一种抗裂纹镍基高温合金及其制备方法和应用与流程

1.本发明属于金属材料领域，具体涉及一种抗裂纹镍基高温合金及其制备方法和应用。


背景技术：

2.高温合金是以铁-镍-钴为基体的一类高温结构材料，可以在600℃以上高温环境中使用，并能承受苛刻的机械应力，高温合金具有良好的高温强度、良好的抗氧化和抗热腐蚀性能、优异的蠕变与疲劳抗力、良好的组织稳定性和使用可靠性，适合长时间在高温下工作。
3.高温合金材料按基体元素主要可分为铁基高温合金、镍基高温合金和钴基高温合金。由于铁基高温合金组织不够，稳定抗氧化性较差，高温强度不足，不能在更高温度条件下应用，只能在中等温度(600～800℃)条件下使用；而钴是一种重要的战略资源，世界上大多数国家缺钴，以至于钴基合金的发展受到了钴资源的限制。因而，以镍为基体的镍基高温合金成为了目前高温合金中应用最广、高温强度最高的一类合金。


技术实现要素：

4.本发明是基于发明人对以下事实和问题的发现和认识做出的：
5.镍基高温合金主要用于航空航天领域950-1050℃下工作的结构部件，如航空发动机的工作叶片、涡轮盘、燃烧室等。尽管镍基高温合金具有高温组织稳定性、抗疲劳、耐腐蚀及抗氧化等性能，但是高温长期服役的镍基合金在疲劳强度、屈服强度和极限抗拉强度等力学性能方面均会出现明显下降。因而，如何提高高温长期服役的镍基合金的稳定性和高温力学性能，成了亟待解决的关键问题。
6.本发明旨在至少在一定程度上解决相关技术中的技术问题之一。为此，本发明的实施例提出一种抗裂纹镍基高温合金，该合金不仅具有较高的拉伸强度和优异的蠕变塑性，而且具有较好的持久寿命，并没有锻造裂纹和焊接裂纹形成，能够满足相关领域的使用要求。
7.本发明实施例的一种抗裂纹镍基高温合金，包括：c：0.01-0.08％、cr：26.00-28.00％、co：8.00-12.00％、mo：1.50-3.50％、al：2.30-2.50％、ti：1.20-1.80％、nb：2.20-2.60％、b：0.001-0.008％、sc：0.001-0.009％、zr：0-0.05％、w：0-0.05％和ce：0.18-0.35％，余量为镍和不可避免的杂质，以质量百分含量计。
8.本发明实施例的抗裂纹镍基高温合金带来的优点和技术效果，1、本发明实施例中，采用高cr设计，增加cr元素的含量不仅能起到强化作用提高合金的强度以及高温持久强度，而且还能提高合金的抗氧化性和抗腐蚀性能；2、本发明实施例中，降低了元素mo的含量，使合金具有良好的塑形，并在本发明设计配比的元素组成下，合金的强度也能维持在较高的水平；3、本发明实施例中，增加了元素nb的含量，提高了合金的瞬时拉伸强度和持久强度，此外也可以改善合金的中温蠕变性能；4、本发明实施中，在采用高cr的同时，在合金中
加入了元素ce，抵消了高cr可能带来的对塑性的影响，由于固溶在γ基体中的ce元素会在晶界发生偏聚，进而起到晶界强化作用，延缓了裂纹的形成和扩展，进而明显提高合金的持久性能，此外，元素ce还能改善合金的抗氧化性能。
9.在一些实施例中，所述抗裂纹镍基高温合金还包括质量百分含量为0.15-0.45％的pd。
10.在一些实施例中，所述pd的质量百分含量为0.21-0.32％。
11.在一些实施例中，所述mo、ce和pd的质量百分含量满足关系式3.68％《mo 3.8ce 5.2pd《5.25％。
12.在一些实施例中，所述mo、ce和pd的质量百分含量满足关系式4.77％《mo 3.8ce 5.2pd《5.04％。
13.在一些实施例中，所述抗裂纹镍基高温合金包括：c：0.049-0.062％、cr：26.58-27.36％、co：9.96-11.25％、mo：2.38-2.84％、al：2.38-2.45％、ti：1.36-1.50％、nb：2.35-2.50％、b：0.004-0.007％、sc：0.004-0.007％、zr：0.028-0.036％、w：0.029-0.038％、pd：0.21-0.32％和ce：0.20-0.29％，余量为镍和不可避免的杂质，以质量百分含量计。
