GH1131铁基高温合金汇总
高温合金材料的应用-ppt课件.pptx
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谢谢！！！
2.合理选择刀具结构形式与几何参数
为了提高刀具刚性防止切削振动，一般需要可采用整体式硬质合金刀 具。 为了获得刃口锋利的刀片，要采用合理刀片刃磨的方法，提高刀片的 刃磨质量。 切削高温合金时，为了减小塑性变形，减小切削力，降低切削温度和 减小加工硬化，应在保证刀刃强度前提下，尽量选用正前角(30．100)， 当切削速度较高时，可以采用负前角。对于薄壁零件宜选用较大前角。
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改善高温合金的切削加工性的方法----传统方法
1.选择合适的刀具材料
切削高温合金应刀具，只有在车削断续表面和复杂型面时，才使用高 性能高速钢刀具。常选用YG类及含Ta(N选用耐热性好、抗弯强度高、耐磨、 导热性好、抗粘结性好的刀具材料。连续车削应采用硬质合金b)C的YG类 硬质合金，以减少与工件材料中钛(Ti)元素的亲和作用，减小刀具的粘结 磨损和扩散磨损。推荐牌号：YC,6，YC,6A，643，726，813，YM051， YM052等。
FWP14
FWP14
FWS10
WP7系列、WP13系列 WZ9、WJ9、WS11、WZ6、WP8 WP7系列、WP13系列
WP7、WP13系列、WZ9、WS11、WZ6、WP6甲、FWP14
WZ9、WP6、WZ6、WP7甲、WP7系列、WP13系列、FWP14、FWS10、WZ6
FWP14、FWS10、FWS10、YGY
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3.合理设置切削参数
在高温合金加工过程中，随着切削速度的增加，切削温度将会升高。 为避免切削温度过高，应采用较低的切削速度。
4.正确选择切削液
一般加工高温合金，宜选用极压油类，以降低刀具一切屑接触面产生 的粘结磨损。但为防应力腐蚀降低疲劳强度，加工镍基高温合金不宜用硫 (s)系极压切削液，可用乳化液、透明水基切削液。
新型钴基高温合金成分设计的研究进展
㊀第43卷㊀第3期2024年3月中国材料进展MATERIALS CHINAVol.43㊀No.3Mar.2024收稿日期:2021-07-29㊀㊀修回日期:2021-11-25基金项目:国家自然科学基金钢铁联合研究基金重点项目(U1960204);国家自然科学基金面上项目(51871042,52171107);中央高校基本科研业务费专项资金项目(N2023026)第一作者:张旭明,男,1998年生,硕士研究生通讯作者:高秋志,男,1981年生,副教授,硕士生导师,Email:neuqgao@马庆爽,女,1989年生,讲师,硕士生导师,Email:maqsneuq@DOI :10.7502/j.issn.1674-3962.202107062新型钴基高温合金成分设计的研究进展张旭明1,2,马庆爽1,2,张海莲3,毕长波4,张会杰1,2,李会军5,高秋志1,2(1.东北大学秦皇岛分校资源与材料学院,河北秦皇岛066004)(2.东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室,辽宁沈阳110819)(3.秦皇岛市道天高科技有限公司,河北秦皇岛066000)(4.东北大学秦皇岛分校控制工程学院,河北,秦皇岛066004)(5.天津大学材料科学与工程学院,天津300354)摘㊀要:传统钴基高温合金的强化机制为固溶强化和碳化物强化,弱于有序γᶄ相沉淀强化的镍基高温合金的强化效果,日本学者发现了有序γᶄ相强化的Co-Al-W 系新型钴基高温合金,其强化效果明显优于传统钴基高温合金㊂由于新型钴基高温合金具有较传统镍基高温合金更高的承温能力以及更加优异的高温抗蠕变性能和抗氧化性能,因此被认为是最具潜力的航空发动机热端材料之一,近年来得到迅速发展㊂基于国内外学者对新型钴基高温合金的研究成果,系统总结多种合金元素(如Ta,Ti,W 和Nb 等)对新型钴基高温合金组织和性能的影响㊂在组织方面,总结合金元素对合金相变温度㊁γᶄ相的体积分数及形态㊁γᶄ相的尺寸㊁γ/γᶄ两相晶格错配度和有害相的影响;在性能方面,总结合金元素对合金抗氧化性能㊁力学性能及抗蠕变性能的影响,以期为新型钴基高温合金的成分设计提供参考㊂最后对新型钴基高温合金成分的高效率设计进行展望㊂关键词:钴基高温合金;成分设计;γᶄ相;组织性能;蠕变中图分类号:TG146.1+6㊀㊀文献标识码:A㊀㊀文章编号:1674-3962(2024)03-0230-08引用格式:张旭明,马庆爽,张海莲,等.新型钴基高温合金成分设计的研究进展[J].中国材料进展,2024,43(3):230-237.ZHANG X M,MA Q S,ZHANG H L,et al .Research Progress on Composition Design of Novel Cobalt Based Superalloy[J].MaterialsChina,2024,43(3):230-237.Research Progress on Composition Design ofNovel Cobalt Based SuperalloyZHANG Xuming 1,2,MA Qingshuang 1,2,ZHANG Hailian 3,BI Changbo 4,ZHANG Huijie 1,2,LI Huijun 5,GAO Qiuzhi 1,2(1.School of Resources and Materials,Northeastern University at Qinhuangdao,Qinhuangdao 066004,China)(2.State Key Laboratory of Rolling and Automation,Northeastern University,Shenyang 110819,China)(3.Qinhuangdao Daotian High Technology Co.,Ltd.,Qinhuangdao 066000,China)(4.School of Control Engineering,Northeastern University at Qinhuangdao,Qinhuangdao 066004,China)(5.School of Materials Science and Engineering,Tianjin University,Tianjin 300354,China)Abstract :The strengthening mechanism of traditionalcobalt-based superalloys is solid solution strengthening and carbide strengthening whereas,both solid solution strength-ening and carbide strengthening are weaker than that of nickel-based superalloys with ordered γᶄprecipitation.Jap-anese scholars discovered a novel type of Co-Al-W superal-loys with ordered γᶄphase strengthening,and its strengthe-ning effect is significantly better than that of traditional co-balt-based pared with traditional nickel-based superalloys,the novel cobalt-based superalloys have higher temperature