GH3128 GH3128是以钨、钼固溶强化并用硼、铈、锆强化晶界的镍基合金，具有高的塑性，较高的持久蠕变强度以及良好的抗氧化性和冲压、焊接等性能。其综合性能优于GH3044和GH3536等同类镍基固溶合金。适合于制造在950℃下长期工作的航空发动机的燃烧室火焰筒、加力燃烧室壳体、调节片及其他高温零、部件，主要产品为冷轧薄板，也可供应热轧板、棒材、锻件、丝材和管材。 1.1 GH3128 材料牌号 GH3128 1.2 GH3128 相近牌号 1.3 GH3128 材料的技术标准 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》 GJB 3317-1998 《航空用高温合金热轧板规范》 1.4 GH3128 化学成分 C Cr Ni W Mo Al Ti Fe B Zr Ce Mn Si P S 不大于 ≤0.05 19.0～22.0 余量 7.5～9.0 7.5～9.0 0.40～0.80 0.4～0.80 0.2 0.005 0.06 0.05 0.50 0.80 0.013 0.013 注：B、Ce、Zr按计算量加入。 1.5 GH3128 热处理制度 交货状态固溶温度为1140～1180℃，空冷。高温性能经1200℃补充固溶处理后进行检验。 1.6 GH3128 品种规格和供应状态 供应的冷轧薄板δ0.8～4.0mm、热轧板δ4～14mm、冷拉焊丝d0.3～10mm。冷轧板和热轧板于固溶和酸洗后供应；焊丝于冷拉、半硬或固溶和酸洗状态供应。 1.7 GH3128 熔炼和铸造工艺 非真空或真空感应炉加电渣重熔。 1.8 GH3128 应用概况与特殊要求 合金适用于制造在950℃以下工作的航空发动机燃烧室和加力燃烧室零部件，使用效果良好。 二、GH3128 物理及化学性能 2.1 GH3128 热性能 2.1.1 GH3128(GH128) 熔化温度范围 1340～1390℃[1]。 2.1.2 GH3128(GH128) 热导率 θ/℃ 100 200 300 400 500 600 700 800 900 950 λ/（W/（m·℃）） 11.30 12.56 14.24 15.49 16.75 18.42 19.68 21.35 23.02 23.86 2.1.3 GH3128 线膨胀系数 见表2-2。 2.1.4 GH3128 热扩散率 θ/℃ 18～100 18～200 18～300 18～400 18～500 18～600 18～700 18～800 18～900 18～1000 α/10-6℃-1 11.25 11.86 12.68 12.80 13.37 13.68 14.46 15.19 15.66 16.29 2.2 GH3128密度 ρ=8.81g/cm3[2]。 2.3 GH3128电性能 电性阻率表2-4。 2.4 GH3128磁性能 合金无磁性 θ/℃ 25 100 200 300 400 500 600 700 800 900 Q/（10-6m2/S）） 2.30 2.49 2.78 3.08 3.39 3.69 3.88 4.16 3.92 4.16 θ/℃ 17 850 900 950 1000 1050 1100 1150 p/（10-6Ω.M）） 1.37 1.42 1.39 1.40 1.39 1.38 1.38 1.39 2.5 GH3128化学性能 2.5.1 GH3128抗氧化性能 合金在空气介质中试验100h后的氧化速率 θ/℃ 900 1000 1100 氧化速率/（g/(m2·h）） 0.055 0.236 0.269 2.5.2 耐腐蚀性能 海洋性燃气腐蚀性能 试验制度 试样尺寸/mm 失重/(mg/cm2) 宏观检查 900℃，27h 1.5×15×30 2.2 表面完好 注：试验条件是空气与燃料之比为39：1，盐氛浓度为106×10-6，燃料为0号柴油。 