一种具有高拉伸强度的镍基粉末高温合金及其制备方法

摘要

本发明涉及一种具有高拉伸强度的镍基粉末高温合金及其制备方法，属于高温合金技术领域。解决了现有发动机中涡轮盘等热端部件对高温合金材料要求苛刻、而现有高温合金材料无法满足其性能要求的技术问题。本发明提供的粉末高温合金的化学组分及其质量百分含量为：C 0.04‑0.08，Co 17.0‑19.0，Cr 11.0‑13.0，W 6.0‑6.7，Mo 4.3‑5.0，Al 4.9‑5.4，Ti 1.5‑1.9，Nb 2.5‑2.9，Hf 0.2‑0.5，B<0.03，Zr<0.03，Mg<0.005，Ce<0.002，余量为Ni和其它不可避免的杂质。该粉末高温合金具有高拉伸强度以及优异的高温蠕变性能和高温持久性能，主要用于制备航空发动机涡轮盘等热端部件。

说明书

技术领域

本发明涉及粉末高温合金技术领域，尤其涉及一种具有高拉伸强度的镍基粉末高温合金及其制备方法。

背景技术

粉末高温合金是航空发动机涡轮盘等热端转动部件的关键材料。粉末高温合金相比传统的铸造高温合金，由于粉末高温合金的微米级预合金粉末在高冷速下冷却形成，使得合金成分均匀，微观组织均匀，析出相呈弥散分布，消除了宏观偏析，改善了合金热加工性能，提高了合金拉伸强度。发动机在实际运转中，涡轮盘轮毂承受极大的离心力，需要较高的拉伸强度，而轮缘的温度比轮毂温度高，需要较好的持久性能和抗蠕变性能。

现有的FGH4097合金及其它合金的拉伸强度较低，无法满足发动机中涡轮盘等热端部件对高温合金材料的苛刻要求。

发明内容

鉴于上述的分析，本发明旨在提供一种具有高拉伸强度的镍基粉末高温合金，用以解决现有FGH4097合金无法满足航空发动机涡轮盘等热端转动部件拉伸强度的技术问题。

本发明提供了一种具有高拉伸强度的镍基粉末高温合金，镍基粉末高温合金的化学组分及质量百分含量为：C 0.04-0.08，Co 17.0-19.0，Cr 11.0-13.0，W 6.0-6.7，Mo4.3-5.0，Al 4.9-5.4，Ti 1.5-1.9，Nb 2.5-2.9，Hf 0.2-0.5，B<0.03，Zr<0.03，Mg<0.005，Ce<0.002，余量为Ni和其它不可避免的杂质。

进一步地，粉末高温合金中Co、Cr、W、Mo总的质量分数为：39.5％≤(Cr+Co+W+Mo)≤41.7％；镍基粉末高温合金中Cr、W、Mo的总质量分数为：(Cr+W+Mo)≤23.0％。

进一步地，镍基粉末高温合金中Al、Ti的总质量分数为：6.7％≤(Al+Ti)≤7.0％；Al、Ti的质量比为：2.9≤(Al/Ti)≤3.6。

进一步地，粉末高温合金中Nb、Hf的总质量分数为：2.8％≤(Nb+Hf)≤3.2％；7.5≤Nb/Hf≤11。

进一步地，镍基粉末高温合金中的γ′相含量为62.0％～63.40％。

进一步地，镍基粉末高温合金的化学组分及质量百分含量(wt％)为：C 0.04，Co17.0，Cr 13.0，W 6.0，Mo 4.3，Al 5.1，Ti 1.7，Nb 2.7，Hf 0.32，Zr 0.014，B 0.015，Mg0.003，Ce 0.0012，余量为Ni和其它不可避免的杂质。

进一步地，镍基粉末高温合金的化学组分(wt％)为：C 0.04，Co 19.0，Cr 13.0，W6.0，Mo 4.3，Al 5.1，Ti 1.7，Nb 2.7，Hf 0.32，Zr 0.014，B 0.015，Mg 0.002，Ce 0.0015，余量为Ni和其它不可避免的杂质。

