細(xì)晶鑄造

望山石 · 發(fā)表于 2006-9-30 17:50:16

國外近二十年來集中力量發(fā)展了高溫合金定向鑄造和單晶鑄造技術(shù)，主要是為了提高航空發(fā)動機(jī)高壓渦輪葉片的高溫工作能力，從而增大發(fā)動機(jī)的推力，并延長其工作壽命。與此同時(shí)，航空發(fā)動機(jī)的惡劣工況對在中低溫條件下工作的低壓渦輪葉片、整體葉盤和渦輪機(jī)匣等高溫合金鑄件的低周疲勞壽命提出了更高要求。但是這類鑄件在普通熔模精鑄工藝生產(chǎn)條件下，一般為粗大的樹枝晶或柱狀晶，晶粒平均尺寸大于4mm，較典型的為4~9mm。由于晶粒粗大及組織、性能上的各向異性，很容易導(dǎo)致鑄件在使用過程中疲勞裂紋的產(chǎn)生和發(fā)展，這對于鑄件的疲勞性能尤其是低周疲勞性能極為不利，并且造成鑄件力學(xué)性能數(shù)據(jù)過于分散，降低了設(shè)計(jì)容限。隨著對發(fā)動機(jī)的整體壽命和性能要求的進(jìn)一步提高，改善鑄件的中低溫疲勞性能及其他力學(xué)性能顯得十分重要。這便導(dǎo)致了細(xì)晶鑄造技術(shù)的產(chǎn)生和發(fā)展。

工業(yè)發(fā)達(dá)國家，尤其是美國和德國，早在20世紀(jì)70年代末就開展了高溫合金細(xì)晶鑄造技術(shù)的研究和應(yīng)用，在20世紀(jì)80年代中后期該項(xiàng)技術(shù)發(fā)展趨于成熟，目前正在航空、航天工業(yè)領(lǐng)域中擴(kuò)大其應(yīng)用范圍，如美國Howmet公司利用細(xì)晶鑄造技術(shù)成功地制造了Mod5A、Mar-M247、IN713C、1N718等高溫合金整體渦輪，使渦輪的低周疲勞壽命提高了2~3倍。德國、法國在新型號航空發(fā)動機(jī)上也采用了細(xì)晶整體渦輪鑄件。國內(nèi)對高溫合金細(xì)晶鑄造技術(shù)的研究從20世紀(jì)80年代末開始起步，經(jīng)過“八五”和“九五”期間的研究和應(yīng)用，我國航空制造業(yè)建立了專門的細(xì)晶鑄造設(shè)備，對高溫合金細(xì)晶鑄造工藝進(jìn)行了較系統(tǒng)的試驗(yàn)，研制了一批鎳基高溫合金細(xì)晶鑄件，并已應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)中，在細(xì)晶鑄造研究領(lǐng)域內(nèi)取得了重要的進(jìn)展。

1 細(xì)晶鑄造的特點(diǎn)和工藝方法

1.1 細(xì)晶鑄造的特點(diǎn)
    細(xì)晶鑄造技術(shù)或工藝（FGCP）的原理是通過控制普通熔模鑄造工藝，強(qiáng)化合金的形核機(jī)制，在鑄造過程中使合金形成大量結(jié)晶核心，并阻止晶粒長大，從而獲得平均晶粒尺寸小于1.6mm的均勻、細(xì)小、各向同性的等軸晶鑄件，較典型的細(xì)晶鑄件晶粒度為美國標(biāo)準(zhǔn)ASTM0~2級。細(xì)晶鑄造在使鑄件晶粒細(xì)化的同時(shí)，還使高溫合金中的初生碳化物和強(qiáng)化相γ＇尺寸減小，形態(tài)改善。因此，細(xì)晶鑄造的突出優(yōu)點(diǎn)是大幅度地提高鑄件在中低溫（≤760℃）條件下的低周疲勞壽命，并顯著減小鑄件力學(xué)性能數(shù)據(jù)的分散度，從而提高鑄造零件的設(shè)計(jì)容限。同時(shí)該技術(shù)還在一定程度上改善鑄件抗拉性能和持久性能，并使鑄件具有良好的熱處理性能。
    細(xì)晶鑄造技術(shù)還可改善高溫合金鑄件的機(jī)加工性能，減小螺孔和刀刃形銳利邊緣等處產(chǎn)生加工裂紋的潛在危險(xiǎn)。因此該技術(shù)可使熔模鑄件的應(yīng)用范圍擴(kuò)大到原先使用鍛件、厚板機(jī)加工零件和鍛鑄組合件等領(lǐng)域。在航空發(fā)動機(jī)零件的精鑄生產(chǎn)中，使用細(xì)晶鑄件代替某些鍛件或用細(xì)晶鑄造的錠料來做鍛坯已很常見。
1.2 細(xì)晶鑄造的工藝方法
    細(xì)晶鑄造晶核的增殖來源于合金液中已存在的或外加的固體形核基底成形核心作用，因此，細(xì)化晶粒的關(guān)鍵是增加合金液中的形核基底的數(shù)量。目前增加形核基底的數(shù)量的基本方法大致可分為三大類：熱控法或改變鑄造參數(shù)法（VCP法）、動力學(xué)法（或機(jī)械法）和化學(xué)法。這也是細(xì)晶鑄造的三類基本工藝方法，如表1所示。
6 I' l' {; P; S% X5 X