三、GH3128力学性能 GH3128标准规定的性能 品种 试样状态 θ/℃ 拉伸性能 持久性能 σb/MPa δ5/% σ/MPa δ/mm t/h δ5/% 不小于 热轧板 交货状态 20 735 40 - - - - 交货状态＋1200℃，空冷 950 175 40 - - - - 冷轧薄板 交货状态 20 735 40 - - - - 交货状态＋1200℃，空冷 950 175 40 规范Ⅰ 54 >1.2 ≤1.2 ≥23 ≥20 实测 实测 规范Ⅱ 39 ≥1.5 <1.5～1.0 ≤1.0 ≥100 ≥80 ≥70 实测 实测 实测 注：持久性能的初次检验按规范Ⅰ进行。按规范Ⅰ进行检验不合格时，允许按规范Ⅱ重新检验。 四、GH3128(GH128) 组织结构 4.1 GH3128相变温度 4.3 GH3128合金组织结构 合金在固溶状态为单相奥氏体组织，含有少量细小均匀分布的TiN和M6C。在长期时效过程中析出M6C、μ、αw和M23C6相。μ相的析出温度范围是700～1050℃，最大析出量为3.49%。M23C6相在700～800℃时效后析出，析出量仅为0.14%。aw相是在900℃长期时效后发现的，200h达到析出高峰，其量为0.86%。断续延长时效时间，板出量下降。时效时间对析出量的影响。 五、 GH3128（GH128）工艺性能与要求 5.1 GH3128成形性能 5.1.1 GH3128板材反复弯曲和冲压性能。 终锻温度大于900℃；板坯轧制加热温度为1170℃±10℃，终轧温度大于900℃；薄板热轧加热温度为1140～1180℃，终轧温度大于800℃。冷轧总压下率为30%～50%。 熔炼工艺 试样厚度/mm 试样状态 反复弯曲次数 杯突深度/mm 极限深冲系数 感应加电渣 感应加真空电弧 1.5 1.5 1150℃，空冷 供应状态 24 30 11.5 12.9 2.0 --- 5.2 GH3128焊接性能 板材焊接性能良好，可采用氩弧焊、缝焊和点焊等方法焊接，均能得到满意的焊接接头质量，接头强度系数大于90%，该合金可与GH3044、GH3039、GH1140、GH3030和1Cr18Ni9Ti等板材焊接。 5.2.1 GH3128焊接工艺参数 5.2.1.1 GH3128手工氩弧焊对接工艺参数 厚度/mm 焊接电流/A 弧压/V 氩气流量/(L/min) 钨极直径/mm 填料 焊速/(m/min) 1.5 95～115 10 11 2 母材切条 0.33～0.37 5.2.1.2 GH3128缝焊工艺参数 厚度/mm 二次电压/V 焊接时间/s 休止时间/s 焊接电流/A 电极电压/N 焊速/(m/min) 1.5 4.25 0.28 0.24 9800 6375～7845 0.34 5.2.2 GH3128手工氩弧焊和缝焊接头的力学性能 焊接方法 熔炼工艺 焊接材料 θ/℃ 拉伸性能 持久性能 σb/MPa 接头强度系数/% σ/MPa t/h 焊前 焊后 焊前 焊后 手工氩弧焊 感应加电渣 GH3128 800 950 419 196 392 186 95 94 - 39 - 142 - 141 感应加真空电弧 GH3128 20 800 900 950 - - - - 755 387 240 177 - - - - - - - 39 - - - - - - - 107～229 缝焊 感应加电渣 GH3128＋GH3128 800 900 950 1000 412 255 196 142 402 250 206 142 98 98 100 100 - 59 39 29 - 148 193 149 - 140 142 108 GH3128＋GH3044 800 900 950 - - - 417 245 147 - - - - - - - - - - - - 感应加真空电弧 GH3128＋GH3128 20 800 900 950 - - - - 730 363 265 181 - - - - - - - 39 - - - - - - - 146 注：板厚δ1.5mm。 5.3 GH3128零件热处理工艺 航空发动机加力燃烧室零部件的固溶处理温度为1200℃±10℃，空冷；燃烧室火焰筒零部件的固溶温度为1160℃±10℃，空冷；零件多次冲压成形时的中间处理温度为1100℃±20℃，保温时间根据零件厚度和装炉情况确定。 5.4 GH3128表面处理工艺 在高温下工作的零件可采用W-2珐琅涂层进行有效的保护。
