑制γ′相析出,在晶界析出點(diǎn)狀不連續(xù)MC碳化物,無法滿足高溫合金使用要求。胡小華等研究了熱處理工藝對(duì)激光金屬成形DZ125L 高溫非平衡組織及硬度的影響。對(duì)鑄造標(biāo)準(zhǔn)熱處理工藝進(jìn)行改進(jìn),均勻化和固溶處理十分必要,但需要控制相應(yīng)時(shí)間,可以適當(dāng)縮短時(shí)效處理時(shí)間。DZ417G是定向凝固鎳基鑄造高溫合金,具有中溫強(qiáng)度高、蠕變性能好和組織穩(wěn)定等優(yōu)點(diǎn),適用于制作導(dǎo)向葉片等高溫用部件。
彭志江等對(duì)DZ417G的熱處理進(jìn)行了研究。采用1220℃×4h空冷(固溶)+980℃×16h空冷(時(shí)效)*熱處理和1600~1620 ℃高溫熔體過熱處理3~5min工藝,碳化物、硼化物明顯變小,在晶內(nèi)、晶界上呈彌散狀態(tài)分布,柱狀晶生長(zhǎng)狀態(tài)、枝晶間咬合好,能獲得良好的力學(xué)性能。DZ68合金是一種含錸的定向高溫合金,加入錸會(huì)在合金鑄態(tài)中引起嚴(yán)重的偏析,因此對(duì)DZ68合金熱處理工藝的研究至關(guān)重要。劉恩澤等研究了DZ68的熱處理工藝,其最佳熱處理工藝為:1240℃×0.5h+1260℃×0.5h+1280℃×2h空冷+1120 ℃×4h,爐冷1h至1080 ℃×4h空冷+900℃×4h空冷。采用該工藝處理后的DZ68合金減少了元素偏析,并且具有優(yōu)異的持久性能。
3.3 單晶高溫合金當(dāng)合金中含有難熔元素Re、W時(shí),由于元素Re、W具有較低的擴(kuò)散系數(shù),因此需要較高的固溶溫度和較長(zhǎng)的擴(kuò)散時(shí)間。*罡等對(duì)含元素Re、W單晶合金進(jìn)行了3種不同溫度的固溶處理,固溶溫度分別為1300℃、1310℃、1320℃。不同溫度下固溶處理,合金具有不同的蠕變壽命,其中高溫固溶處理可提高合金成分的均勻化程度,抑制TCP相的析出。
當(dāng)固溶溫度提高到1320 ℃時(shí),可使合金成分的均勻化程度提高,難溶元素得到充分溶解擴(kuò)散,降低了合金的枝晶干和枝晶間的成分偏析,并抑制了合金中TCP相的析出,顯著提高了合金的蠕變抗力。最終確定了合金的最佳熱處理制度為:1280℃×4h空冷+1320℃×4h空冷+1080℃×4h空冷+870℃×24h空冷。
DD3鎳基單晶高溫合金現(xiàn)行的熱處理工藝特點(diǎn)是固溶溫度比較低、工序相對(duì)較少,且過程控制相對(duì)簡(jiǎn)單。韓梅等改進(jìn)了DD3合金的現(xiàn)行熱處理工藝制度,改進(jìn)的工藝為1265℃×4h空冷+1060℃×4h空冷+870℃×32h空冷。改進(jìn)的工藝提高了固溶處理溫度,同時(shí)加入了一級(jí)高溫時(shí)效,熱處理后合金元素分布與組織均勻性、γ′相含量得到了明顯改善。改進(jìn)后的工藝顯著提高了DD3合金在760~1038℃的蠕變性能,進(jìn)一步提高了力學(xué)性能。DD6合金具有良好的高溫性能,主要用于葉片的生產(chǎn)。喻健等研究了DD6合金熱處理后的顯微組織。DD6合金的標(biāo)準(zhǔn)熱處理制度為:1290 ℃×1h+1300 ℃×2h+1315℃×4h空冷+1120 ℃×4h空冷+ 870 ℃×32h空冷。