capability,more excellent high tempera-ture creep resistance and oxidation resistance,therefore,the novel cobalt-based superalloys are considered to be the㊀第3期张旭明等:新型钴基高温合金成分设计的研究进展most potential aeroengines hot side materials and have developed rapidly in recent years.In this review,based on the re-search results of the novel cobalt-based superalloys by scholars at home and abroad,the effects of various alloying elements (such as Ta,Ti,W,Nb and so on)on the structure and properties of novel cobalt-based superalloys were systematically summarized.In terms of microstructure,the effects of alloying elements on transformation temperature,volume fraction and morphology ofγᶄphase,the size ofγᶄphase,the lattice misfit ofγ/γᶄtwo phase and the harmful phase were summarized. Meanwhile,in terms of properties,the effects of alloying elements on oxidation resistance,mechanical property and creep resistance of the alloy were also discussed,it is expected to provide reference for the composition design of novel cobalt-based superalloys.Finally,the high efficiency design of novel cobalt-based superalloys are prospected.Key words:Co-based superalloy;composition design;γᶄphase;microstructure and properties;creep1㊀前㊀言高温合金是指能够在600ħ以上的高温环境下正常工作,承受较为复杂的机械应力,具有稳定性的同时又高合金化的金属材料[1]㊂常见的高温合金有铁基㊁镍基和钴基3种,高温合金具有组织稳定㊁强度高㊁抗氧化性好以及抗蠕变性能优良等特点,目前广泛应用于能源动力㊁航空航天等领域[2-4]㊂随着对高温合金性能要求越来越高,提高高温合金的承温能力尤为重要[5]㊂航空发动机和燃气轮机中应用最成功的是镍基高温合金,由于熔点的限制导致其承温能力的提升极为有限,因此开发承温能力更高的新型高温合金是未来该领域的重点研究方向[6]㊂沉淀强化型钴基高温合金即新型钴基高温合金,相比镍基高温合金具有更加优异的抗蠕变性能㊁抗腐蚀性能㊁耐磨性以及更高的熔点[7],开发潜力大,应用前景广阔[8]㊂实验证明,诸多合金化元素(如: Al,Ta,Ni等)能够提高钴基高温合金强化相的稳定性㊂目前关于合金元素对钴基高温合金组织和性能影响的研究相对独立,部分常见合金元素对钴基高温合金组织和性能的影响还尚未形成统一认识㊂本文系统总结了Ni, Ti,Mo和Cr等常见合金化元素对新型钴基高温合金组织性能的影响,以期为新型钴基高温合金的进一步成分设计和组织调控提供参考,并对该合金成分的设计进行了展望㊂2㊀新型钴基高温合金概述2006年,Sato等[9]开发了具有L12结构γᶄ-Co3(Al, W)强化相的新型Co-Al-W系高温合金,该合金的固㊁液相线温度比镍基单晶高温合金高100~150ħ[10-12]㊂相比常规镍基高温合金,新型Co-Al-W系高温合金具有更强的各向弹性异性[13],相关研究也表明Co-Al-W基新型高温合金的机械性能较为优异[14-17];但是γ/γᶄ两相区过窄[9,18]㊁γᶄ相的高温稳定性低[19-21]以及合金密度大等特点限制了该合金在航天工业中的应用㊂因此在提高新型钴基高温合金相稳定性的同时如何降低其质量密度是当前研究的重要问题[22]㊂钴基高温合金中常见相的晶体学参数如表1所示[5,23]㊂新型钴基高温合金的组织主要由γ-Co基体相和γᶄ-Co3X(X=Al,Ti和Ta等)两相组成㊂其中,γ-Co是面心立方(fcc)的相,高温下fcc结构的Co较为稳定㊂经热处理后的γᶄ相主要呈立方结构,但是由于晶格错配度的改变也可能呈球状[24]㊂一方面,固溶元素含量越高,固溶强化的效果也越显著,Mo和Ni等合金化元素可以提高γᶄ相的溶解温度[9,10,15,25-27];但另一方面,过量的合金化元素会导致有害二次相如β-CoAl㊁χ-Co3W和μ-Co7W6等在基体中析出,降低合金的组织稳定性㊂表1㊀钴基高温合金中常见相的晶体学参数[5,23] Table1㊀Crystallographic parameters of common phases in cobalt based superalloy[5,23]Phase Structure symbol ExampleεA3CoγA1CoγᶄL12Co3(Al,W)μD85Co7W6βB2CoAlηD024Ni3TiχD019Co3W3㊀合金化元素对新型钴基高温合金物理性能及组织的影响3.1㊀合金化元素对新型钴基高温合金相变温度及密度的影响㊀㊀高温合金相变温度的高低决定了合金承温能力的大小㊂合金相变温度越高,承温能力自然也就越高㊂Lass[28]利用CALPHAD热力学数据库探究了Ni元素对新型钴基高温合金的影响机理,结果表明,由于Ni元素倾向分布在γᶄ相中从而提高了γᶄ相的溶解温度,同时也扩大了Co-Al-W-Ni系新型钴基高温合金高温下稳定的γ/γᶄ两相区㊂Chen等[22]测量了分别添加多种合金化元素后的Co-5Al-14V-2X四元合金相变温度,如图1所示,Ti,Nb 和Ta等合金化元素可显著提高γᶄ相溶解温度,而Cr元132中国材料进展第43卷素增加了γᶄ相中Cr 原子与近邻原子的结合能,导致γᶄ相的生成能增加,使γᶄ相的溶解温度降低[29]㊂图1㊀Co-5Al-14V-2X 四元合金的γᶄ相溶解温度㊁固相线温度和液相线温度[22]Fig.1㊀γᶄsolvus,solidus and liquidus temperatures of the Co-5Al-14V-2X quaternary alloys [22]Jin 等[30]利用第一性原理计算了Co 3(Al,M )(M =Ti,V,Cr,Zr,Nb,Mo,Hf,Ta 和W)化合物的稳定性和力学性能,研究发现,大多数化合物都具有比较好的稳定性,Al 是稳定L12结构的重要元素㊂各种成分的钴基合金以及Mar-M-247镍基合金的相变温度如图2所示[15,22,31-34]㊂诸多新型钴基高温合金的相变温度高于传统镍基高温合金,尤其是含有难熔合金化元素的新型钴基高温合金,如Co-9Al-9W㊁Co-5Al-14V 等㊂这是因为Ti,Nb,Ta 和W等难熔合金化元素的加入在新型钴基高图2㊀基于文献整理的各种钴基合金的γᶄ相溶解温度㊁固相线温度和液相线温度[15,22,31-34]Fig.2㊀γᶄsolvus,solidus and liquidus temperatures of various Co-based alloys based on literature