4.2 GH3128时间-温度-组织转变曲线 μ相的析出曲线。
5.1.2 GH3128加工工艺参数 钢锭锻造时装炉温度不高于700℃，加热温度为1160℃±10℃，
高温合金是指以铁、镍、钴为基，能在600℃以上的高温及一定应力作用下长期工作的一类金属材料；并具有较高的高温强度，良好的抗氧化和抗腐蚀性能，良好的疲劳性能、断裂韧性等综合性能。高温合金为单一奥氏体组织，在各种温度下具有良好的组织稳定性和使用可靠性。
基于上述性能特点，且高温合金的合金化程度较高，又被称为“超合金”，是广泛应用于航空、航天、石油、化工、舰船的一种重要材料。按基体元素来分，高温合金又分为铁基、镍基、钴基等高温合金。铁基高温合金使用温度一般只能达到750~780℃，对于在更高温度下使用的耐热，则采用镍基和难熔金属为基的合金。 镍基高温合金在整个高温合金领域占有特殊重要的地位，它广泛地用来制造航空喷气发动机、各种工业燃气轮机最热端部件。
发展历史编辑
1、国际发展
从20世纪30年代后期起，英、德、美等国就开始研究高温合金。第二次世界大战期间，为了满足新型航空发动机的需要，高温合金的研究和使用进入了蓬勃发展时期。40年代初，英国首先在80Ni-20Cr合金中加入少量铝和钛，形成γ'相以进行强化，研制成第一种具有较高的高温强度的镍基合金。同一时期，美国为了适应活塞式航空发动机用涡轮增压器发展的需要，开始用Vitallium钴基合金制作叶片。
此外，美国还研制出Inconel镍基合金，用以制作喷气发动机的燃烧室。以后，冶金学家为进一步提高合金的高温强度，在镍基合金中加入钨、钼、钴等元素，增加铝、钛含量，研制出一系列牌号的合金，如英国的“Nimonic”，美国的“Mar-M”和“IN”等;在钴基合金中,加入镍、钨等元素，发展出多种高温合金，如X-45、HA-188、FSX-414等。由于钴资源缺乏，钴基高温合金发展受到限制。
40年代，铁基高温合金也得到了发展，50年代出现A-286和Incoloy901等牌号，但因高温稳定性较差，从60年代以来发展较慢。苏联于1950年前后开始生产“ЭИ”牌号的镍基高温合金，后来生产“ЭП”系列变形高温合金和ЖС系列铸造高温合金。70年代美国还采用新的生产工艺制造出定向结晶叶片和粉末冶金涡轮盘，研制出单晶叶片等高温合金部件，以适应航空发动机涡轮进口温度不断提高的需要。
发展至今，国际市场每年高温金属合金消费量在30万吨，广泛应用于各个领域：过去多年，全球航天业对新能源飞机需求旺盛，空客与波音已有超万架此类飞机等待交付。而精密机件公司是全球高温合金复杂金属零部件和产品制造的龙头企业，也为航空航天、化学加工、石油和天然气的冶炼以及污染的防治等行业提供所需的镍钴等高温合金。精密机件公司就是波音、空客、劳斯莱斯、庞巴迪等军工航天企业的指定零配件制造商 [1] 。
2、国内发展
自1956年第一炉高温合金GH3030试炼成功，迄今为止，我国高温合金的研究、生产和应用已历经60年的发展历程。60年的高温合金发展可以分为三个阶段。
第一个阶段：从1956年至20世纪70年代初是我国高温合金的创业和起始阶段。本阶段主要是仿制前苏联高温合金为主体的合金系列，如：GH4033，GH4049，GH2036，GH3030，K401和K403等。
第二个阶段：从20世纪70年代中至90年代中期，是我国高温合金的提高阶段。主阶段主要试制欧美型号的发动机，提高高温合金生产工艺技术和产品质量控制。
第三阶段：从20世纪90年代中至今，是我国高温合金的全新发展阶段。本阶段主要是应用和开发了一批新工艺，研制和生产了一系列高性能、高档次的新合金。