14.本发明实施例还提供了抗裂纹镍基高温合金在航空发动机中的应用。
15.本发明实施例还提供了抗裂纹镍基高温合金在燃气轮机中的应用。
16.本发明实施例还提供了一种抗裂纹镍基高温合金的制备方法，包括如下步骤：
17.(1)将原料在真空感应炉中熔化，搅拌均匀后保温静置，真空浇铸得到铸锭；
18.(2)在惰性气体保护气氛中，将所述铸锭进行热处理，得到所述抗裂纹镍基高温合金。
19.本发明实施例的抗裂纹镍基高温合金的制备方法带来的优点和技术效果，1、本发明实施例中，采用该方法制备得到的合金不仅具有较高的室温拉伸强度，室温拉伸屈服强度均远远大于586mpa，室温拉伸抗拉强度也都超过了1035mpa，且具有较好的塑性，此外，该合金具有优异的持久性能，在900℃、95mpa条件下的持久寿命均超过了360h，并且没有锻造裂纹和焊接裂纹形成，能够满足先进航空发动机和燃气轮机设计和使用的要求；2、本发明实施例中，该制备方法简单易操作，节约能耗，同时具有较高的生产效率，适合工业的推广应用。
20.在一些实施例中，所述步骤(2)中，所述热处理为升温至1100～1200℃处理2～6h，再降温至800～900℃处理20～30h。
具体实施方式
21.下面详细描述本发明的实施例，所述实施例是示例性的，旨在用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。
22.本发明实施例的一种抗裂纹镍基高温合金，包括：c：0.01-0.08％、cr：26.00-28.00％、co：8.00-12.00％、mo：1.50-3.50％、al：2.30-2.50％、ti：1.20-1.80％、nb：2.20-2.60％、b：0.001-0.008％、sc：0.001-0.009％、zr：0-0.05％、w：0-0.05％和pd：0.15-0.45％，余量为镍和不可避免的杂质，以质量百分含量计。
23.本发明实施例的抗裂纹镍基高温合金，采用高cr设计，增加cr元素的含量不仅能起到强化作用提高合金的强度以及高温持久强度，而且还能提高合金的抗氧化性和抗腐蚀
性能；降低元素mo的含量，使合金具有良好的塑形，并在本发明设计配比的元素组成下，合金的强度也能维持在较高的水；本发明实施例中，增加了元素nb的含量，提高了合金的瞬时拉伸强度和持久强度，此外也可以改善合金的中温蠕变性能；本发明实施例中，在采用高cr的同时，在合金中加入元素ce，抵消了高cr可能带来的对塑性的影响，由于固溶在γ基体中的ce元素会在晶界发生偏聚，进而起到晶界强化作用，延缓了裂纹的形成和扩展，进而明显提高合金的持久性能，此外，元素ce还能改善合金的抗氧化性能。
24.本发明实施例中抗裂纹镍基高温合金中cr、mo、nb和ce的作用如下：
25.cr元素的作用：cr是高温合金中不可缺少的合金化元素，加入高温合金中的cr元素一部分熔入γ'相起到强化作用，并形成少量的碳化物，起到碳化物强化作用。其余大部分溶解于γ基体中，溶于基体中的cr元素会引起晶格畸变，产生弹性应力场，起到固溶强化作用。同时，cr元素还降低固溶体堆垛层错能，提高合金的高温持久强度。并且，当al ti含量在4.54％以下时，合金强度随cr元素含量的增加呈上升趋势。此外，高温合金中cr元素最主要的作用是形成cr2o3型氧化膜，提高合金的抗氧化和抗腐蚀性能。并且，cr元素含量越高，抗氧化性越好。但当cr含量高于28％时，会明显降低合金的室温塑性并容易引起锻造开裂。因此，本发明实施例中将合金cr的含量控制在26～28％范围内。