本发明还提供了一种具有高拉伸强度的镍基粉末高温合金的制备方法，用于制备如权利要求1至7的镍基粉末高温合金，制备方法包括以下步骤：

步骤S1.按镍基粉末高温合金的化学组分及其质量分数配制原料，采用真空感应熔炼工艺制备母合金棒料；

步骤S2.将母合金棒料制成合金粉末；

步骤S3.合金粉末装入低碳钢包套，进行真空脱气和封焊，得到封焊后的合金粉末；

步骤S4.对封焊后的镍基合金粉末进行热等静压成形，得到圆柱锭坯；

步骤S5.对成形后的圆柱锭坯进行热处理，得到高拉伸强度的镍基粉末高温合金。

进一步地，在步骤S2中，采用等离子旋转电极法将母合金棒料制成合金粉末，合金粉末的粒度为50μm～150μm。

进一步地，步骤S5中，热处理包括：在1190～1230℃保温2～4h后空冷，然后进行两级时效处理，初时效处理的温度为870～900℃，保温2-5h后空冷；终时效处理的温度为740～760℃，保温14～18h后空冷。

与现有技术相比，本发明合金一方面对合金成分进行了调整；另一方面对热处理制度进行了调整，时效制度由原来的三级时效变为两级时效，去掉一级时效处理，晶界上析出的M₆C((Mo，W)₆C)碳化物析出数量增多，形成弯曲晶界，增加了晶界强化效果，提高合金高温持久性能。同时采用两级时效处理替代三级时效处理，简化了热处理制度，节约了能源。

本发明至少可实现如下有益效果之一：

(1)本发明的合金组分中加入的Al、Ti、Nb并控制其特定含量可以提高γ′相含量和合金化程度，增加位错切割γ′相时的反相畴界能，起到沉淀强化作用；加入特定量的Cr、Co、W、Mo能够加强基体原子结合力，增加扩散激活能，起到固溶强化作用；且加入特定量的C、B、Zr、Hf能够形成碳化物相和硼化物相，进而降低晶界扩散、减慢位错攀移，从而起到晶界强化作用。

(2)与现有技术相比，本发明对热处理制度进行了研究，将时效制度由原来的三级时效处理改变为两级时效处理，合金在晶界上析出的M₆C((Mo，W)₆C)碳化物析出数量增多，能够形成弯曲晶界，进而增加了合金晶界强化效果，从而提高了合金高温持久性能；另外，同时采用两级时效处理替代三级时效处理，不仅简化了热处理制度，同时节约了能源。

本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分优点可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过说明书、权利要求书以及附图中所特别指出的内容中来实现和获得。

附图说明

附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。

图1为本发明实施例1提供的具有高拉伸强度的镍基粉末高温合金的制备工艺流程图。

具体实施方式

下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本申请一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理，并非用于限定本发明的范围。

实施例1

本发明的目的在于提供一种具有高拉伸强度的镍基粉末高温合金，该合金的化学组分及质量百分含量(wt％)为：C 0.04-0.08，Co 17.0-19.0，Cr 11.0-13.0，W 6.0-6.7，Mo4.3-5.0，Al 4.9-5.4，Ti 1.5-1.9，Nb 2.5-2.9，Hf 0.2-0.5，B<0.03，Zr<0.03，Mg<0.005，Ce<0.002，余量为Ni和其它不可避免的杂质。

本发明的主要技术方案是通过添加γ′相形成元素Al、Ti、Nb，固溶强化元素Cr、Co、W、Mo和晶界强化元素C、B、Zr、Hf来实现镍基粉末高温合金的高拉伸强度，同时控制Cr、W、Mo含量以降低拓扑密排TCP相的析出倾向，从而获得具有良好的综合性能的成分范围。具体地，合金组分中加入的Al、Ti、Nb可以提高γ′相含量和合金化程度，增加位错切割γ′相时的反相畴界能，起到沉淀强化作用；Cr、Co、W、Mo能够加强基体原子结合力，增加扩散激活能，起到固溶强化作用；C、B、Zr、Hf主要形成碳化物相和硼化物相，可降低晶界扩散、减慢位错攀移，起到晶界强化作用。