表1 細(xì)晶鑄造的工藝方法

v' Y* K, v3 ` 類別	7 I! U3 \|" u# z# G1 ~6 V 熱控法（Thermal Control Method)	( v( c8 s1 ~/ D8 i E* ? 動力學(xué)法（Dynamic Method）	3 x: R6 q5 R. o2 u; G1 g8 ?6 F 化學(xué)法（Chemical Approach）
. p$ P; C. U4 c! G% @9 V% a 工藝原理	: f4 u5 M: j4 d$ o- d 在靜態(tài)鑄型條件下，通過控制鑄型溫度，降低合金精煉溫度和時(shí)間，使分散于熔液中作為形核基底的碳化物保留下來，并較大幅度地降低澆注過熱度，增大鑄件冷卻速度，以達(dá)到限制晶粒長大和細(xì)化晶粒的目的	5 j0 k/ Q4 I, f( d6 b9 e' H, Y1 l9 I/ `0 c 在澆注和凝固過程中施加外力迫使合金液產(chǎn)生振動、攪動等運(yùn)動，已凝固的枝晶被破碎并使之遍布于整個(gè)熔液中，從而形成更多的有效晶核，并限制了晶粒的長大。常見的方法有：（1）一般方法：旋轉(zhuǎn)鑄型法、機(jī)械振動法、超聲波振動法、電磁攪動法等；（2）Grainex法、Mould-Agitation法；（3）Microcast-X法	# L0 J: ^& n% B4 f 通過向熔液中加入有效形核劑，形成大量的非均勻質(zhì)核心而使晶粒細(xì)化。典型的如添加元素B、稀土元素、Ni-Al中間化合物等
/ G1 i; S% R3 f5 {9 V) c' S/ { 工藝參數(shù)	% s( S3 O' V' a& J9 N; J) I& R/ s 鑄型溫度(t_型)、澆注溫度)t_澆)及精煉溫度(t_精)等	- x3 G- B' H* } 澆注溫度(t_鑄)和鑄型旋轉(zhuǎn)振動參數(shù)(速度、頻率)以及鑄型冷卻速率等	% b/ i6 Q4 l- F4 q 精煉溫度(t_精)、形核劑加入量及其加入制度等
8 u7 S* S2 V7 \ 晶粒細(xì)化典型尺寸范圍	7 c% F9 k+ R, S 1.60～0.18mm	9 K1 F2 I2 C, X8 w( [, ^) s 0.36～0.07mm	3 o E$ j* X) d% W 1.25～0.12mm
# x _5 Y ]6 G8 y% _" x 優(yōu)缺點(diǎn)	1 r1 X* u1 R2 c2 D2 U! H' E 工藝簡單，但鑄件容易欠鑄、晶粒度不均勻	3 Y5 r! U/ m7 {1 {0 B7 ? 晶粒度均勻、合金純凈度高、成形能力好，但需要建立專用的細(xì)晶鑄造設(shè)備	0 G9 u$ X( j% J( p 工藝簡單，但容易引進(jìn)雜質(zhì)、改變合金成分
" u& y" X- y. t4 @8 H 適用范圍	* l+ a& o0 d2 H1 }9 I' G9 B- b 形狀簡單的小尺寸鑄件	5 l, x7 ^" s X& K 回轉(zhuǎn)體和厚大截面鑄件	! y! Y, q, f2 \|1 \|9 ~4 z 形狀簡單的小尺寸鑄件