26.mo元素的作用：mo元素的原子尺寸大于镍原子，添加到合金中可以明显增大镍固溶体晶格常数，增大长程弹性应力场，从而增加阻碍位错运动的阻力以及降低层错能，进而使合金的屈服强度明显增大。mo元素的加入，可以促进合金中m6c型碳化物的形成，这些碳化物细小弥散分布，起到强化作用。此外，mo元素进入γ'相，改变基体与γ'相的晶格错配度。并且，mo元素还可以细化奥氏体晶粒。然而，mo会降低合金的室温塑性，因此，本发明实施例将mo含量控制在1.50-3.50％。
27.nb元素的作用：nb是常用的固溶强化元素之一。对于γ'相强化的的镍基高温合金来说，nb主要溶解于γ'相，降低al和ti元素的溶解度，形成ni3(al,ti,nb)，从而增加γ'相的数量，使γ'相的反相畴界能增大，γ'相颗粒尺寸增大，有序度增加，从而引起γ'相的沉淀强化作用增强。进而增加位错运动阻力，提高合金的瞬时拉伸强度和持久强度。而其在γ相中通常只占加入量的10％左右。nb明显降低γ基体的堆垛成错能，所以明显降低蠕变速率，提高蠕变性能，nb含量越高，作用越明显。同时，nb还可以降低γ固溶体的平均晶粒尺寸，可以改善合金的中温蠕变性能。此外，nb还是碳化物形成元素，同时，还参与硼化物形成，过多的nb会引起laves相的析出，而高c低nb有利于镍基合金抗凝固开裂，并可以避免形成低温γ/laves相。
28.ce元素的作用：高温合金中加入稀士元素ce，由于固溶在γ基体中的ce元素会在晶界发生偏聚，进而起到晶界强化作用，延缓裂纹的形成和扩展，进而明显提高合金的持久性能。此外，ce元素的添加还可以改善合金的抗氧化性能。并且，其可以与氧、硫结合，减少氧和硫对晶界产生的有害影响，进而起到净化剂的作用。但过多的ce将降低合金的热塑性，引起锻造开裂。因此，本发明实施例中将元素ce的含量控制在0.18-0.35％范围内。
29.在一些实施例中，优选地，所述抗裂纹镍基高温合金还包括质量百分含量为0.15-0.45％的pd。进一步优选地，所述pd的质量百分含量为0.21-0.32％。
30.本发明实施例中，在合金中添加元素pd，pd(钯)是铂族元素，和其他铂族元素一样，pd具有熔点高、耐高温、耐腐蚀的特点。在镍基高温合金中尚未见有添加pd的相关报道。
本文通过研究发现，在镍基高温合金中添加pd能够显著提高合金的抗蠕变性能，而且在提高合金的高温强度的同时还能提高塑性，改善合金的焊接性能，防止焊接裂纹，表现出了优异的综合力学性能，但当pd含量高于0.45％时，再提高pd的含量对性能的有益作用提高不明显，考虑到pd的价格昂贵，本发明实施例将pd的含量控制在0.15-0.45％范围内。
31.在一些实施例中，优选地，所述mo、ce和pd的质量百分含量满足关系式3.68％《mo 3.8ce 5.2pd《5.25％。进一步优选地，所述mo、ce和pd的质量百分含量满足关系式4.77％《mo 3.8ce 5.2pd《5.04％。
32.本发明实施例中，优化设计了mo、ce和pd的加入量，使其含量达到相互协同的作用，当mo、ce和pd的加入量满足上述关系式时，合金具有更高的拉伸强度，室温拉伸屈服强度均超过了770mpa，室温拉伸抗拉强度也基本都超过了1180mpa，且室温拉伸断后伸长率均达到34％以上，此外，合金在900℃、95mpa条件下的持久寿命能达到370h以上，合金具有更好的综合性能。
33.在一些实施例中，优选地，所述抗裂纹镍基高温合金包括：c：0.049-0.062％、cr：26.58-27.36％、co：9.96-11.25％、mo：2.38-2.84％、al：2.38-2.45％、ti：1.36-1.50％、nb：2.35-2.50％、b：0.004-0.007％、sc：0.004-0.007％、zr：0.028-0.036％、w：0.029-0.038％、pd：0.21-0.32％和ce：0.20-0.29％，余量为镍和不可避免的杂质，以质量百分含量计。