为了进一步提高镍基粉末高温合计的力学性能，镍基粉末高温合金中Co、Cr、W、Mo总的质量分数为：39.5％≤(Cr+Co+W+Mo)≤41.7％；镍基粉末高温合金中Cr、W、Mo的总质量分数为：(Cr+W+Mo)≤23.0％。

需要注意的是，本发明通过控制Co、Cr、W、Mo四种元素的含量为39.5％≤(Cr+Co+W+Mo)≤41.7％进行增大基体γ相的晶格常数，增强固溶强化效果；γ′相的晶格常数也有所增加，但γ′相的晶格常数增加量小于γ相集体的晶格常数增加量，由于γ相的晶格常数大于γ′相的晶格常数，从而提高γ/γ′晶格错配度，增强共格应变强化效果，提高合金拉伸强度；另一方面，通过增加碳(C)元素含量，提高碳化物强化效果；提高合金中Co含量，减少有害相的析出。在提高合金拉伸强度的同时，合金塑性降低不明显，使合金具备良好的综合性能。

Co、Cr、W、Mo等为高温合金中常见的固溶强化元素，Cr和Ni形成具有一定溶解度的有限固溶体，主要固溶强化γ基体，但过多的Cr会降低合金的高温强度。由于Cr的高温强化效果远低于W、Mo等难熔元素，W、Mo在γ相中有较大的固溶度，固溶强化效果明显，还能减缓Al、Ti、Cr的高温扩散速度，增加蠕变的扩散激活能，从而加强原子间的结合力，减缓高温合金的蠕变软化速度，故在适当提高合金Cr含量的同时增加难熔元素W和Mo的含量进一步提高合金的高温强度。

粉末高温合金高温长时工作后，易析出对性能有害的TCP相，常见的有σ相和μ相，Cr、W、Mo是其主要形成元素，因此，应控制其含量为(Cr+W+Mo)≤23.0％。其中，Co是形成并稳定面心立方奥氏体基体的主要元素，能够防止有害相的析出，同时有助于降低基体的堆垛层错能，降低Al、Ti在基体中的溶解度，从而在一定范围内增加γ′相数量和提高γ′相固溶温度，有助于提高合金的蠕变抗力。因而在适当增加合金中Cr、W、Mo元素的同时，增加合金中Co元素的含量，一方面在提高高温合金固溶强化效果的同时，防止TCP有害相的析出。提高合金中C元素含量，增加MC型碳化物含量，在晶内和晶界形成碳化物，强化合金和晶界，同时与Cr、W和Mo元素相结合，降低TCP有害相的析出。

为了进一步控制γ′相含量和合金化程度，镍基粉末高温合金中Al、Ti的总质量分数为：6.7％≤(Al+Ti)≤7.0％；Al、Ti的质量比为：2.9≤(Al/Ti)≤3.6。其中，Al+Ti含量对γ′相体积分数和完全溶解温度的影响显著，增加Al+Ti含量可明显提高γ′相的体积分数，γ′相完全溶解温度随其体积分数的增加而升高，如果Al+Ti含量过低，无法明显提高γ′相的体积分数。不同Al/Ti比对组织和性能也有不同影响。因此，粉末高温合金中Al、Ti的总质量分数可以控制在6.7％≤(Al+Ti)≤7.0％，Al、Ti的质量比控制在2.9≤(Al/Ti)≤3.6，镍基粉末高温合金中的γ′相含量为62.0％～63.40％。

Nb的作用主要是促进形成更多γ′相，导致合金γ′相完全溶解温度升高；增大γ′相的反向畴界(APB)能，提高合金的高温强度。但Nb含量过多时会增加合金的缺口敏感性，严重损坏合金抗氧化性能，导致高温下的疲劳裂纹扩展速率增大；Hf是强碳化物形成元素，粉末高温合金合金加入微量Hf，能够提高合金塑性。Nb/Hf比也是高性能粉末高温合金成分设计的一个重要内容，强调Nb/Hf比的平衡，可以保证获得优异的综合性能；因此本发明将粉末高温合金中Nb、Hf的总质量分数控制为：2.8％≤(Nb+Hf)≤3.2％；Nb、Hf的质量百分含量比控制为7.5≤Nb/Hf≤11。