我国的高温合金研究主要研究单位是钢铁研究总院、北京航空材料研究院、中国科学院金属研究所、北京科技大学、东北大学、西北工业大学等，主要生产企业有：中航工业、钢研高纳、炼石有色、抚顺特钢、高钢特钢和第二重型机械集团万航模锻厂（二重）等。在此基础上，我国已具备了高温合金新材料、新工艺自主研发和研究的能力。
虽然高温金属合金材料在我国已发展近60年，但行业发展仍处于成长期。由于高温金属合金材料领域具有较高技术含量，该行业企业拥有较深护城河。我国高温金属合金每年需求量在2万吨以上，国内年生产量在1万吨左右，市场容量超过80亿元，其中进口占比较大。未来20年我国各类军机采购需求在2800架左右，民用飞机采购数量在5400架左右，对应的高温合金需求在1500亿以上，再加上500亿的燃气轮机需求，仅高温合金空间一项就有2000亿的市场空间即将打开。
我国生产能力与需求相比存在两个缺口：
（1）生产能力不足。我国高温合金生产企业数量有限，生产能力与需求之间存在较大缺口，在燃气轮机、核电等领域的高温合金主要还依赖进口。
（2）高端产品难以满足应用需求。我国的高温合金生产水平与美国、俄罗斯等国有着较大差距，随着我国研制更高性能的航空航天发动机，高温合金材料在供应上存在无法满足应用需求的现象 [1] 。
制备工艺编辑
1、铸造冶金工艺
各种先进铸件制造技术和加工设备在不断开发和完善，如热控凝固、细晶工艺、激光成形修复技术、耐磨铸件铸造技术等，原有技术水平不断提高完善从而提高各种高温合金铸件产品的质量一致性和可靠性。
不含或少含铝、钛的高温合金，一般采用电弧炉或非真空感应炉冶炼。含铝、钛高的高温合金如在大气中熔炼时，元素烧损不易控制，气体和夹杂物进入较多，所以应采用真空冶炼。为了进一步降低夹杂物的含量，改善夹杂物的分布状态和铸锭的结晶组织，可采用冶炼和二次重熔相结合的双联工艺。冶炼的主要手段有电弧炉、真空感应炉和非真空感应炉；重熔的主要手段有真空自耗炉和。
固溶强化型合金和含、钛低（铝和钛的总量约小于4.5%）的合金锭可采用锻造开坯；含铝、钛高的合金一般要采用挤压或轧制开坯，然后热轧成材，有些产品需进一步冷轧或冷拔。直径较大的合金锭或饼材需用水压机或快锻液压机锻造。
2、结晶冶金工艺
为了减少或消除铸造合金中垂直于应力轴的晶界和减少或消除疏松，近年来又发展出定向结晶工艺。这种工艺是在合金凝固过程中使晶粒沿一个结晶方向生长，以得到无横向晶界的平行柱状晶。实现定向结晶的首要工艺条件是在液相线和固相线之间建立并保持足够大的轴向温度梯度和良好的轴向散热条件。此外，为了消除全部，还需研究单晶叶片的制造工艺。
3、粉末冶金工艺
粉末冶金工艺，主要用以生产沉淀强化型和氧化物弥散强化型高温合金。这种工艺可使一般不能变形的铸造高温合金获得可塑性甚至超塑性。
4、强度提高工艺
⑴固溶强化
加入与基体金属原子尺寸不同的元素(铬、钨、等)引起基体金属的畸变，加入能降低合金基体堆垛层错能的元素（如钴）和加入能减缓基体元素扩散速率的元素（钨、钼等），以强化基体。
⑵ 沉淀强化
通过时效处理，从过饱和固溶体中析出第二相（γ’、γ"、碳化物等），以强化合金。γ‘相与基体相同，均为面心立方结构，点阵常数与基体相近，并与晶体共格，因此γ相在基体中能呈细小颗粒状均匀析出，阻碍位错运动，而产生显著的强化作用。γ’相是A3B型金属间化合物，A代表镍、钴，B代表、钛、、钽、、钨，而铬、钼、铁既可为A又可为B。镍基合金中典型的γ‘相为Ni3(Al,Ti)。
γ’相的强化效应可通过以下途径得到加强：
①增加γ‘相的数量；
②使γ’相与基体有适宜的错配度，以获得共格畸变的强化效应；
③加入铌、钽等元素增大γ’相的反相畴界能，以提高其抵抗位错切割的能力；
④加入钴、钨、钼等元素提高γ‘相的强度。γ"相为体心四方结构，其组成为Ni3Nb。因γ"相与基体的错配度较大,能引起较大程度的共格畸变，使合金获得很高的屈服强度。但超过700℃，强化效应便明显降低。钴基高温合金一般不含γ相，而用强化。