34.本发明实施例还提供了抗裂纹镍基高温合金在航空发动机中的应用。本发明实施例中的抗裂纹镍基高温合金满足了先进航空发动机设计和使用的要求，能够应用在先进航空发动机的精密设备中。
35.本发明实施例还提供了抗裂纹镍基高温合金在燃气轮机中的应用。本发明实施例中的抗裂纹镍基高温合金满足了燃气轮机设计和使用的要求，能够应用在燃气轮机的精密设备中。
36.本发明实施例还提供了一种抗裂纹镍基高温合金的制备方法，包括如下步骤：
37.(1)将原料在真空感应炉中熔化，搅拌均匀后保温静置，真空浇铸得到铸锭；
38.(2)在惰性气体保护气氛中，将所述铸锭进行热处理，得到所述抗裂纹镍基高温合金。
39.本发明实施例的抗裂纹镍基高温合金的制备方法，制备得到的合金不仅具有较高的室温拉伸强度，室温拉伸屈服强度均远远大于586mpa，室温拉伸抗拉强度也都超过了1035mpa，且具有较好的塑性，此外，该合金具有优异的持久性能，在900℃、95mpa条件下的持久寿命均超过了360h，并没有锻造裂纹和焊接裂纹形成，能够满足先进航空发动机和燃气轮机设计和使用的要求；该制备方法简单易操作，节约能耗，同时具有较高的生产效率，适合工业的推广应用。
40.在一些实施例中，优选地，所述步骤(2)中，所述热处理为升温至1100～1200℃处理2～6h，再降温至800～900℃处理20～30h。
41.本发明实施例中，优选了热处理的过程，热处理过程对合金组织的影响比较为敏感，适宜的热处理工艺能够获得合适的晶粒尺寸，充分发挥合金材料的潜力。
42.下面结合实施例详细描述本发明。
43.实施例1
44.(1)将原料在真空感应炉中熔化，搅拌均匀后保温静置，真空浇铸得到铸锭；
45.(2)在惰性气体保护气氛中，将铸锭进行热处理，其中热处理是升温至1100℃处理6h，再降温至900℃处理20h。
46.实施例1制得的合金成分见表1，性能见表2。
47.实施例2～5与实施例1的制备方法相同，不同在于合金成分不同，实施例2～5制得的合金成分见表1，性能见表2。
48.实施例6
49.实施例6与实施例1的制备方法相同，不同之处在合金成分中，不含元素pd，实施例6制得的合金成分见表1，性能见表2。
50.实施例7
51.实施例7与实施例1的制备方法相同，不同之处在合金成分中，其中，mo 3.8ce 5.2pd＝3.544，实施例7制得的合金成分见表1，性能见表2。
52.实施例8
53.实施例8与实施例1的制备方法相同，不同之处在合金成分中，其中，mo 3.8ce 5.2pd＝5.606，实施例8制得的合金成分见表1，性能见表2。
54.对比例1
55.对比例1与实施例1的制备方法相同，不同之处在合金成分中，元素cr的含量为29％，对比例1制得的合金成分见表1，性能见表2。
56.对比例2
57.对比例2与实施例1的制备方法相同，不同之处在合金成分中，元素mo的含量为3.68％，对比例2制得的合金成分见表1，性能见表2。
58.对比例3
59.对比例3与实施例1的制备方法相同，不同之处在合金成分中，元素ce的含量为0.37％，对比例3制得的合金成分见表1，性能见表2。
60.对比例4
61.对比例4与实施例1的制备方法相同，不同之处在合金成分中，元素mo的含量为1.30％，元素pd的含量为0.49％，对比例4制得的合金成分见表1，性能见表2。
62.对比例5
63.对比例5与实施例1的制备方法相同，不同之处在合金成分中，元素mo的含量为3.80％，元素ce的含量为0.40％，对比例5制得的合金成分见表1，性能见表2。
64.表1对比例及实施例合金成分(wt.％)
[0065][0066]
注：mn、si含量小于0.50％。
[0067]
表2实施例与对比例合金性能
[0068][0069]
注：1、ε
p
为时效态合金在816℃、221mpa、100h条件下的蠕变塑性伸长率；
[0070]