实施例2

本发明还提供了一种具有高拉伸强度的镍基粉末高温合金的制备方法，如图1所示，该制备方法具体包括以下步骤：

步骤S1.按镍基粉末高温合金的化学组分及其质量分数配制原料，采用真空感应熔炼工艺制备母合金棒料；

步骤S2.将母合金棒料制成合金粉末；具体地，采用等离子旋转电极法将母合金棒料制成合金粉末，合金粉末的粒度为50μm～150μm；

步骤S3.合金粉末装入低碳钢包套，进行真空脱气和封焊，得到封焊后的合金粉末；

步骤S4.对封焊后的镍基合金粉末进行热等静压成形，得到圆柱锭坯；

步骤S5.对成形后的圆柱锭坯进行热处理，得到高拉伸强度的镍基粉末高温合金。具体地，热处理过程包括：在1190～1230℃保温2～4h后空冷，然后进行两级时效处理，初时效处理的温度为870～900℃，保温2～5h后空冷；终时效为在740～760℃，保温14～18h后空冷；

下面对以上各成分元素作用机理简述。

C：C为碳化物强化元素，提高C含量高温合金中碳化物强化相总量增加，粉末高温合金中C元素含量应控制在一定范围，若碳含量过高，会形成原始颗粒边界，影响合金的性能。

Co：Co为形成面心立方奥氏体基体的元素，能够形成并稳定奥氏体，提高合金的抗氧化和耐蚀性，提高元素的扩散能力，降低有害相析出倾向。同时Co可以降低堆垛层错能，起到良好的固溶强化作用。

W：在合金中起固溶强化作用；W原子半径比较大，比基体镍的半径大百分之十几，固溶强化作用明显，特别是W与Mo同时加入，能够起到复合的固溶强化作用，更为有利，但是，W是加速热腐蚀的元素，因此，应控制合金W含量上限。

Cr：Cr是提高镍基高温合金的抗氧化性能、抗腐蚀性能和高温强度的重要元素，也是晶界碳化物的主要形成元素，但是，Cr的含量过高时，会影响合金的组织稳定性和加工性能。

Mo：Mo进入镍基合金的基体，能够起到重要的固溶强化作用。但是，当过量Mo进入时，不仅降低合金的抗腐蚀性能，而且会促进有害相的形成。

Al：Al是形成镍基高温合金中主要强化相γ′相的主要元素，增加Al含量，γ′相含量增加，同时也能增大反相畴能，但过量的Al会降低γ′相本身固溶强化效果，降低γ′-γ错配度。

Ti：Ti是重要的γ′相强化元素，但Ti含量过高会在粉末高温合金中形成原始颗粒边界，影响粉末高温合金的性能。

Nb：Nb也是重要的γ′相元素和形成元素，同时增大反相畴能，增大γ′-γ错配度，但过量会降低γ′相稳定性，促进γ′过时效转变。

Hf：Hf是强碳化物形成元素，粉末高温合金合金加入微量Hf，能够提高合金塑性。

Zr：Zr是晶界偏聚元素，合金中加入微量Zr能起到净化、强化晶界的作用。

B：B也是晶界偏聚元素，在晶界起到晶界强化的作用。

Ni：基体元素，是形成γ基体元素。

实施例3

本实施例提供了五种不同的镍基粉末高温合金，分别为：

(1)镍基粉末高温合金A-1合金的化学组分及质量百分含量(wt％)为：C 0.04，Co17.0，Cr 11.0，W 6.0，Mo 4.3，Al 5.1，Ti 1.7，Nb 2.7，Hf 0.32，Zr 0.014，B 0.015，Mg0.003，Ce 0.0012，余量为Ni和其它不可避免的杂质。

(2)镍基粉末高温合金A-2合金的化学组分及质量百分含量(wt％)为：C 0.04，Co17.0，Cr 13.0，W 6.0，Mo 4.3，Al 5.1，Ti 1.7，Nb 2.7，Hf 0.32，Zr 0.014，B 0.015，Mg0.003，Ce 0.0014，余量为Ni和其它不可避免的杂质。