近年來美國Howmet公司研制和發(fā)展的Grainex（簡稱GX法）和Ｍicrocast-X(簡稱ＭＸ法)細(xì)晶工藝代表著國際先進(jìn)水平的細(xì)晶鑄造工藝方法，目前已投入生產(chǎn)應(yīng)用。圖1為GX、MX法的晶粒細(xì)化典型尺寸范圍。

圖1 MX、GX法的晶粒細(xì)化尺寸范圍

其中GX法以動力學(xué)法為基礎(chǔ)，是高溫合金細(xì)晶鑄造第一代動力學(xué)法工藝，它采用較高的過熱溫度，在合金凝固過程中打碎已凝固的枝晶骨架成為結(jié)晶核心，從而細(xì)化鑄件晶粒。與熱控法相比，GX法澆注過熱度較大，因而使鑄件薄壁部分容易成形，所獲得的鑄件純凈度高，晶粒度細(xì)小而均勻，通常能達(dá)到ASTM0～２級。但晶粒形態(tài)仍保留著輕微的樹枝狀，其缺點(diǎn)是不能全面改善鑄件的晶粒形態(tài)，僅使厚截面部位晶粒細(xì)化。這種方法適用于鑄造葉盤和其他一些回轉(zhuǎn)體鑄件以及截面厚大的細(xì)晶鑄件。MX法是Howmet公司開發(fā)的第二代動力學(xué)法細(xì)晶鑄造工藝，其特點(diǎn)是將機(jī)械擾動與快速凝固相結(jié)合以獲得晶粒更加細(xì)小的晶胞組織，用此法鑄造的鑄件晶粒度能達(dá)ASTM3~5級或更細(xì)，可與變形高溫合金零件的晶粒度相媲美，因而能以比GX法更大的幅度提高鑄件的力學(xué)性能。直到目前為止，該工藝仍屬不公開的專利。但從有關(guān)資料分析，其工藝要點(diǎn)主要包括：①合金精煉后靜止降溫，使?jié)沧⑦^熱度保持在20℃以內(nèi)。②澆注時(shí)對合金液進(jìn)行機(jī)械或電磁感應(yīng)擾動，使合金液成細(xì)小的液滴流注入預(yù)熱鑄型的型腔。③在鑄型內(nèi)擾動合金液并提高鑄型對合金液的冷卻強(qiáng)度，使鑄件在整個(gè)截面上都能生成均勻、細(xì)小、非枝晶的晶胞組織。MX法現(xiàn)主要用于生產(chǎn)鎳基高溫合金的熔模鑄件、鑄錠和可鍛坯件。

在20世紀(jì)90年代中期國內(nèi)研究和開發(fā)了屬于動力學(xué)法范疇的細(xì)晶鑄造工藝——鑄型攪動法（Mould-Agitation法），簡稱MA法，并建立了ZGX-25型細(xì)晶鑄造真空感應(yīng)爐。利用該設(shè)備可鑄造出外形尺寸達(dá)300mm、重量達(dá)50kg的細(xì)晶鑄件。在該設(shè)備上不但能用化學(xué)法和熱控法鑄造細(xì)晶葉片、細(xì)晶整體結(jié)構(gòu)件，而且還可用鑄型攪動法生產(chǎn)出純凈度較高的細(xì)晶整體葉盤、渦輪等回轉(zhuǎn)體鑄件。其工藝原理與GX法相近，如圖2所示。

圖2 MA法工藝原理示意圖

    ZGX-25型細(xì)晶鑄造爐具有預(yù)熱鑄型的加熱器，并有能使鑄型單向/雙向旋轉(zhuǎn)功能的機(jī)構(gòu)。鑄型攪動法（MA法）細(xì)化鑄件晶粒基于在凝固過程中對枝晶破碎、增殖形核質(zhì)點(diǎn)的原理。具體工藝步驟為：將模殼裝卡在專用的鑄型系統(tǒng)中，并預(yù)熱至規(guī)定的型殼溫度。在對合金熔液精煉干凈后，調(diào)整好澆注溫度，然后澆入型殼中，靜止一段時(shí)間后，鑄型雙向攪動，直到凝固完畢。
    在金屬液凝固過程中，通過鑄型攪動使鑄型壁上最初形成的枝晶被破碎，破碎的枝晶分布于整個(gè)合金液中，因而創(chuàng)造了有效的形核核心，導(dǎo)致鑄件產(chǎn)生細(xì)小、均勻和等軸的晶粒。此外，鑄型中心到鑄型壁的熱梯度得到降低，因此不管鑄件截面厚度如何變化，都能獲得較均勻的等軸晶。
    鑄型攪動法主要控制的攪動參數(shù)為：澆注后合金液在鑄型內(nèi)的靜止時(shí)間τ_靜；正轉(zhuǎn)/反轉(zhuǎn)的時(shí)間τ_正反；正轉(zhuǎn)反轉(zhuǎn)之間換向時(shí)間τ_換；正轉(zhuǎn)/反轉(zhuǎn)的轉(zhuǎn)速v_正反；雙向轉(zhuǎn)動的總時(shí)間為τ_總。實(shí)驗(yàn)中通過變化合金的澆注過熱溫度Δt_澆及攪動參數(shù)來得到不同的晶粒度。
    鑄型攪動工藝的優(yōu)點(diǎn)在于采用比熱控法細(xì)晶工藝高得多的澆注溫度，因而鑄件純凈度高，薄壁部位容易成形。相比之下，傳統(tǒng)的熱控法細(xì)晶鑄造工藝和硼化物沉淀工藝主要依賴于很低的澆注溫度，因而導(dǎo)致了非金屬夾雜物的誘入。