2、τ为时效态合金在900℃、95mpa条件下的持久寿命，δ为时效态合金在900℃、95mpa条件下的持久断后伸长率；
[0071]
3、r
p0.2
为时效态合金的室温拉伸屈服强度、rm为时效态合金的室温拉伸抗拉强度，a为时效态合金的室温拉伸断后伸长率；
[0072]
4、锻造裂纹的检测条件为：10kg锭型的小钢锭以35％的压下率沿径向锻造，观察钢锭表面是否出现裂纹；
[0073]
5、焊接裂纹的检测条件为：焊接后，在光学显微镜下观察焊接接头表面。
[0074]
通过表1和表2的数据可以看出，控制各元素的含量在合适的范围内制备得到的合金不仅具有较高的室温拉伸强度，室温拉伸屈服强度均远远大于586mpa，室温拉伸抗拉强度也都超过了1035mpa，且具有较好的塑性，此外，该合金具有优异的持久性能，在900℃、
95mpa条件下的持久寿命均超过了360h，并且没有锻造裂纹和焊接裂纹形成。特别地，实施例1～5中，在合金中引入pd元素，并控制mo、ce和pd的质量百分含量满足关系式3.68％《mo 3.8ce 5.2pd《5.25％时，合金具有优异的综合性能。
[0075]
对比例1调整了元素cr的含量，元素cr的含量为29％，过高的cr含量虽然使合金的强度得到了提升，合金的室温拉伸屈服强度为770mpa，合金的室温拉伸抗拉强度可以达到1175mpa，但是时效态合金在900℃、95mpa条件下的持久断后伸长率和室温延伸率明显降低，且锻造开裂。
[0076]
对比例2调整了元素mo的含量，元素mo的含量为3.68％，过高含量的mo虽然使合金的强度得到了提升，但导致合金的持久延伸率不足，室温拉伸延伸率下降，出现锻造裂纹、焊接裂纹，并且抗蠕变性能下降。
[0077]
对比例3调整了元素ce的含量，元素ce的含量为0.37％，ce能提高合金的持久性能并且可以改善合金的抗氧化性能，但是过多的元素ce导致合金的热塑性降低，引起了锻造开裂，并且抗蠕变性能无法满足要求。
[0078]
对比例4同时调整了元素mo和pd的含量，元素mo的含量为1.30％，元素pd的含量为0.49％，含量较低的元素mo搭配含量较高的元素pd，导致合金的强度降低，合金的室温拉伸屈服强度为590mpa，合金的室温拉伸抗拉强度为989mpa，室温拉伸断后伸长率降低至18％，且合金在900℃、95mpa条件下的持久寿命也降低至297h，并有锻造裂纹产生，无法满足使用要求。
[0079]
对比例5同时调整了元素mo和ce的含量，元素mo的含量为3.80％，元素ce的含量为0.4％，较高含量的元素mo和ce，虽然使合金的强度有所改善，室温拉伸屈服强度为878mpa，室温拉伸抗拉强度为1173mpa，且合金在900℃、95mpa条件下的持久寿命能达到306h，但是合金的室温拉伸延伸率下降，出现锻造裂纹和焊接裂纹，并且时效态合金在900℃、95mpa条件下的持久断后伸长率明显下降，持久延伸率无法满足要求。
[0080]
在本发明中，术语“一个实施例”、“一些实施例”、“示例”、“具体示例”、或“一些示例”等意指结合该实施例或示例描述的具体特征、结构、材料或者特点包含于本发明的至少一个实施例或示例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不必须针对的是相同的实施例或示例。而且，描述的具体特征、结构、材料或者特点可以在任一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。此外，在不相互矛盾的情况下，本领域的技术人员可以将本说明书中描述的不同实施例或示例以及不同实施例或示例的特征进行结合和组合。
[0081]
尽管已经示出和描述了上述实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域普通技术人员对上述实施例进行的变化、修改、替换和变型均在本发明的保护范围内。