一種鎳基高溫合金及其制備方法
【專利摘要】一種鎳基高溫合金，按重量百分比，其化學(xué)成分包含：10.0~12.5%的Nb，15.5~17.5%的Cr，1.10~2.50%的W，0.24~0.36%的Al，0.16~0.72%的Ti，0.01~0.02%的C，0.01~0.016%的B，0.5~1.0%的Co，0.02~0.05%的Zr，0.04~0.08%的Mo，余量為Ni和不可避免的雜質(zhì)。此外，還提供了相應(yīng)的高溫合金制備方法，獲得了抗拉強(qiáng)度最優(yōu)超過750MPa，0.2%規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度最高達(dá)530 MPa以上，斷后延伸率均最小至17%，斷面收縮率最小至24%的鎳基高溫合金。
【專利說明】
一種鎳基高溫合金及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域
[0001] 本發(fā)明涉及一種高溫合金及其制備方法，具體涉及一種鎳基高溫合金及其制備方 法。該高溫合金廣泛用于航空、航天、石油、化工、艦船等領(lǐng)域，例如可作為軍用和民用燃?xì)?式渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件，具體而言，該高溫合金可作為渦輪盤、葉片、壓縮機(jī)輪、軸、燃燒室、 后燃燒室及發(fā)動(dòng)機(jī)螺栓等高溫環(huán)境下所使用的制造材料。還可以用于制造火箭和航天飛機(jī) 的發(fā)動(dòng)機(jī)，例如航空發(fā)動(dòng)機(jī)的擴(kuò)壓器機(jī)匣及航天發(fā)動(dòng)機(jī)中各種栗用復(fù)雜結(jié)構(gòu)件。另外，該高 溫合金還可作為石油化工、金屬成形、熱處理設(shè)備、核反應(yīng)堆和煤轉(zhuǎn)換裝置的零部件。
【背景技術(shù)】
[0002] 按照鎳基高溫合金的適用范圍，可以分為-253~(650、950、1320)°C、900~1300°C、 950~1100°C等等，不同的適用溫度范圍、工作環(huán)境等等對(duì)鎳基高溫合金的成分、生產(chǎn)方式有 著不同的要求，經(jīng)過多年的發(fā)展，形成了一系列不同成分的鎳基高溫合金，例如DSGTD111、 CM186LC、SC16、CMSX-11B、CMSX-11C##。
[0003] 隨著研究的不斷深入，通過多種調(diào)制元素對(duì)合金基礎(chǔ)相進(jìn)行改性和調(diào)制成為改良 高溫合金性能的重要手段，如機(jī)械性能、耐高溫性能、耐磨性能等方面。典型的，如美國專利 US20120067464A1 公開的Co-Ni基高溫合金，通過加入28-42% Co，10-27%的Cr，3-12%的Mo， 15-40%的Ni，0.1-1%的Ti，1.5% 以下的 Mn，0.1-26%的Fe，0.1%以下的C，3%以下的Nb，5%以 下的W，0.5%以下的A1，0.1%以下的Zr，0.01%以下的B進(jìn)行改性，實(shí)現(xiàn)了結(jié)晶性能的改進(jìn)。再 如，日本專利JP59085851在合金中引入了高含量的Fe和Nb進(jìn)行了基礎(chǔ)相的增強(qiáng)。國際專利 TO/2014/069180則提供了Ni-Cr-Co基的合金改性方案。研究表明，通過在鎳基合金中添加 車父尚含量的其他尚溫兀素，對(duì)提尚銀基尚溫合金的機(jī)械性能、耐尚溫性能、耐磨性能具有重 要影響。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0004] 本發(fā)明的目的在于研究一種鎳基高溫合金，提高其高溫機(jī)械性能和耐高溫腐蝕性 能，解決現(xiàn)有鎳基高溫合金可調(diào)控因素有限，性能改變有限等技術(shù)弊端。
[0005] 本發(fā)明首先提供了一種鎳基高溫合金，其特征在于，按重量百分比，其化學(xué)成分包 含：10·0~12·5%的Nb，15·5~17·5%的Cr，1·10~2·50%的W，0·24~0·36%的A1，0·16~0·72%的Ti， 0 · 01~0 · 02%的C，0 · 01~0 · 016%的B，0 · 5~1 · 0%的Co，0 · 02~0 · 05%的Zr，0 · 04~0 · 08%的Mo，余量 為Ni和不可避免的雜質(zhì)。