采?。斗N熱處理制度與標(biāo)準(zhǔn)熱處理制度進(jìn)行對(duì)比實(shí)驗(yàn)分析,得知固溶處理后,較高的過飽和度促使γ′相在不同的冷卻速度條件下均大量析出。冷卻速度對(duì)一次γ′相尺寸和二次γ′相析出影響較大。冷卻速度較快的固溶加一次時(shí)效空冷試樣的基體通道內(nèi)有大量的二次γ′相析出。DD6單晶高溫合金870℃二次時(shí)效,隨保溫時(shí)間延長(zhǎng),二次γ′相逐漸溶解。單晶高溫合金中沒有晶界強(qiáng)化元素,因此再結(jié)晶區(qū)域成為性能薄弱環(huán)節(jié)。
目前,國(guó)內(nèi)對(duì)于單晶高溫合金熱處理過程中再結(jié)晶組織演化的研究較少。曲彥平等針對(duì)DD6合金在不同條件下熱處理過程中的組織演化過程進(jìn)行了分析。采取預(yù)處理溫度分別為1120 ℃、1170 ℃、1220 ℃ 和1270℃,處理時(shí)間為2h,然后進(jìn)行1310℃×4h的固溶處理和1120℃ ×4h的時(shí)效處理。在鑄態(tài)γ′相溶解溫度以下預(yù)處理沒有再結(jié)晶現(xiàn)象,γ′相溶解溫度以上預(yù)處理發(fā)生再結(jié)晶。預(yù)處理后的固溶處理過程中都發(fā)生明顯的再結(jié)晶現(xiàn)象,再結(jié)晶晶界細(xì)小,晶界由粗大γ′相組成。
與固溶態(tài)相比,時(shí)效處理后的再結(jié)晶深度變化不大。DD8合金是抗熱腐蝕單晶合金,國(guó)內(nèi)對(duì)DD8的熱處理工藝研究較少,張靜華等對(duì)DD8的熱處理工藝進(jìn)行了研究。DD8合金的高溫固溶熱處理在1220~1260℃之間進(jìn)行。通過不同熱處理工藝的研究得出DD8單晶合金的最佳熱處理工藝為1100℃×8h空冷+1240℃×4h空冷+1090℃×2h空冷+850℃×24h空冷。DD8合金經(jīng)上述熱處理可獲得較理想的微觀組織,均勻化,樹枝晶偏析明顯改善,合金的持久強(qiáng)度提高。
4 粉末冶金高溫合金熱處理工藝
FGH95合金是γ′相沉淀強(qiáng)化型粉末鎳基高溫合金,具有晶粒細(xì)小、組織均勻、無宏觀偏析等優(yōu)點(diǎn),是制造大推重比新型發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的優(yōu)選材料。在鎳基合金中γ和γ′兩相具有不同的晶格常數(shù),使其相界面存在晶格錯(cuò)配度,從而影響合金的蠕變抗力和壽命。
謝君等研究了FGH95合金組織結(jié)構(gòu)對(duì)持久性能的影響,將經(jīng)不同溫度熱等靜壓制備的FGH95合金進(jìn)行如下*熱處理:1155 ℃×1h(固溶處理)+520℃×15min(鹽浴冷卻)+870 ℃×1h(一次時(shí)效)+650℃×24h(二次時(shí)效)。熱處理后,粒狀碳化物沿晶界和晶內(nèi)不連續(xù)分布,且細(xì)小γ′相在基體中彌散析出。1120℃ HIP合金*熱處理后具有較高的晶格錯(cuò)配度,致使合金具有較長(zhǎng)持久壽命。胡本芙等也研究了熱處理對(duì)FGH95合金組織和性能的影響。
相同熱處理工藝,HIP溫度越高,時(shí)效析出的γ′相尺寸越大,不同熱處理制度均能改變?chǔ)谩涞姆植?;鹽浴冷卻明顯增大中等尺寸γ′相數(shù)量,顯著提高合金高溫塑性。FGH97是我國(guó)研制的與EP741NP 牌號(hào)相近的合金。張瑩等采取不同的熱處理工藝,對(duì)FGH97所需的組織性能進(jìn)行了研究。
制度Ⅰ為1200℃×8h爐冷到1170℃空冷+870℃×32h空冷;制度Ⅱ?yàn)椋保玻埃啊妗粒矗杩绽洌?jí)時(shí)效(910~700)℃×32h空冷。固溶淬火和時(shí)效溫度、保溫時(shí)間及冷卻方式直接影響該合金中γ′強(qiáng)化相、不同類型碳化物等析出相的形貌、尺寸、數(shù)量和分布。兩種制度熱處理后的試樣中γ′相和碳化物的不同匹配度,決定其各自具備良好的綜合力學(xué)性能。