reviews [15,22,31-34]温合金中形成了高熔点的化合物,同时作为强γᶄ相形成元素,提高了γᶄ相的体积分数,从而实现了强化效果[26]㊂通常认为,高的γᶄ相溶解温度是提高高温合金服役温度的基础㊂低密度同样是高温结构材料不断追求的目标之一㊂图3为各种钴基高温合金的密度[22,33,35-39]㊂难熔元素的加入导致新型钴基高温合金密度大幅上升,其中Co-9Al-9.8W 高温合金密度最高,可达9.82g㊃cm -3,这是其较高的含W 量导致的㊂实验证明,其他合金化元素(Mo,Cr,V 和Ti 等)代替W 元素后,合金密度大幅下降,甚至可与传统镍基高温合金媲美㊂图3㊀基于文献整理的各种钴基高温合金的密度[22,33,35-39]Fig.3㊀Density of various Co-based superalloys based on literaturereviews [22,33,35-39]3.2㊀合金化元素对新型钴基高温合金中γᶄ相体积分数的影响㊀㊀合金中γᶄ相的体积分数主要由合金化元素向γᶄ相的分配决定,较高的γᶄ相体积分数使合金具有更优异的力学性能[40]㊂Chen 等[22]和Makineni 等[41]对不同Ni 含量的新型钴基高温合金中的γᶄ相体积分数进行了统计,发现γᶄ相的体积分数随着Ni 元素含量的增加大幅提升㊂Cr 元素含量增加会降低γᶄ相的体积分数,Cr 在合金中倾向于分布在γ相基体中[42],同时大量Cr 元素会导致合金中有害第二相的析出,从而消耗大量其他合金化元素,使γᶄ相体积分数降低㊂Ta,Ti 和Nb 等作为强γᶄ相形成元素,在合金中分布于γᶄ相之中,其含量增加可增加γᶄ相的体积分数;而Mo 元素在γ/γᶄ两相之间接近平均分232㊀第3期张旭明等:新型钴基高温合金成分设计的研究进展配,对合金中γᶄ相体积分数的影响较小[22,23,43-45]㊂Wang等[46]通过第一性原理计算发现Ru,Rh,Pd,Ir 和Pt 元素倾向于占据Co 3Ta 中的Co 位,而Re 元素倾向于占据Co 3Ta 中Ta 的位置,从而提高γᶄ的相体积分数㊂应该明确的是,较大的γᶄ相体积分数可增大位错运动的阻力,从而使得合金的瞬时拉伸强度和持久强度提高㊂3.3㊀合金化元素对新型钴基高温合金中γ/γᶄ相晶格错配度的影响㊀㊀新型钴基高温合金中γᶄ相的形态由界面自由能和错配应变能两方面因素共同决定㊂界面自由能与错配应变能之和越小,γᶄ相的形态越稳定㊂一般来说,界面自由能与错配应变能分别与界面面积和γ/γᶄ相的晶格错配度有关,晶格错配度绝对值越大,错配应变能越大[47]㊂新型钴基高温合金中晶格错配度一般为正值,当晶格错配度较小时,γᶄ相的形态由界面自由能主导,体积相同时球体的表面积最小,故γᶄ相倾向于呈球状;当晶格错配度较大时,γᶄ相的形态由错配应变能主导,由于金属弹性一般呈各向异性,故γᶄ相倾向于呈立方状㊂晶格错配度δ可定义为[41]:δ=2(a γᶄ-a γ)a γᶄ+a γ(1)其中,a γᶄ和a γ分别为γᶄ相和γ相的晶格常数㊂Ni 元素使γᶄ相的晶格常数变小,导致晶格错配度减小,促使γᶄ相球化㊂在含W 钴基高温合金中添加Cr 元素,由于Cr 原子占据W 原子的位置,导致合金晶格错配度减小而使γᶄ相趋于球状[48,49]㊂Gao 等[50]研究了不同成分钴基高温合金时效后的晶格错配度(图4),发现Cr 元素的加入降低了合金的晶格错配度㊂Ti 是钴基高温合金中γᶄ相形成元素之一,会增大γ/γᶄ两相的晶格错配度进而使合金中γᶄ相倾向于呈立方状㊂Ta 原子掺杂会引起更大的晶格畸变,所以Ta 元素对晶格错配度增加的贡献要大于Ti 元素[51]㊂Hf 也可以增大合金中γ/γᶄ相的错配度,因此同样有利于改善合金强度[52]㊂一般来说,合金化元素的原子半径与Co 原子半径相差越大,引起的图4㊀利用XRD 测量的γ/γᶄ两相之间的晶格错配度[50]Fig.4㊀Lattice misfit between the γ-and γᶄ-phases measured by high-energy synchrotron X-ray diffraction [50]晶格畸变越大,越会导致合金晶格错配度的提高,从而使γᶄ相越倾向于呈立方状㊂Zenk 等[49]发现提高γ/γᶄ两相界面处的晶格畸变,能够有效阻碍合金变形过程中位错的运动,提高合金力学性能㊂凡是能够增大γᶄ相晶格常数的合金元素(如Nb,Ti 和Ta 等),都能增加γᶄ相周围的共格应变,起到强化作用㊂但错配度太大会降低高温下γᶄ相的稳定性,容易聚集长大从而松弛弹性应力[52]㊂晶格错配度越小的γᶄ相则具有更高的高温稳定性,因而此类合金的抗蠕变性能也更加优异[53]㊂3.4㊀合金化元素对新型钴基高温合金中γᶄ相尺寸的影响㊀㊀影响γᶄ相尺寸和长大的因素主要有合金元素的扩散㊁晶格错配度㊁弹性模量等,γᶄ相的尺寸大小对合金的性能也具有至关重要的影响,一般来说γᶄ相的尺寸越小,分布越弥散,合金的性能越好[54]㊂不同含量的合金组织如图5所示,Chen 等[22]研究统计了不同Ni 质量分数(10,20,30)的合金组织中γᶄ相的平均尺寸分别为(324ʃ74),(425ʃ150)和(496ʃ153)nm,发现随着Ni 含量的增加γᶄ相出现了明显的粗化现象㊂图5㊀Co-x Ni-8Al-12V 合金在900ħ固溶退火处理72h 后的SEM 照片[22]:(a)x =10,(b)x =20,(c)x =30Fig.5㊀Field emission scanning electron microscope images of Co-x Ni-8Al-12V quaternary alloys annealed at 900ħfor 72h after solu-tion annealing treatment [22]:(a)x =10,(b)x =20,(c)x =30332中国材料进展第43卷㊀㊀Gao 等[50]对γᶄ相的尺寸统计结果显示,γᶄ相的平均尺寸随Ti 元素含量的增加而增加㊂Ti 原子在合金中的扩散速率比Al 原子更快,降低了两相之间的界面能导致γᶄ相生长的驱动力增大㊂Cr 和Mo 元素都能促进合金中γᶄ相的粗化,且Mo 元素的影响更大㊂Pandey 等[47]认为Lifshitz-Slyozov-Wagner(LSW)模型仅适用于含Ti 量较低的高温合金㊂一般来说,γᶄ相的长大分为2个过程,在时效时间较短即时效初期,γᶄ相依靠原子的扩散进行生长;在时效时间较长即时效后期,γᶄ相主要依靠互相合并进行长大[44,55]㊂3.5㊀合金化元素对新型钴基高温合金中μ相和η相的影响㊀㊀μ相是一种主要由2种不同大小的金属原子构成的拓扑密排相,其结构为D85结构㊂作为一种硬脆相,μ相可能会成为裂纹的形核位置和拓展通道[38],μ相析出的同时会消耗大量的合金元素,减弱合金固溶强化及沉淀强化作用㊂有害相一般在晶界析出,但当Cr 元素的含量足够高时,有害相也会在晶粒内部析出,从而强烈降低合金力学性能㊂图6为不同新型钴基高温合金的显微组织照片㊂可以发现,Cr 元素含量的增加导致W 元素在γ相和γᶄ相中的溶解度降低,促进μ相的沉淀析出[32,36,44]㊂同时有文献表明,Ni 元素能够提高合金的组织稳定性,有效减少μ-Co 7W 6有害相的析出,提高合金的力学性能[56]㊂η相是一种具有D024结构的有害相,与μ相类似,倾向于在晶界析出减弱强化作用,会对合金性能产生不良影响[23]㊂郭建亭[57]认为,Al /Ti 原子数比值是合金中能否形成η相的决定性因素,同时Al +Ti 含量和Al /Ti 原子数比值也是影响合金中γᶄ相体积分数和γᶄ/γ两相晶格错配度的关键因素,一般地,Al +Ti 含量越高γᶄ相体积分数越高,γᶄ/γ两相晶格错配度也越高;Al /Ti 原子数比值越高,γᶄ相体积分数越高,γᶄ/γ两相晶格错配度越低㊂因此要严格控制合金Al +Ti 含量和Al /Ti 原子比,避免η相的析出对合金组织稳定性和力学性能产生不良影响,同时保证钴基合金具有较高的γᶄ相体积分数和较宽的加工窗口㊂图6㊀不同Cr 