[0006] 本發(fā)明提供的鎳基高溫合金通過添加 Nb、Cr、W作為綜合改性的基礎(chǔ)成分，形成合 金的主成分相，同時(shí)加入了六1、11、0)、2^1〇』等調(diào)制元素，對(duì)基礎(chǔ)成分相進(jìn)行調(diào)制，獲得了 綜合改性的高溫合金，在900 °C下的抗拉強(qiáng)度Rm均在680Mpa以上，更優(yōu)者超過750MPa，0.2% 規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度最高達(dá)530MPa以上，斷后延伸率均最小至17%，斷面收縮率最小至24%。
[0007] 優(yōu)選的，其化學(xué)成分包含：11 · 0~12 · 5%的Nb，16 · 5~17 · 5%的Cr，2 · 00~2 · 50%的W， 0·24~0·36%的A1，0·2~0·5%的Ti，0·01~0·02%的C，0·01~0·016%的B，0·5~1·0%的Co，0·02~ 0.05%的Zr，0.04~0.08%的Mo，余量為Ni和不可避免的雜質(zhì)。
[0008] 最優(yōu)選的，其化學(xué)成分包含：11.6%的Nb，16.7%的Cr，2.36%的W，0.28%的A1，0.45% 的Ti，0.02%的C，0.016%的B，0.58%的Co，0.04%的Zr，0.06%的Mo，余量為Ni和不可避免的雜 質(zhì)。
[0009] 具體而言，所述雜質(zhì)尤其應(yīng)該控制磷和硫的含量，按重量百分比，包括:0~0.005% 的P，0~0.005%的S。本領(lǐng)域技術(shù)人員應(yīng)當(dāng)理解，對(duì)于雜質(zhì)含量最好為零，但不可避免地，在合 金中雜質(zhì)含量通常不為零，優(yōu)選的方案中，需要控制P的含量為〇~〇.003%，需要控制S的含量 為0~0.003%。
[0010] 下面對(duì)合金中主要元素的作用及其含量范圍的選擇進(jìn)行陳述。
[0011] Nb:元素 Nb的原子半徑大于元素 Ni的原子半徑，合金中的Nb可以強(qiáng)化固溶效果。另 外，元素 Nb作為主要的碳化物形成元素，可以進(jìn)入γ '相并將元素 A1和Ti置換出來，促進(jìn)γ ' 相形成元素，延緩γ '相聚集長大過程。高溫下析出的NbC具有較高的穩(wěn)定性，且均勻分散， 不易聚集，表現(xiàn)為提高合金的蠕變強(qiáng)度。
[0012] Cr:Cr的主要作用是提高合金的抗氧化腐蝕性能，用于保護(hù)合金表面防止氧化及 熱侵蝕，但過高的Cr含量容易導(dǎo)致有害的TCP相析出，對(duì)于高溫持久性是不利的。
[0013] W:元素 W會(huì)固溶于γ相和γ '相中，由于其具有較低的熱擴(kuò)散系數(shù)，固溶強(qiáng)化效果 更為顯著。W凝固過程中易偏析于枝晶干區(qū)域，凝固過程偏析于枝晶干中的W與偏析于枝晶 間的C形成碳化物，可降低由于碳化物聚集引起的殘余應(yīng)力，從而改善焊接性能，雖然過高 的元素 W會(huì)形成Laves相，該相會(huì)影響時(shí)效過程中組織穩(wěn)定性及沖擊韌性。在本申請(qǐng)中，元素 鎢的加入，一方面用于提高原子間結(jié)合力，提高擴(kuò)散激活能，使擴(kuò)散過程變慢，另一方面提 高再結(jié)晶的溫度，從而提高合金的高溫力學(xué)性能。元素 W在γ相和γ '相中的分配比例大約 為1:1。因此，元素 W可顯著提高γ '相數(shù)量，提高合金穩(wěn)定性。
[0014] Α1:元素 Α1作為形成γ '相的主要元素，從而提高合金表面穩(wěn)定性，過高的Α1含量 會(huì)在金相中出現(xiàn)β-NiAl相。
[0015] Ti:元素 Ti作為形成γ '相的主要元素，部分Ti可以將組織中的Α1置換，從而減少 A1在合金中的溶解度過，促進(jìn)γ '相的析出。元素 Ti可以與C促進(jìn)金屬碳化物的形成，表現(xiàn)為 合金表面穩(wěn)定性。
[0016] C:在高溫合金中，元素 C在時(shí)效過程中可以在晶界析出顆粒狀不連續(xù)的碳化物，從 而阻止沿晶界滑動(dòng)和裂紋擴(kuò)展，從而提高持久壽命。