FGH98Ⅰ 是新型第三代鎳基粉末高溫合金。由于FGH98Ⅰ合金的試制才剛開始,對(duì)其熱處理工藝的研究還很不充分。吳凱等研究了固溶熱處理對(duì)FGH98Ⅰ合金組織與性能的影響。亞/過固溶溫度選?。保保常啊妫保保梗啊?,保溫時(shí)間為1h,油淬至815 ℃保溫8h后空冷進(jìn)行時(shí)效處理。
FGH98Ⅰ合金經(jīng)亞/過固溶處理后析出相均未發(fā)現(xiàn)TCP相。亞固溶熱處理后晶粒稍有長(zhǎng)大,存在尺寸不同的初次、二次和三次γ′相;過固溶熱處理合金的晶粒明顯長(zhǎng)大,存在二次γ′相;前者由于晶粒較小使強(qiáng)度更高,后者因減小二次γ′相尺寸和消除初次γ′相和殘余枝晶,提高了合金的高溫塑性和持久性能。吳凱等還研究了前處理及后處理對(duì)FGH98Ⅰ合金組織和顯微硬度的影響。對(duì)FGH98Ⅰ分別進(jìn)行亞固溶前處理加過固溶和過固溶熱處理,過固溶處理前的亞固溶前處理使鍛態(tài)合金中大晶界γ′相發(fā)生部分溶解,晶粒稍有長(zhǎng)大,對(duì)過固溶熱處理冷卻γ′相析出的影響不顯著;對(duì)FGH98Ⅰ分別進(jìn)行過固溶和過固溶加亞固溶后處理,過固溶處理后的亞固溶處理使冷卻γ′相粗化和方形化,晶界γ′相析出密集區(qū)消失,硬度降低。隨著冷速增加,合金的硬度越高,時(shí)效后硬度增高越多。
FGH4095合金是沉淀強(qiáng)化型鎳基高溫合金,主要用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的制造。為了得到晶粒細(xì)化、無宏觀偏析的組織,需對(duì)其進(jìn)行相應(yīng)的熱處理。徐軼等研究了中間熱處理1060℃×4h爐冷對(duì)FGH4095組織性能的影響。中間熱處理能夠改善γ′相的形狀及分布;經(jīng)中間處理,材料高溫拉伸性能明顯提高,屈服強(qiáng)度從1150MPa提高到1210MPa,拉伸強(qiáng)度從1230MPa提高到1460MPa;中等尺寸γ′相數(shù)量增加,晶界得到優(yōu)化,合金高溫塑性得到提高。
5 高溫合金熱處理工藝發(fā)展趨勢(shì)
高溫合金在嚴(yán)格控制的加熱和冷卻條件下進(jìn)行熱處理,通過改變材料內(nèi)部的顯微組織來達(dá)到所要求的使用性能或服役壽命。隨著新高溫合金材料的應(yīng)用以及使用過程中對(duì)合金性能提出的高要求,熱處理工藝是必的過程。近年來高溫合金熱處理工藝不斷發(fā)展,其發(fā)展趨勢(shì)如下:
(1)熱處理制度連同合金成分設(shè)計(jì)和其它工藝一起,使高溫合金達(dá)到性能狀態(tài),以便達(dá)到最佳性能匹配。
(2)計(jì)算機(jī)模擬與熱處理工藝相結(jié)合,對(duì)合金的變形量及熱處理進(jìn)行深入的研究。研究熱處理工藝過程控制系統(tǒng),在重視設(shè)備更新的同時(shí)實(shí)現(xiàn)工藝的創(chuàng)新,設(shè)備與工藝并行發(fā)展。
(3)服役和熱處理過程中合金各析出相之間的相互轉(zhuǎn)變關(guān)系及相變機(jī)制并不十分清楚,需要深入研究。
(4)深入研究高溫合金的適宜的淬火介質(zhì),改進(jìn)淬火工藝,將是今后熱處理工藝的研究重點(diǎn)。
(5)真空熱處理技術(shù)具有無氧化、無脫碳和小畸變的*性,在航空航天等行業(yè)的應(yīng)用將越來越廣泛。
(6)等離子表面處理具有耐磨損、畸變小、外觀好和無盲區(qū)等特點(diǎn),將在高溫合金中得到廣泛應(yīng)用,包括離子滲氮、離子氮碳共滲、離子滲碳等技術(shù)。