含量合金固溶处理后的SEM 照片:(a)9Cr-A 合金[36],(b)12Cr 合金[44],(c)8Cr 合金[32],(d)12Cr 合金[44]Fig.6㊀SEM images of alloys with different Cr contents after solution treatment:(a)9Cr-A alloys [36],(b)12Cr alloys [44],(c)8Cralloys [32],(d)12Cr alloys [44]4㊀合金化元素对合金性能的影响4.1㊀合金化元素对钴基高温合金抗氧化性、抗热腐蚀性的影响㊀㊀抗氧化性和抗热腐蚀性也是衡量合金高温性能好坏的一项重要指标[58,59]㊂在新型钴基高温合金中,Al 除稳定γᶄ相外,还能在合金表面形成致密的Al 2O 3氧化薄膜来提高合金的抗氧化性[60]㊂但Ti 的存在会引入空位,降低Al 2O 3的热力学稳定性,从而降低合金的抗氧化性㊂Chung 等[32]证实Cr 降低了合金的氧化层厚度,随着Cr 浓度的增加,更薄的氧化层足以形成耐氧化的表面(图7)㊂同时有实验证明较高的Cr 含量有助于形成结构致密的Cr 2O 3和Al 2O 3,阻止O 进一步扩散到基体中[23]㊂Cr 元素与Al 元素可以协同作用加速Al 2O 3的形成,即降低形成Al 2O 3层所需的临界Al 浓度[36,61]㊂合金表面致密的Al 2O 3和Cr 2O 3氧化层阻断O 向基体的扩散,提432㊀第3期张旭明等:新型钴基高温合金成分设计的研究进展图7㊀不同合金的氧化层截面组织照片[32]:(a)L24-0Cr 合金,(b)L24-12Cr 合金Fig.7㊀Micrographs of oxide layer structure of different alloys[32]:(a)L24-0Cr,(b)L24-12Cr alloys高合金的抗氧化性㊂Chen 等[42]发现6Cr 钴基高温合金并没有优异的抗氧化性,因为合金中γᶄ相的体积分数减小导致γ相基体优先氧化,适当高的γᶄ相体积分数也能提高合金抗氧化性㊂Ni 元素能够促进Cr 2O 3的生长及延缓合金的结节性氧化,提高合金的抗氧化性能[62]㊂此外,Ta 的添加也被证实能在一定程度上提高合金的抗热腐蚀性能[52]㊂4.2㊀合金化元素对新型钴基高温合金力学性能及抗蠕变性能的影响㊀㊀作为结构构件的物质基础,结构材料的性能直接影响到构件能否满足使用要求,因此结构材料的设计往往对其力学性能提出要求㊂图8为Makineni 等[41]测试的Co-10Al-5Mo-2Nb 和Co-30Ni-10Al-5Mo-2Nb Co 基高温合金的拉伸性能,2种合金依靠高γᶄ相含量,室温下强度达到了800MPa,超过了诸多含W 钴基高温合金㊂W 能够引起明显的晶格膨胀,阻止位错运动,同时提高γᶄ相的体积分数,提高合金强度㊂Mo元素在钴基高温合金中易图8㊀不同Co 基高温合金在不同条件下的拉伸应力-应变曲线[41]:(a)室温下Co-10Al-5Mo-2Nb,(b)室温下Co-30Ni-10Al-5Mo-2Nb,(c)870ħ时Co-30Ni-10Al-5Mo-2NbFig.8㊀Tensile stress-strain curves of different Co-based alloys at dif-ferent conditions [41]:(a)Co-10Al-5Mo-2Nb at room temper-ature,(b )Co-30Ni-10Al-5Mo-2Nb at room temperature,(c)Co-30Ni-10Al-5Mo-2Nb at 870ħ与C 形成大量的MoC 碳化物,细小弥散的碳化物也可以改善合金的力学性能,同时也在一定程度上达到细晶强化的效果㊂Ti 会增大γᶄ相的粗化速率,对合金力学性能产生不利影响,但Bocchini 等[63]证明Ti 提高了合金的高温强度,这说明γᶄ相体积分数增大对合金的强度提升效果超过了组织粗化带来的负面影响㊂在Co-Al-W 基合金中,少量的B 元素能够促进富W 硼化物在晶界的析出,起到晶界强化的作用,有利于提高合金的力学性能[64]㊂高温合金需要在高温环境下长时间服役,因此要求它具有优异的抗蠕变性能㊂蠕变是指在恒应力或载荷下所发生的缓慢而连续的塑性变形,关于蠕变的研究对高温合金具有非常重要的意义㊂可通过探究合金化元素对新型钴基高温合金抗蠕变性能的影响及其机理进而对它进行针对性的设计㊂Cr 元素含量的增加显著增大了蠕变最小稳态应变速率[65],Povstugar 等[66]认为当合金中加入Cr 元素以后会生成有害的二次相并改变合金的堆垛层错能,恶化合金的抗蠕变性能,而Ni 能够部分抵消Cr 对合金抗蠕变性能的恶化[44]㊂W 和Nb 元素均能够强烈降低γ相基体的堆垛层错能,有效改善高温合金的抗蠕变性能㊂得益于晶界强化的作用,含B 合金拥有较其他合金更优异的抗蠕变性能㊂在Co-Al-W 基合金中加入Ta 元素能够明显提高合金的蠕变寿命,但与其他元素如Si 和Mo 等同时存在时会析出大量金属间化合物,降低合金抗蠕变性能[67]㊂在合金蠕变的过程中,经常出现γᶄ相的定向粗化,通常称之为筏化[66,68-70]㊂钴基高温合金一般表现出正晶格错配,在压缩状态下γᶄ相会在所施加压应力的垂直方向与拉应力的平行方向发生筏化[71]㊂如图9所示,0Cr 和4Cr 合金中的γᶄ相出现了筏化现象㊂8Cr 合金没有发生筏化是因为大量Cr 原子占据W 原子的晶格后降低了晶格错配度,导致γᶄ相缺乏各向异性的应力场,进而使筏化的驱动力减小[44]㊂5㊀结㊀语高温合金不仅是航空发动机的重要材料,也是能源㊁化工领域高温耐蚀部件的重要材料㊂新型钴基高温合金具有比镍基高温合金更高的γᶄ相溶解温度和熔点,但γᶄ相的高温稳定性还有待提高㊂本文主要针对不同合金化元素对新型钴基高温合金组织性能的影响做了总结梳理㊂Ni 能够有效提高合金性能,但过量的Ni 导致γᶄ相形态改变,新型钴基高温合金中的Ni 含量应保持在30%(原子数分数,下同)以下;Ti,Ta 和Nb 等强γᶄ相形成元素能够大幅提高γᶄ相的体积分数,过量将导致γᶄ相的加速粗化和密度增加,常见钴镍基高温合金中Ti,Ta 和Nb532中国材料进展第43卷图9㊀不同Co基合金蠕变后的SEM照片[44]:(a,b)0Cr,(c,d) 4Cr,(e,f)8CrFig.9㊀Post-creep SEM images of different Co-based alloys[44]:(a,b) 0Cr,(c,d)4Cr,(e,f)8Cr含量为2%~4%;Cr在提高合金的抗氧化性[72]的同时可促进有害相的析出,降低合金力学性能,新型钴基高温合金中Cr含量一般控制在4%~6%以下㊂新型钴基高温合金具有多项优于传统钴基高温合金的性能,是最具潜力的高温合金之一㊂但与发展相对成熟的镍基高温合金相比,新型钴基高温合金的发展和应用仍然具有很大的挑战,如合金的制造工艺以及零件的加工和热处理工艺尚不成熟等㊂目前我国合金成分设计数据库仍然不够健全,但随着计算材料学㊁材料基因工程等领域的发展,CALPHAD㊁第一性原理计算㊁机器学习等方法将在合金的高效设计中发挥更大的作用,将材料计算㊁计算机仿真模拟等多种设计思路与实验相结合有望实现新型钴基高温合金的高通量设计㊂参考文献㊀References[1]㊀杜金辉,吕旭东,董建新,等.金属学报[J],2019,55(9):1115-1132.DU J H,LV X D,DONG J X,et al.Acta Metallurgica Sinica[J], 2019,55(9):1115-1132.[2]㊀LIU Z,GAO Q,ZHANG H,et al.Materials Science&Engineering:A[J],2019,755:106-115.[3]㊀程远,赵新宝,岳全召,等.稀有金属材料与工程[J],2023,52(7):2599-2611.CHENG Y,ZHAO X B,YUE Q Z,et al.Rare Metal Materials and Engineering[J],2023,52(7):2599-2611.