[0017] B:B在合金中偏析于晶界，并形成M3B2,能強(qiáng)化晶界，適量的B還能提高合金的塑性 和持久強(qiáng)度。
[0018] Co: Co固溶于γ相和γ '相，有固溶強(qiáng)化作用，其中元素 Co主要固溶于γ基體中，少 量進(jìn)入γ '相中，其主要作用是固溶強(qiáng)化基體，從而降低γ基體的堆垛層錯(cuò)能，降低層錯(cuò)能， 從而使得位錯(cuò)的交滑移困難，表現(xiàn)為強(qiáng)度的提高。
[0019] Zr:元素 Zr可以與元素 Β復(fù)合強(qiáng)化提高高溫合金的持久強(qiáng)度，另外，元素 Zr與S的親 和力比較強(qiáng)，可以用于作為S的凈化劑，減少S的危害。在高溫合金中，同時(shí)添加 Zr和B，由于 Zr和B主要存在于晶界上，用于填滿晶界處的空位和晶格缺陷，降低位錯(cuò)移動(dòng)速度，提高合 金持久強(qiáng)度。在本申請(qǐng)中，優(yōu)選Zr和B的用量的重量比為控制在1:1-4之間，以使得兩元素在 晶界的分布達(dá)到最優(yōu)化。
[0020] M〇:M〇為主要的固溶強(qiáng)化元素，對(duì)合金的強(qiáng)度和持久性能等有較大的作用。由于元 素 Mo的原子半徑與基體元素 Ni的原子半徑相差較大，因此添加元素可以提高原子間結(jié)合 力，提高再結(jié)晶溫度和擴(kuò)散激活能，表面為提高合金的持久強(qiáng)度。
[0021] 其次，本發(fā)明還提供了一種鎳基高溫合金的制備方法，其特征在于，包括如下步 驟： 51) 按高溫合金總的重量百分比，將10 · 0~12 · 5%的Nb，15 · 5~17 · 5%的Cr，1 · 10~2 · 50%的 ￥，0.24~0.36%的41，20%的附加入真空感應(yīng)熔煉爐中，升溫至1500~1600°(：進(jìn)行高溫精煉； 52) 降溫至1450~1500°C，按高溫合金總的重量百分比，加入0.16~0.72%的Ti，0.01~ 0 · 02%的C，0 · 01~0 · 016%的B，0 · 5~1 · 0% 的 Co，0 · 02~0 · 05% 的 Zr，0 · 04~0 · 08% 的Mo 以及剩余的 Ni，保溫 10_20min，優(yōu)選lOmin; 53) 升溫至1500~1600 °C進(jìn)行高溫精煉； 54) 停爐，待溫度至1400~1450 °C進(jìn)行澆鑄，形成高溫合金鑄錠； 55) 將高溫合金鑄錠于850~1100 °C下熱處理20~40h。
[0022] 本發(fā)明的高溫合金制備過程中，采用了分步加料冶煉的方式，首先形成基礎(chǔ)合金 的均勻熔融相，再加入剩余改性調(diào)制元素，避免了調(diào)制元素的不均一分布甚至嚴(yán)重偏析;其 次，本發(fā)明中對(duì)A1和C等其他調(diào)制元素的加入順序進(jìn)行了區(qū)別的加入步驟，對(duì)沉淀相的形成 起到了關(guān)鍵作用。
[0023] 為提高精煉效果，步驟S1)中高溫精煉時(shí)間為15~30min;步驟S3 )中高溫精煉時(shí)間 為5~15min〇
[0024] 熱處理對(duì)高溫合金綜合性能的提高有著重要作用，為促進(jìn)沉淀相的有效形成和基 礎(chǔ)相的均勻化，步驟S5)中熱處理過程具體為：依次進(jìn)行，1050~1100 °C下，熱處理10~15h; 900~1050 °C下，熱處理5~15h; 850~900°C下，熱處理5h~10h。最優(yōu)選的，將高溫合金鑄錠依次 進(jìn)行，1100 °C下，熱處理15h; 980 °C下，熱處理1 Oh; 870 °C下，熱處理1 Oh。經(jīng)試驗(yàn)對(duì)比，采用分 步式熱處理對(duì)本發(fā)明的鎳基高溫合金的性能進(jìn)一步提高有明顯效果，其原因在于分步處理 對(duì)于合金的組織形成有促進(jìn)作用，保證其內(nèi)部組織的均勻性。
[0025] 最后本發(fā)明還提供了上述的鎳基高溫合金及相關(guān)方法處理后的相應(yīng)高溫合金在 航空發(fā)動(dòng)機(jī)中的應(yīng)用。