  2 細(xì)晶鑄造舉例

    采用鑄型攪動法細(xì)晶鑄造生產(chǎn)了某航空發(fā)動機(jī)上在中溫條件（470~750℃）下使用的整體渦輪。該整體渦輪直徑為147mm，鑄件毛重10.5kg，用K418B鎳基高溫合金鑄造，其主要化學(xué)成分見表2。
    熔模型殼用硅酸乙酯-剛玉砂制殼工藝制成。合金的熔煉和澆注在自制的ZGX-25型細(xì)晶鑄造真空感應(yīng)爐內(nèi)進(jìn)行。鑄型在爐內(nèi)可雙向旋轉(zhuǎn)，對注入型腔內(nèi)的合金液體施加雙向攪動作用。細(xì)晶鑄造的工藝參數(shù)見表3。
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表2 K418B合金主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）
9 l; ]; P. ^: ~7 d& ?/ y: S

. M+ [3 q5 \ W' H; e# V2 W C	+ F5 x+ D# N' i1 x+ q6 `' \" V Cr	' v$ g7 z* _2 I3 o M6 R Mo	7 M, W6 q( V2 v! U Ti	. d2 a6 t5 P, ~: Q0 @& C; ?( Y3 s Al	' s E- [' J2 B: c5 Z7 S {" V Zr	& C7 I. v- Y+ ~% f; z3 T7 Y; y* ]* @ B	* k9 S+ ~, E7 s# u Ni
( U" X p V2 \|% }( w 0.045	; p( X$ _6 N6 @1 J7 F; o$ x 12.34	9 D; P. d6 k: W- e8 A& E, M8 ], N 4.37	+ b- F6 C1 j3 C1 z+ K+ {6 B5 J% e 0.79	" c$ J ]7 Y7 ^& Y: d 5.83	) D+ A! h: H) g* g% j 0.060	. `# a" c1 ~0 W; O 0.011	c+ q: T, `- Q5 z 余量

表3 K418B合金整體渦輪的細(xì)晶鑄造工藝參數(shù)

7 f' ~1 ^* v9 t$ L2 ^: X 鑄型溫度t_型/℃	( h! g3 G4 C0 _3 S; i! f; T 澆注過熱度Δt_澆/℃	7 k! Q( `4 B5 h, e: X3 f5 w: q 攪動參數(shù)
7 f' ~1 ^* v9 t$ L2 ^: X 鑄型溫度t_型/℃	( h! g3 G4 C0 _3 S; i! f; T 澆注過熱度Δt_澆/℃	8 F( p2 Z8 v* j τ_靜/ s	' I2 R' H. {' V- u τ_正反/ s	, ^: J3 n& _& w1 d# U& y τ_換/ s	' D1 q+ X; S/ C! v v_正反/ r﹒min^-1	( U, W% [4 J2 L4 \|0 F# E τ_總/ min
7 B2 c `$ } J0 o+ w 900~1000	: G4 ` h; ~) ~: @" M 60~80	- t2 T4 M4 J! n% _, L3 {9 c 45	}0 B% V+ r7 _, ~7 @6 a 3~5	0 l7 K/ \|* }# ~0 b) U1 G; S 2	) Q+ I. m( u! ~6 v+ o( U2 _) d 100	; ^* O8 k6 q$ _6 Q 5