[4]㊀JIANG J,LIU Z,GAO Q,et al.Materials Science&Engineering:A[J],2020,797:140219.[5]㊀刘健.元素对γᶄ沉淀强化型钴基高温合金组织及力学性能的影响[D].合肥:中国科学技术大学,2019.LIU J.Effects of Alloying Elements on the Microstructure and Mechan-ical Behavior ofγᶄ-Strengthed Co-Base Superalloys[D].Hefei:Uni-versity of Science and Technology of China,2019.[6]㊀刘兴军,陈悦超,卢勇,等.金属学报[J],2020,56(1):1-20.LIU X J,CHEN Y C,LU Y,et al.Acta Metallurgica Sinica[J], 2020,56(1):1-20.[7]㊀KLEIN L,SHEN Y,KILLIAN M S,et al.Corrosion Science[J],2011,53(9):2713-2720.[8]㊀JINSHAN H,MIN Z,LONGFEI L,et al.Materials Letters[J],2020,262:127042.[9]㊀SATO J,OMORI T,OIKAWA K,et al.Science[J],2006,312(5770):90-91.[10]SUZUKI A.Acta Materialia[J],2008,56(6):1288-1297.[11]WALTER C,HALLSTEDT B,WARNKEN N.Materials Science andEngineering:A[J],2005,397(1/2):385-390.[12]PARK H,LI C,JAKUS A E,et al.Scripta Materialia[J],2020,188:146-150.[13]SUZUKI A,INUI H,POLLOCK T M.Annual Review of MaterialsResearch[J],2015,45(1):345-368.[14]BAUER A,NEUMEIER S,PYCZAK F,et al.Superalloys[J],2012,2012:695-703.[15]AKANE S,GARRET C D,TRESA M P.Scripta Materialia[J],2006,56(5):385-388.[16]LU S,ANTONOV S,LI L,et al.Metallurgical and Materials Transac-tions A[J],2018,49(9):4079-4089.[17]SHI L,YU J J,CUI C Y,et al.Materials Science and Engineering:A[J],2015,620:36-43.[18]BOCCHINI P J,LASS E A,MOON K W,et al.Scripta Materialia[J],2013,68(8):563-566.[19]KOBAYASHI S,TSUKAMOTO Y,TAKASUGI T,et al.Intermetallics[J],2009,17(12):1085-1089.[20]LASS E A,WILLIAMS M E,CAMPBELL C E,et al.Journal ofPhase Equilibria and Diffusion[J],2014,35(6):711-723. [21]LASS E A,GRIST R D,WILLIAMS M E.Journal of Phase Equilib-ria and Diffusion[J],2016,37(4):387-401.[22]CHEN Y,WANG C,RUAN J,et al.Acta Materialia[J],2019,170:62-74.[23]LLEWELYN S C H,CHRISTOFIDOU K A,ARAULLO-PETERS V J,et al.Acta Materialia[J],2017,131:296-304.[24]BANTOUNAS I,GWALANI B,ALAM T,et al.Scripta Materialia[J],2019,163:44-50.[25]BAUER A,NEUMEIER S,PYCZAK F,et al.Scripta Materialia[J],2010,63(12):1197-1200.[26]OOSHIMA M,TANAKA K,OKAMOTO N,et al.Journal of Alloys&Compounds[J],2010,508(1):71-78.632㊀第3期张旭明等:新型钴基高温合金成分设计的研究进展[27]POLLOCK T M,DIBBERN J,TSUNEKANE M,et al.JOM[J],2010,62(1):58-63.[28]LASS E A.Metallurgical and Materials Transactions A[J],2017,48(5):2443-2459.[29]CHEN M,WANG C Y.Journal of Applied Physics[J],2010,107(9):093705[30]JIN M,MIAO N,ZHAO W,et putational Materials Science[J],2018,148:27-37.[31]RUAN J,XU W,YANG T,et al.Acta Materialia[J],2020,186:425-433.[32]CHUNG D W,TOININ J P,LASS E A,et al.Journal of Alloys andCompounds[J],2020,832:154790.[33]ZHANG Y,FU H,ZHOU X,et al.Intermetallics[J],2019,112:106543.[34]ZHANG Y,FU H,ZHOU X,et al.Materials Science and Engineer-ing:A[J],2018,737:265-273.[35]MAKINENI S K,NITHIN B,CHATTOPADHYAY K.Scripta Materia-lia[J],2015,98:36-39.[36]LI W,LI L,ANTONOV S,et al.Journal of Alloys and Compounds[J],2020,826:154182.[37]QU S,LI Y,HE M,et al.Materials Science and Engineering:A[J],2019,761:138034.[38]LIU J,YU J J,YANG Y H,et al.Materials Science and Engineering:A[J],2019,745:404-410.[39]PHILIPPE T,VOORHEES P W.Acta Materialia[J],2013,61(11):4237-4244.[40]REYES T F L,DUNAND D C.Journal of Materials Research andTechnology[J],2021,11:2305-2313.[41]MAKINENI S K,NITHIN B,CHATTOPADHYAY K.Acta Materialia[J],2015,85:85-94.[42]CHEN Y,XUE F,WANG C,et al.Corrosion Science[J],2019,161:108179.[43]XU W W,SHANG S L,WANG C P,et al.Materials&Design[J],2018,142:139-148.