[0026] 相比于已有技術(shù)中常用的鎳基高溫合金，本發(fā)明提供的高溫合金具有如下有益效 果： (1)本發(fā)明的鎳基高溫合金在900°C下的抗拉強(qiáng)度Rm均在680Mpa以上，更優(yōu)者超過 75010^，0.2%規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度最高達(dá)53010^以上，斷后延伸率均最小至17%，斷面收縮率 最小至24%。
[0027] (2)本發(fā)明的鎳基高溫合金在在950°C下300MPa強(qiáng)度下持久壽命最高達(dá)230h，斷后 延伸率均最小至27%，斷面收縮率最小至43%。
【具體實(shí)施方式】
[0028]為使本發(fā)明的技術(shù)方案及其技術(shù)效果更加清楚、明確，下面實(shí)施例對(duì)本發(fā)明具體 實(shí)施方式做進(jìn)一步詳述。應(yīng)當(dāng)理解，下述【具體實(shí)施方式】僅是本發(fā)明技術(shù)方案的較佳實(shí)施方 式，并不用于限定本發(fā)明。
[0029] 實(shí)施例1-6 在本【具體實(shí)施方式】中，通過過添加 Nb、Cr、W作為綜合改性的基礎(chǔ)成分，同時(shí)加入了A1、 Ti、Co、Zr、Mo、B等調(diào)制元素，對(duì)基礎(chǔ)成分相進(jìn)行調(diào)制，獲得了新型鎳基高溫合金。以下表1為 實(shí)施例1-6中采用的制備本發(fā)明中相應(yīng)鎳基高溫合金的化學(xué)成分。
[0030]表1實(shí)施例1-6中鎳基高溫合金的化學(xué)成分
對(duì)于實(shí)施例1-4: 采用如下制備方法制備相應(yīng)的鎳基高溫合金，步驟具體為： 51) 按表1中高溫合金總的重量百分比，將恥、〇^1以及20%的附加入真空感應(yīng)熔煉 爐中，升溫至1500~1600°C進(jìn)行高溫精煉25min; 52) 降溫至1450~1500°C，按表1中高溫合金總的重量百分比，加入Ti、C、B、Co、Zr、Mo以 及剩余的Ni，保溫lOmin; 53) 升溫至1500~1600°C進(jìn)行高溫精煉15min; 54) 停爐，待溫度至1400~1450 °C進(jìn)行澆鑄，形成高溫合金鑄錠； 55) 將高溫合金鑄錠依次進(jìn)行，1100 °C下，熱處理15h; 980°C下，熱處理10h; 870°C下，熱 處理10h。
[0031]所獲得的高溫合金分別記為樣品1-4。
[0032] 對(duì)于實(shí)施例5: 采用如下制備方法制備相應(yīng)的鎳基高溫合金，步驟具體為： 51) 按表1中實(shí)施例1的高溫合金總的重量百分比，將恥、〇、1^1以及20%的附加入真空 感應(yīng)熔煉爐中，升溫至1500~1600°C進(jìn)行高溫精煉25min; 52) 降溫至1450~1500°C，按表1中實(shí)施例1的高溫合金總的重量百分比，加入Ti、C、B、 Co、Zr、Mo以及剩余的Ni，保溫lOmin; 53) 升溫至1500~1600°C進(jìn)行高溫精煉15min; 54) 停爐，待溫度至1400~1450 °C進(jìn)行澆鑄，形成高溫合金鑄錠； 55) 將高溫合金鑄錠依次進(jìn)行，1100 °C下，熱處理20h; 980 °C下，熱處理15h。
[0033]所獲得的高溫合金分別記為樣品5。
[0034] 對(duì)于實(shí)施例6: 采用如下制備方法制備相應(yīng)的鎳基高溫合金，步驟具體為： S1)按表1中實(shí)施例1的高溫合金總的重量百分比，將恥、〇、1^1以及20%的附加入真空 感應(yīng)熔煉爐中，升溫至1500~1600°C進(jìn)行高溫精煉25min; 52) 降溫至1450~1500°C，按表1中實(shí)施例1的高溫合金總的重量百分比，加入Ti、C、B、 Co、Zr、Mo以及剩余的Ni，保溫lOmin; 53) 升溫至1500~1600°C進(jìn)行高溫精煉15min; 54) 停爐，待溫度至1400~1450 °C進(jìn)行澆鑄，形成高溫合金鑄錠； 55) 將高溫合金鑄錠依次進(jìn)行，1100 °C下，熱處理35h。
[0035]所獲得的高溫合金分別記為樣品6。