細(xì)晶渦輪經(jīng)過熱等靜壓（HIP）和熱處理。熱等靜壓工藝為：1200℃/150MPa/4h；熱處理工藝為:1180℃，2h，空冷+930℃，16h，空冷。在熱處理后渦輪的輪轂部位沿軸向切取性能試棒，測定室溫和高溫抗拉性能、高溫持久性能和低周疲勞性能。低周疲勞試驗(yàn)在美國MTS-809電液伺服閉環(huán)回路疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。為了便于比較，從K418B合金普通鑄造渦輪上切取試棒，其處理工藝、測試條件與細(xì)晶渦輪相同。

1．細(xì)晶鑄造對鑄件晶粒度形態(tài)及顯微組織的改善在上述細(xì)晶鑄造工藝條件下，所獲得的K418B合金細(xì)晶渦輪各部位晶粒度列于表4。它與普通鑄造條件下的渦輪晶粒度對比示于圖3。

表4 細(xì)晶渦輪各部位的晶粒度等級

( w5 L$ y" D/ n8 {* o 部位	* n& W! r% N% w 輪轂	0 Z( P! Y9 ^1 z( v" x) `* g% W* V 輪輻	7 l6 h! h5 }4 ]& [+ d% J2 H# _ 輪葉
4 u2 v" A" [, ~8 p& o l% s9 K ASTM晶粒度級別	3 p T( j% Q& a- Q3 x ASTM0~3	6 z- V9 Z1 K7 ` ASTM2~ASTM M9	0 a3 \) `3 W9 r4 \9 n+ a ASTM2~4
% ?3 \|" B9 q2 g0 _0 l 晶粒平均直徑/mm	) R( b5 m' X% L, d( \- S3 t 0.125~0.36	+ ?, c' E) P/ F& R. ^ 0.18~1.6	( a9 V/ h( z0 \) u 0.09~0.18

圖3 K418B合金細(xì)晶渦輪與普通鑄造渦輪剖面晶粒度的比較

a) 細(xì)晶鑄造 b) 普通鑄造

圖4為輪轂部位微觀晶粒比較，由圖可見，細(xì)晶鑄造使渦輪的輪轂部位晶粒形態(tài)得到很大改善。由普通鑄造的粗大樹枝晶變成為較均勻的等軸晶，晶粒平均尺寸也由普通鑄造的3~15mm減小至0.125~0.36mm。

圖4 輪轂部位微觀晶粒比較 ×100

a) 細(xì)晶鑄造 b) 普通鑄造

細(xì)晶鑄造和普通鑄造渦輪的初生MC型碳化物及γ＇相的大小、形貌比較分別如圖5和圖6所示。

圖5 K418B合金整體渦輪鑄態(tài)初生MC型碳化物 ×100

a) 細(xì)晶鑄造 b) 普通鑄造

圖6 K418B合金整體渦輪鑄態(tài)γ＇相 ×2000

a) 細(xì)晶鑄造 b) 普通鑄造

觀察結(jié)果表明，普通鑄造渦輪的初生碳化物（MC）呈現(xiàn)塊狀、條狀分布，尺寸較大；而細(xì)晶鑄造的初生碳化物（MC）呈顆粒狀彌散分布，尺寸小。這說明該細(xì)晶鑄造工藝對初生碳化物（MC）有一定的破碎和細(xì)化作用。
細(xì)晶渦輪γ＇相分布均勻，形態(tài)規(guī)則，主要呈方塊狀，尺寸很小。而普通鑄造渦輪的γ＇相則較粗大，形狀也不規(guī)則。因此細(xì)晶鑄造的凝固條件改善了γ＇相的分布形態(tài)。

2．細(xì)晶鑄造對鑄件力學(xué)性能的影響 * _ F' G& Z% C$ {) J

（1）室溫和高溫抗拉性能：K418B合金細(xì)晶鑄造和普通鑄造渦輪兩者抗拉性能之間的差距見圖7。
2 s9 t% d& l- E N

9 P8 H5 O$ F' E' T

圖7 細(xì)晶鑄造和普通鑄造渦輪抗拉性能的比較

————K418B合金細(xì)晶鑄造－－－－K418B合金普通鑄造

從圖7可知，在不同試驗(yàn)溫度下，細(xì)晶鑄造（FG）的抗拉性能均優(yōu)于普通鑄造（CC）。在20~750℃范圍內(nèi)，前者的抗拉強(qiáng)度σ_b比后者平均提高了20%；屈服強(qiáng)度σ_0.2前者比后者平均提高了12.5%。