[44]NG D S,CHUNG D W,TOININ J P,et al.Materials Science and En-gineering A[J],2020,778:139108.[45]PYCZAK F,BAUER A,GOKEN M,et al.Journal of Alloys andCompounds[J],2015,632:110-115.[46]WANG C,LI K,HAN J,et al.Journal of Alloys and Compounds[J],2019,808:151068.[47]PANDEY P,RAJ A,BALER N,et al.Materialia[J],2021,16:101072.[48]OMORI T,OIKAWA K,SATO J,et al.Intermetallics[J],2013,32:274-283.[49]ZENK C H,NEUMEIER S,STONE H J,et al.Intermetallics[J],2014,55:28-39.[50]GAO Q,JIANG Y,LIU Z,et al.Materials Science and Engineering:A[J],2020,779:139139.[51]YAN H Y,COAKLEY J,VORONTSOV V A,et al.Materials Scienceand Engineering:A[J],2014,613:201-208.[52]郭建亭.高温合金材料学[M].北京:科学出版社,2010:152.GUO J T.Materials Science and Engineering for Superalloys[M].Bei-jing:Science Press,2010:152.[53]MANIAR G N,BRIDGE J E.Metallurgical Transactions[J],1971,2(1):95-102.[54]CHEN J,GUO M,YANG M,et putational Materials Science[J],2021,191:110358.[55]SAUZA D J,DUNAND D C,SEIDMAN D N.Acta Materialia[J],2019,174:427-438.[56]周鹏杰,宋德航,吴海斌,等.航空材料学报[J],2019,39(6):73-80.ZHOU P J,SONG D H,WU H B,et al.Journal of Aeronautical Ma-terials[J],2019,39(6):73-80.[57]郭建亭.金属学报[J],2010,46(5):513-527.GUO J T.Acta Mentallurgica Sinica[J],2010,46(5):513-527.[58]GAO Q,LU B,MA Q,et al.Intermetallics[J],2021,138:107312.[59]GAO Q,SHANG H,MA Q,et al.Materials and Corrosion[J],2022,73(4):513-525.[60]YU H,UKAI S,HAYASHI S,et al.Corrosion Science[J],2017,118:49-59.[61]GAO Q,LIU Z,LI H,et al.Journal of Materials Science&Technolo-gy[J],2021,68:91-102.[62]GAO B,WANG L,LIU Y,et al.Corrosion Science[J],2019,157:109-115.[63]BOCCHINI P J,SUDBRACK C K,NOEBE R D,et al.Materials Sci-ence and Engineering A[J],2017,705:122-132. [64]马启慧,王清,董闯.材料导报[J],2020,34(3):03157-03164.MA Q H,WANG Q,DONG C.Materials Reports[J],2020,34(3): 03157-03164.[65]MURAKUMO T,KOBAYASHI T,KOIZUMI Y,et al.Acta Materialia[J],2004,52(12):3737-3744.[66]POVSTUGAR I,ZENK C H,LI R,et al.Materials Science and Tech-nology[J],2016,32(3):220-225.[67]BAUER A,NEUMEIER S,PYCZAK F,et al.Materials Science andEngineering:A[J],2012,550:333-341.[68]COAKLEY J,LASS E A,MA D,et al.Scripta Materialia[J],2017,134:110-114.[69]LI Y,PYCZAK F,PAUL J,et al.Materials Science and Engineering:A[J],2018,719:43-48.[70]XUE F,ZENK C H,FREUND L P,et al.Scripta Materialia[J],2018,142:129-132.[71]CHUNG D W,NG D S,DUNAND D C.Materialia[J],2020,12:100678.[72]高杉,邹俭鹏.稀有金属材料与工程.[J],2022,51(3):814-820.GAO S,ZOU J P.Rare Metal Materials and Engineering[J],2022, 51(3):814-820.(编辑㊀费蒙飞)732。
GH132、W.Nr.1.4890镍基高温高强合金
上海商虎/张工：158 –0185 -9914GH2132GH2132是沉淀强化的镍基高温高强合金在650℃以下具有高的屈从强度和持久、蠕变强度，而且具有较好的加工塑性和满意的焊接性能。
适合制造在650℃以下长时间作业的航空发动机高温承力部件等。
GH2132国内外对应商标：中国GB美国UNS德国SEW VDIUVGH2132GH2132S66286W.Nr.1.4890GH2132履行规范棒材\锻件：ASTM A638、GB/T 25828、GJB 2611、GJB 3165A、YB/T 5245、GJB 3020A 、GJB 3782A、GJB 3167A、GJB5280冷\轧板材：GJB 3317A、GB/T 25827管材：ASTM B516螺栓：ASTM A453GH2132供货规格：圆钢、棒材、带材、管材、阀座、球体、法兰和锻件洽谈供应商标②: GH2132C(％): ≤0.08Cr(％): 13.5～16.5Mo(％): 1.00～1.50Ni(％): 24.0～27.0W(％): —Al(％): ≤0.40Nb(％): —Ti(％): 1.75～2.30Fe(％): 余量Si(％)≤: 1.00Mn(％)≤: 2.00P(％): 0.030S(％): 0.020其他(％): B0.001～0.010,V0.10～0.50 GH2132物理性能/力学性能产品：哈氏合金、高温合金、铜镍合金、英科耐尔、蒙乃尔、钛合金、沉淀硬化钢等各种中高端不锈钢，镍基合金等。
高温合金：GH3030、GH4169、GH3128、GH145、GH3039、GH3044、GH4099、GH605、GH5188等软磁合金：1J06、1J12、1J22、1J27、1J30、1J36、1J50、1J79、1J85等弹性合金：3J01、3J09、3J21、3J35等。