[0036] 對(duì)樣品1 -6分別進(jìn)行900 °C下高溫拉伸性能的測試，以及950 °C下300MPa強(qiáng)度下持 久壽命測試，相應(yīng)測試結(jié)果分別參見表2和表3。
[0037] 表2.樣品卜6在900°C下高溫拉伸性能
可見，本發(fā)明的鎳基高溫合金在900°C下的抗拉強(qiáng)度Rm均在680Mpa以上，更優(yōu)者超過 750MPa，0.2%規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度在480MPa以上，最高達(dá)530MPa以上，斷后延伸率均最小至 17%，斷面收縮率最小至24%。
[0038] 表3.樣品1-6在950°C下300MPa強(qiáng)度下持久壽命
可見，本發(fā)明的鎳基高溫合金在在950°C下300MPa強(qiáng)度下持久壽命最高達(dá)230h，斷后延 伸率均最小至27%，斷面收縮率最小至43%。
[0039] 工業(yè)實(shí)用性：本申請(qǐng)得到的高溫合金由于良好的性能可廣泛用于航空、航天、石 油、化工、艦船等領(lǐng)域，例如可作為軍用和民用燃?xì)馐綔u輪發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件，具體而言，該高 溫合金可作為渦輪盤、葉片、壓縮機(jī)輪、軸、燃燒室、后燃燒室及發(fā)動(dòng)機(jī)螺栓等高溫環(huán)境下所 使用的制造材料。還可以用于制造火箭和航天飛機(jī)的發(fā)動(dòng)機(jī)，例如航空發(fā)動(dòng)機(jī)的擴(kuò)壓器機(jī) 匣及航天發(fā)動(dòng)機(jī)中各種栗用復(fù)雜結(jié)構(gòu)件。另外，該高溫合金還可作為石油化工、金屬成形、 熱處理設(shè)備、核反應(yīng)堆和煤轉(zhuǎn)換裝置的零部件。
[0040]當(dāng)然，以上所述的實(shí)施方式只為本申請(qǐng)的較佳實(shí)施例，并非以此限制本申請(qǐng)的實(shí) 施范圍，故凡依本申請(qǐng)之組份、原理所作的變化，均應(yīng)涵蓋在本申請(qǐng)的保護(hù)范圍內(nèi)。
【主權(quán)項(xiàng)】
1. 一種鎳基高溫合金，其特征在于，按重量百分比，其化學(xué)成分包含：10.0~12.5%的Nb， 15·5~17·5%的Cr，1·10~2·50%的W，0·24~0·36%的A1，0·16~0·72%的Ti，0·01~0·02%的C，0·01 ~0 · 016%的B，0 · 5~1 · 0%的Co，0 · 02~0 · 05%的Zr，0 · 04~0 · 08%的Mo，余量為Ni和不可避免的雜 質(zhì)。2. -種根據(jù)權(quán)利要求1所述的鎳基高溫合金的制備方法，其特征在于，包括如下步驟： 51) 按高溫合金總的重量百分比，將10.0~12.5%的Nb，15.5~17.5%的Cr，1.10~2.50%的 ￥，0.24~0.36%的41，20%的附加入真空感應(yīng)熔煉爐中，升溫至1500~1600°(：進(jìn)行高溫精煉； 52) 降溫至1450~1500°C，按高溫合金總的重量百分比，加入0.16~0.72%的Ti，0.01~ 0 · 02%的C，0 · 01~0 · 016%的B，0 · 5~1 · 0% 的 Co，0 · 02~0 · 05% 的 Zr，0 · 04~0 · 08% 的Mo 以及剩余的 Ni，保溫 10-20min; 53) 升溫至1500~1600 °C進(jìn)行高溫精煉； 54) 停爐，待溫度降至1400~1450 °C進(jìn)行澆鑄，形成高溫合金鑄錠； 55) 將高溫合金鑄錠于850~1100 °C下熱處理20~40h。3. 根據(jù)權(quán)利要求2所述的鎳基高溫合金的制備方法，其特征在于，步驟S1)中高溫精煉 時(shí)間為15~30min。4. 根據(jù)權(quán)利要求2所述的鎳基高溫合金的制備方法，其特征在于，步驟S3)中高溫精煉 時(shí)間為5~15min。
【文檔編號(hào)】C22C19/05GK105936986SQ201610473120
【公開日】2016年9月14日
【申請(qǐng)日】2016年6月27日
【發(fā)明人】李宏亮
【申請(qǐng)人】李宏亮