當(dāng)試驗(yàn)溫度再提高時(shí)，兩者差距縮小。在整個(gè)溫度范圍內(nèi)的伸長率，除20℃和650℃時(shí)，細(xì)晶鑄造比普通鑄造平均提高約20%外，其他溫度下提高均超過30%。至于在不同溫度下的彈性模量E，細(xì)晶鑄造與普通鑄造基本相同。

（2）持久性能：K418B合金細(xì)晶鑄造渦輪不同溫度的持久試驗(yàn)數(shù)據(jù)及設(shè)計(jì)指標(biāo)見表10-5。可見，細(xì)晶鑄造渦輪的持久性能遠(yuǎn)高于設(shè)計(jì)指標(biāo)，從而使鑄件工作性能更可靠。

表5 細(xì)晶渦輪持久性能及設(shè)計(jì)指標(biāo)

, t$ W( h$ t; v8 i" f 試驗(yàn)溫度/℃	1 k0 p; [; e2 l+ N" A3 { 760	% {! p" P1 b1 h* w 980
$ L8 l( A9 n' E1 Z( ~$ o' h* M 試驗(yàn)應(yīng)力/Mpa	2 t m4 m* \|0 l' j& A# I 530	9 b3 e2 F+ ~. Y( c& r7 h8 o, m/ M 150
# p6 d8 E0 v7 A+ u x+ \|0 z 試驗(yàn)值壽命/h	% l! U$ `/ s9 u 162.8	* ?! Z% R% o- T# u; b2 ^ 71.5
5 \|# h) L0 _# y4 \| M& k" s 設(shè)計(jì)值壽命/h	- G" v$ \+ `; c* I9 s ≥50	. t+ c4 K( H$ F4 N: \ ≥30

（3）低周疲勞性能：450℃和650℃的低周疲勞試驗(yàn)結(jié)果見圖10-8（圖中的R為應(yīng)力比）。試驗(yàn)溫度為450℃和650℃時(shí)，在整個(gè)應(yīng)變范圍內(nèi)，細(xì)晶鑄造（FG）較普通鑄造（CC）的低周疲勞壽命改善的幅度較為穩(wěn)定。其中細(xì)晶鑄造渦輪在450℃的低周疲勞壽命，當(dāng)應(yīng)變幅Δε/2=3×10^-3和6×10^-3時(shí)，分別為普通鑄造的7.41的7.76倍。而在650℃時(shí)的細(xì)晶鑄造渦輪的低周疲勞壽命，當(dāng)應(yīng)變幅Δε/2=3×10^-3和6×10^-3時(shí)，分別為普通鑄造的12.12倍和4.44倍。

圖8 細(xì)晶鑄造和普通渦輪低周疲勞性能的比較

a) 450℃ b) 650℃

    因此，細(xì)晶鑄造使K418B合金整體渦輪的低周疲勞壽命得到大幅度提高，在450~650℃范圍內(nèi)至少為普通鑄造的4倍。
    細(xì)晶鑄造改善材料低周疲勞的原因在于，當(dāng)循環(huán)外力作用時(shí)，滑移在細(xì)小、均勻、各向同性的等軸晶粒組織中得以均勻地進(jìn)行，這便緩和了應(yīng)力集中，從而使疲勞裂紋形成期延長。
    在相同的循環(huán)外力作用下，普通鑄造的疲勞波紋間距較寬，即裂紋擴(kuò)展速率da/dN較大，而細(xì)晶鑄造的疲勞波紋間距細(xì)小而均勻。斷口的觀察結(jié)果也證實(shí)了這一點(diǎn)，如圖9所示。
! s) c: c7 f- t! N+ q

圖9 疲勞波紋間距 ×2000

a) 細(xì)晶鑄造 b) 普通鑄造

裂紋在晶內(nèi)向前推進(jìn)時(shí)，一方面受到阻力，另一方面被迫采用不同方向并使疲勞波紋間距減小。所以晶界是疲勞裂紋擴(kuò)展的一種障礙，晶粒越細(xì)小，這種障礙作用越強(qiáng)烈。

總之，細(xì)晶粒通過控制滑移的均勻性，約束形變帶，降低疲勞裂紋的擴(kuò)展速率來改善材料的低周疲勞性能。

細(xì)晶鑄造使合金的初生MC型碳化物和γ＇相尺寸減小，形態(tài)改善，這同樣有利于低周疲勞性能的提高。

飛虎119 · 發(fā)表于 2006-9-30 19:20:03

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細(xì)晶鑄造

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