蒙乃尔合金：Monel 400（N04400）、Monel K500（N05500）等膨胀合金：4J28、4J29（与玻璃烧结）、4J32、4J33、4J34、4J36、（与陶瓷烧结）4J38、4J42、4J50等耐蚀合金：Inconel 600、601、617、625、686、690、713C、718、Inconel X-750等因科洛伊合金：Incoloy 20、330、718、800、800H、800HT、825、925、Inconel 926【N08926/1.4529】等哈氏合金：Hastelloy C、C-4、C-22（N06022）、C-276、C-2000、Hastelloy B、B-2、B-3等纯镍 / 钛合金：N4、N5（N02201）N6、N7（N02200）TA1、TA2、TA9、TA10、TC4等沉淀硬化钢/双相不锈钢17-4PH（sus630）、17-7PH（sus631）、15-5PH/ 2205、2507、904L、254SMO、20#（N08020）生产工艺：热轧、锻轧、精扎、机轧、挤压、连铸、冷拔、浇铸、冷拉等供应规格：棒材、板材、管材、带材、毛细管、丝材及块料。
GH113(GH1131)镍钼铬合金 高温合金
上海商虎/张工：158 –0185 -9914GH 113材料说明：该合金是一种奥氏体低碳镍-钼-铬合金.HastelloyC-4合金与早期形成的化学成分相似的合金的主要区别是低碳、低硅、低铁、低钨。
这种化学成分使其在650-1040℃范围内表现出良好的稳定性，提高了抗晶间腐蚀的能力，并能在适当的制造条件下避免边缘线腐蚀敏感性和焊缝热影响区的腐蚀。
合金用于烟气脱硫系统、酸洗和酸再生装置、乙酸和农药生产、二氧化钛生产(氯法)、电解电镀等领域。
GH 113的化学成分：碳C(≤0.009)铬铬(14.5≤17.5)镍(剩余)Mo(14.0≤17.0)钛钛(≤0.70)铁Fe(≤3.0)钴公司(≤2.0)锰锰(≤1.00)硅硅(≤0.05)磷磷(≤0.02)硫S(≤0.01)GB/T 15009，GB/T 115010合金技术标准GH 113物理性能描述：熔化温度：1335≤1380℃，密度8.6g/cm3 GH 113力学性能描述热处理方式抗拉强度σb/mpa屈服强度σp0.2/mpa延期率{{# # * $$}} 5 ≤% 收缩率/%/%布氏硬度HBS固溶体处理690275四十-GH 113加工工艺说明：GH 113熔炼过程：GH 113合金的热加工温度范围为1080℃~900℃，冷却方式为水冷或其它快速冷却方式。
为了保证较好的防腐性能，应在热加工后进行固溶热处理。
GH 113锻造工艺：GH 113合金坯的加热温度为1080℃1140℃，最终锻造温度高于900℃。
液压机开坯时，加热温度为1110℃，停止压力温度大于950℃，模锻开压温度为1100℃，停止压制温度高于930℃，环形轧制加热温度为1130℃1150℃，终轧温度为900℃。
棒材和型材的轧制温度为1080×1140℃，终轧温度大于900℃。
GH 113零件热处理工艺：GH 113合金固溶热处理的温度范围为1050℃~1100℃。
对于厚度小于1.5mm的材料，建议采用水淬冷却方式，并采用快速空冷方式获得最大的耐蚀性。
GH901(GH2901)高温合金化学成分及物理性能
GH901 的物理性能: 密度 熔点
8.14 g/cm3 1280-1345℃
GH901 在常温下合金的机械性能的最小值:
合金和状态
抗拉强度 Rm N/mm2
GH901
1034
屈服强度 RP0.2 N/mm2 689
延伸率 A5 %
12
规格范围: 板材:厚壁规格(min-max) : φ0.1mm- φ 200.0mm 丝材:中 0.1mm- 中 3.0mm 直条或卷条: φ 2.0mm - φ 300.0mm 我公司材料之多不能一--列出，以上部分供参考。
GH901 相近牌号：
GH901(GH2901）Incoloy901/Nimonic901/Z8NCDT42/2.4662
GH901 的化学成分:
合金
%镍铜铝铁
钛 钴锰硫 碳 硅 磷 铬 钼硼
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ
GH901
最小 40.0 最大 45.0 0.50 0.35
2.35
11.0 5.0 0.01
余量
3.10 1.0 1.0 0.03 0.10 0.60 0.03 14.0 7.0 0.02
GH901(GH2901)高温合金化学成分及物理性能
GH901(GH2901)
概述：
上海冶韩/TEL： ❶❸❽❶❻❶❻❻❸❹❸
GH2901 是 Fe-Ni-Cr 基沉淀硬化型变形高温合金，合金以亚稳的 γ'{Ni3（TI,Al）}相进行时效强化，微量的铝抑制 γ'向 ηNi3Ti 相的转化。合金在 650℃以下具有较高的屈服强度和持久强度，760℃以下抗氧化性能良好，长期使用组织稳定。
部分高温合金牌号及成分
部分高温合金牌号及成分部分特种合金牌号及成分Monel 400相近牌号UNS Trademark W.NrN04400Monel400 2.4360 Monel 400 的化学成分:Monel 400 的物理性能:在常温下合金的机械性能的最小值:Monel 400Monel 400特性：Monel400是一种用量最大、用途最广、综合性能极佳的耐蚀合金。
此合金在氢氟酸和氟气介质中具有优异的耐蚀性，对热浓碱液也有优良的耐蚀性。
同时还耐中性溶液、水、海水、大气、有机化合物等的腐蚀。
该合金的一个重要特征是一般不产生应力腐蚀裂纹，切削性能良好。
Monel 400 的金相结构:Monel400合金的组织为高强度的单相固溶体。
Monel 400 的耐腐蚀性:Monel400合金在氟气、盐酸、硫酸、氢氟酸以及它们的派生物中有极优秀的耐蚀性。
同时在海水中比铜基合金更具耐蚀性。
酸介质：Monel400在浓度小于85%的硫酸中都是耐蚀的。
Monel400是可耐氢氟酸中为数极少的重要材料之一。
水腐蚀：Monel400合金在多数水腐蚀情况下，不仅耐蚀性极佳，而且孔蚀、应力腐蚀等也很少发现，腐蚀速度小于0.025mm/a。
高温腐蚀：Monel400在空气中连续工作的最高温度一般在600℃左右，在高温蒸汽中，腐蚀速度小于0.026mm/a。
氨：由于Monel400合金镍含量高，故可耐585℃以下无水氨和氨化条件下的腐蚀。
Monel 400 应用领域：Monel400合金是一种多用途的材料，在许多工业领域都能应用：1.动力工厂中的无缝输水管、蒸汽管2.海水交换器和蒸发器3.硫酸和盐酸环境4.原油蒸馏5.在海水使用设备的泵轴和螺旋桨6.核工业用于制造铀提炼和同位素分离的设备7.制造生产盐酸设备使用的泵和阀Monel K500相近牌号UNS TrademarkN05500MonelK500Monel K500 的化学成分:Monel K500 的物理性能:Monel K500 在常温下合金的机械性能的最小值:此合金具有以下特性：Monel K500具有与Monel 400 相同的耐蚀性能，但是具有更高的机械强度和硬度。
高温合金导管全位置自动焊接工艺
高温合金导管全位置自动焊接工艺史春山【摘要】根据高温合金导管全位置自动焊的工艺特点,分析焊接过程中焊缝易产生未熔合、未焊透、焊缝凹陷等常见焊接缺陷的原因,制定了相应的焊接工艺方案和避免产生焊接缺陷的措施,进行工艺试验验证以及产品实物焊接,所有焊缝经过非破坏性试验(外观检查、内窥检查、射线检测、液压气密试验)和破坏性试验(机械性能试验和金相分析),焊缝质量均满足相应标准要求,保证了产品质量,提高了车间生产效率.使得高温合金导管全位置自动焊工艺取代传统手工氩孤焊工艺成为必然的发展趋势.【期刊名称】《电焊机》【年(卷),期】2018(048)012【总页数】4页(P109-112)【关键词】高温合金;导管;全位置焊接;焊接缺陷【作者】史春山【作者单位】四川航天长征装备制造有限公司,四川成都610100【正文语种】中文【中图分类】TG4090 前言随着焊接工艺技术水平的不断提高，自动焊工艺将逐步取代手工焊工艺。
导管焊接对焊接技术和产品质量提出了严格要求，传统手工氩弧焊劳动强度高、生产率低、焊接质量不稳定，因此采用全位置导管自动焊工艺方法代替手工氩弧焊接成为必然[1-2]。
