用低膨脹高溫合金做薄壁靜子結(jié)構(gòu)部件,如機(jī)匣、密封環(huán)等,可使控制部件間隙簡單易行,降低發(fā)動機(jī)重量和成本,提高飛機(jī)性能1.。在現(xiàn)有低膨脹高溫合金中, IN783合金密度低,同時還具有良好的抗氧化性和抗缺口敏感性能。該合金調(diào)整Ni,Fe和Go 的比率,加入y相組成元素Nb和Ti,并將Al含量提高到5.4% ,形成了y-Y'-β三相共存的組織;同時添加3%的Cr ,在不顯著影響熱膨脹性能的條件下,來提高抗氧化和抗鹽霧腐蝕能力。

相對于其它低膨脹合金, IN783合金的室溫和高溫拉伸塑性較高，強(qiáng)度較低']。IN783的標(biāo)準(zhǔn)熱處理制度中采用了和IN718合金相同的時效制度,但 IN783合金Al含量要高于IN718 ,其相析出行為也會有所不同。對IN783合金熱處理的研究[3.4]表明,改變熱處理制度對IN783合金的拉伸.持久和疲勞性能都有影響。但針對IN783合金的熱處理保溫時間和冷卻速率方面的研究更少。

本文重點考察了改變熱處理制度對拉伸性能的影響。

用真空感應(yīng)熔煉10kg 錠,經(jīng)均勻化退火.鍛造最后軋成p18mm圓棒。試驗用料設(shè)計成分( wt - %)為:Fe( bal. ) , Ni(28.5 ) ,Co(34.0 ) ,Cr(3.0 ),Al(5.4 ),Nb(3.0 ) , Ti(0.1 ),c(0. O1 )。

切取試樣,分別進(jìn)行以下熱處理,研究對650℃拉伸、室溫拉伸性能的影響:(1)在1150℃固溶1 h,水冷;在845保溫4h,空冷;再分別在740℃,720°℃,700℃,675℃保溫8h后,以55℃/h冷速爐冷到621℃ ,再在621℃保溫8h后空冷。比較高溫固溶產(chǎn)生大晶粒后,第二階段時效開始溫度對拉伸性能的影響。(2)在1115℃固溶1 h,水冷;在845℃保溫4h,空冷;再在721℃分別保溫20、1 4,8 ,4h,以55℃/h冷速爐冷到621℃,再在621℃保溫8h后空冷。比較低溫固溶小晶粒時,721℃時效時間對拉伸性能的影響。(3)在1115℃固溶1h,水冷;在845℃保溫4h ,空冷;再在721℃保溫8h后分別以①空冷.255℃/h爐冷到621 ℃后再空冷,355℃/h爐冷到621℃,再在621℃保溫8h,空冷。考察721℃時效后,不同冷卻速率對性能的影響。

實驗結(jié)果

當(dāng)固溶溫度較高( 1150℃)時,第二階段開始時效溫度對合金650℃拉伸性能的影響見圖1?？梢?隨著第二階段開始時效溫度的提高,合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度小幅上升,屈服強(qiáng)度在590 - 61 0MPa間,抗拉強(qiáng)度在830 -865MPa間,塑性在高于721 ℃時效降低明顯,都高于20%當(dāng)固溶溫度較低(1115℃)時,第二階段時效開始溫度為721℃時，保溫時間對合金室溫和650℃拉伸性能的影響見圖2和圖3。隨著時效時間延長,室溫拉伸屈服強(qiáng)度緩慢升高,但抗拉強(qiáng)度有緩慢降低的趨勢;室溫拉伸延伸率有逐漸降低趨勢,但斷面收縮先增加后降低(圖2)。在721℃時效8h時,650℃強(qiáng)度最高,而后降低非常緩慢。650℃塑性也出現(xiàn)先增加后降低的趨勢,峰值出現(xiàn)在14h時。相比于圖1 a ,低溫固溶后的650℃強(qiáng)度整體高于高溫固溶狀態(tài)。綜上選擇721℃保溫8h做為第一階段y'時效條件對室溫和650℃拉伸性能較為有利。

721℃時效8h后,不同冷速對室溫強(qiáng)度的影響如圖4所示。當(dāng)時效后的冷速由空冷調(diào)整為爐冷到621℃再空冷后,強(qiáng)度有明顯增加,屈服強(qiáng)度由730MPa增加到790MPa,抗拉強(qiáng)度由1150MPa升高到1200MPa;斷面收縮率稍有增加,延伸率變化不大。當(dāng)在621℃保溫8h后,屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度再增加30MPa ,塑性變化不大。

相比于固溶溫度為1150℃時,固溶溫度為1115℃時,合金的拉伸強(qiáng)度更高,塑性無明顯變化。第二階段時效溫度升高,強(qiáng)度緩慢增加，塑性逐漸降低。第二階段時效時間延長后,室溫和650℃強(qiáng)度先增加逐漸降低,塑性緩慢降低。721℃時效后冷速變慢對強(qiáng)度有利。在721 ℃時效8h后以55℃/h冷速爐冷到621℃再保溫8h 后,空冷可以使CH6783合金獲得良好的強(qiáng)度和塑性配合。