1 试验条件试验材料为GH1140高温合金管材φ7 mm×1.5 mm、φ6 mm×1 mm（见图1），试件长度 200 mm；GH1131高温合金接头φ7.5 mm×1.75 mm、φ7mm×1.5 mm。
试验设备为ORBIMAT 165CA全位置自动焊机和ORBIWELD 19管焊钳[3-4]。
图1 高温合金导管2 工艺试验2.1 试验分析GH1140和GH1131高温合金是固溶强化的铁镍基变形高温合金，具有中等热强性和良好的热疲劳性能、组织稳定性及焊接性能，适宜于制造850℃以下的高温部件。
ORBIMAT 165CA全位置自动焊机是一款紧密型焊接系统，如图2所示，包括焊接电源、焊接控制部分、完备的水冷系统、内置打印机和操作控制元件以及先进的电气装配。
新型马氏体耐热钢G115焊接及焊后热处理工艺研究
新型马氏体耐热钢G115焊接及焊后热处理工艺研究
王登第;毛春生;李平;苗慧霞;柴茂海;刘磊;王能淼;黄振涛;杨志鹏;王伟
【期刊名称】《金属加工(热加工)》
【年(卷),期】2024()1
【摘要】随着我国超超临界燃煤机组技术的不断提高,机组参数越来越高,目前630℃参数超超临界机组已基本成熟,G115耐热钢成为当前我国630℃超超临界机组主
蒸汽管道的唯一候选材料,将应用于超(超)临界锅炉的集箱、蒸汽管道、受热面管子等部件,其现场焊接及热处理工艺仍处于探索研究阶段。
通过对国产新型马氏体耐
热钢G115(以下简称G115钢)进行焊接及热处理工艺研究,系统分析了G115钢与现有其他同类型钢种性能,掌握了G115钢的焊接性能。
结合已掌握的高合金大径
厚壁管道焊接关键技术,制定了可行的焊接及热处理工艺。
经检测,性能满足要求,为G115钢的推广应用提供了技术储备。
【总页数】5页(P60-64)
【作者】王登第;毛春生;李平;苗慧霞;柴茂海;刘磊;王能淼;黄振涛;杨志鹏;王伟
【作者单位】中国电建集团山东电力建设第一工程有限公司
【正文语种】中文
【中图分类】TG1
【相关文献】
1.新型马氏体耐热钢T92的焊接性能及焊接工艺研究
2.新型奥氏体耐热钢与马氏
体耐热钢焊接工艺探究3.新型马氏体耐热钢G115的蠕变性能研究4.新型马氏体
耐热钢G115的高温组织演变研究5.后热处理对新型马氏体耐热钢焊缝性能的影响
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GH1131高温合金
• GH1131热处理制度 • 热轧板和冷轧薄板为：1130～1170℃，空冷；棒材为： 1160℃±10℃，空冷处理。 • GH1131品种规格与状态 • 冷轧薄板、热轧板、棒材、焊丝等。热轧板和冷轧薄板经 固溶处理、酸洗、矫正及切边后供应；棒材不经热处理供 应；焊丝于冷拉状态、热处理及酸洗状态或半硬态供应。 • GH1131熔炼与铸造工艺 • 合金采用非真空感应炉加电渣重熔或电弧熔炼加电渣重熔 工艺生产。
GH1131高温合金应用
• GH1131(GH131) 应用概况与特殊要求 • 该合金主要用作火箭发动机高温部件。在 航空发动机上，已制成加力燃烧室可调喷 口壳体和调节片等零部件，并投入生产。 与同类用途的镍基合金相比，合金的高温 抗氧化性的组织稳定性较差，在700～ 900℃长期使用后室温塑性下降，成形性能 变差。
α/10-6 C-1
14.72
14.13
14.89
14.77
15.74
16.20
16.97
17.26
17.59
18.08
18.70
GH1131高温合金性能
密度 磁性能 ρ=8.33g/cm3 无磁性 抗氧化性能
（在空气介质中试验100h的氧化速率和晶界氧化深度）
θ/℃ 氧化速率/(g/ m2· h)
900 0.1310
950 0.1560
1000 0.1863
1010 0.4465
GH1131高温合金电性阻率
电性阻率
θ/℃ 14 110 200 300 400 500 600 700 800 900 1000
ρ/（1 0-6Ω. M））
1.373
1.403
1.414
1.427
1.440
1.443
• GB/T14992-1994 《高温合金牌号》 • GB/T14995-1994 《高温合金热轧钢板》 • GJB 1952-1994 《航空用高温合金冷轧薄 板规范》 • GJB 2612-1996 《焊接用高温合金冷拉丝 材规范》 • YB/T5245-1993 《普通承力件用高温合金 热轧和锻制棒材》
GH1131高温合金化学成分
GH1131高温合金化学成分
C ≤0.10 N Cr Ni W 4.80～6.00 Si Mo 2.800～3.5 0 P Fe 余 S
19.00～22.0 25.0～30.0 Nb Mn
0.15～0.30
0.70～1.30
1.20
0.80
0.020
0.020
GH1131高温合金热性能
1.457
1.452
1.423
1.393
1.357
GH1131高温合金组织结构
• GH1131组织结构 • 合金在固溶状态的组织除奥氏体基体外， 还有一次Z向[(W,Nb)CrN]和微量NbC，其 总量约占合金的1.43%，以杂质式均匀分布。 合金经700~950℃，20h长期时效后，析出 L相和少量M6C相，Z向也有补充析出，但 随着时效时间的延长，析出变化不大。L相 属FeMo型，800℃是L相的析出高峰， 900℃开始回溶。M6C在950℃时效时析出 量较多，其他时效温度的析出量不变。
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冷轧压下率为20%~30%，平整量为1%~3%。
• 焊接性能
• 合金具有良好的焊接性能，可采用点焊，缝焊和氩弧焊等方法进行连 接，并可获得伴以的接头温度。该合金可与 GH3030,GH3039,GH3044和GH1140等合金焊接，接头性能良好。
GH1131高温合金处理工艺
• 零件热处理工艺 • 板材零件的最终热处理温度为 1150℃±10℃或1080℃~1120℃，中间热 处理温度为1000℃±10℃。空冷。 • 表面处理工艺 • 合金薄板在软化热处理和成品热处理后， 未清除板的氧化皮均需进行碱、酸洗，而 对成品热处理的薄板进行碱、酸洗外，还 要进行白化处理。
热导率
θ/℃ λ/（W/ （m· C）） 100 10.46 200 12.13 300 13.80 400 16.32 500 17.99 600 19.25 700 20.92 800 22.59 900 24.69
线胀系数
θ/℃ 20～10 0 20～20 0 20～30 0 20～40 0 20～50 0 20～60 0 20～70 0 20～80 0 20～90 0 20～10 00 20～10 00
GH1131高温合金成形焊接性能
• 成形性能
• 钢锭锻造加热温度为1120℃±20℃，开锻温度大于980℃，终锻温度 不低于900℃，一次加热的变形程度为40%。板坯轧制加热温度为 1150℃±20℃，开轧温度大于1050℃，终轧温度不低于900℃，最后 一道压下率不小于10%，薄板热轧的粗轧加热温度为1160℃±10℃， 精轧加热温度为1060℃±10℃，开轧温度大于1000℃，终轧温度不 低于800℃，热轧的火次及道次不限。中间淬火温度为1150℃±10℃。
钢和丝材等。可用于制作在700～1000℃短时工 作的火箭发动机和在700病理学750℃长期工作的 航空发动机的高温部件。
GH1131高温合金牌号
• 材料牌号： GH1131(GH131) • 相近牌号： • Х21Н28В5М3БАР • ЭЛ126 • ВЖ100(俄罗斯)
GH1131高温合金技术标准
GH1131铁基高温合金
GH1131铁基高温合金概述
• GH1131概述
• GH1131是一种以钨、钼、铌、氮等元素复合固 溶强化的高性能铁基高温合金，含镍量约为28%，
但其热强性水平却与GH3044合金。 合金具有良
好的热加工塑性和焊接、冷成型工艺性能。主要
品种主要产品 有冷轧薄板、热轧中板、棒材、扁