(3)镍基粉末高温合金A-3合金的化学组分及质量百分含量(wt％)为：C 0.04，Co19.0，Cr 13.0，W 6.0，Mo 4.3，Al 5.1，Ti 1.7，Nb 2.7，Hf 0.32，Zr 0.014，B 0.015，Mg0.002，Ce 0.0015，余量为Ni和其它不可避免的杂质。

(4)镍基粉末高温合金A-4合金的化学组分及质量百分含量(wt％)为：C 0.04，Co17.0，Cr 11.0，W 6.3，Mo 4.6，Al 5.1，Ti 1.7，Nb 2.7，Hf 0.32，Zr 0.014，B 0.015，Mg0.003，Ce 0.0013，余量为Ni和其它不可避免的杂质。

(5)镍基粉末高温合金A-5合金的化学组分及质量百分含量(wt％)为：C 0.08，Co19.0，Cr 13.0，W 6.0，Mo 4.3，Al 5.1，Ti 1.7，Nb 2.7，Hf 0.32，Zr 0.014，B 0.015，Mg0.002，Ce 0.0014，余量为Ni和其它不可避免的杂质。

上述五种镍基粉末高温合金的制备方法包括以下步骤：

S1.按镍基粉末高温合金的化学组分及其质量分数配制原料，采用真空感应熔炼工艺制备母合金棒料；

S2.将母合金棒料制成合金粉末；具体地，采用等离子旋转电极法将母合金棒料制成合金粉末，合金粉末的粒度为50μm～150μm；

S3.合金粉末装入低碳钢包套，进行真空脱气和封焊，得到封焊后的合金粉末；

S4.对封焊后的镍基合金粉末进行热等静压成形，得到圆柱锭坯；

S5.对成形后的圆柱锭坯进行热处理，得到镍基粉末高温合金。具体地，热处理过程包括：在1190～1230℃保温2～4h后空冷，然后进行两级时效处理，初时效处理的温度为870～900℃，保温2-5h后空冷；终时效为在740～760℃，保温14-18h后空冷；

需要说明的是，在步骤S4中，五种镍基粉末高温合金的热处理条件如下表1所示：

表1五种镍基粉末高温合金的热处理条件

表2为本发明合金与FGH4097合金的室温拉伸性能对比，表3为本发明合金与FGH4097合金的650℃拉伸性能对比，表4为本发明合金与FGH4097合金的750℃拉伸性能对比，

表2本发明合金与FGH4097合金的室温拉伸性能对比

表3本发明合金与FGH4097合金的650℃拉伸性能对比

合金编号σ_b/MPaσ_0.2/MPaδ/％ψ/％A-11350100024.524.5A-21360101023.524.5A-31370102023.021.5A-41400103019.520.5A-51380104023.524.0FGH4097131099024.026.0

表4本发明合金与FGH4097合金的750℃拉伸性能对比

合金编号σ_b/MPaσ_0.2/MPaδ/％ψ/％A-1118093523.020.5A-2119093519.519.0A-3119094018.519.0A-4121095018.018.5A-5119093517.517.0FGH4097115093525.523.5

由表2、表3、表4可知，与FGH4097合金相比，本发明合金在室温、650℃、750℃的拉伸强度有所提高，塑性无明显降低，其中A-2、A-3、A-4、A-5合金的拉伸强度提高较明显。由表4可知，本发明合金在650℃、1020MPa条件下持久寿命高于FGH4097合金，并且没有缺口敏感性，其中A-2、A-3、A-4、A-5合金的持久寿命提高了34％以上。

综上所述，在FGH4097合金中通过调整合金成分，不仅可以提高合金的拉伸强度，还可以提高合金的持久寿命。

在本发明的应用中，应该充分考虑合金各元素的相互作用以及合金各析出相之间的平衡，避免有害相的析出，在提高拉伸强度的同时，不严重损失合金塑性，避免合金出现缺口敏感，进而使合金获得优异的综合性能。

表5为本发明合金与FGH4097合金的650℃持久性能(试验条件：650℃、1020MPa，缺口光滑组合试样，缺口半径R＝0.15mm)对比。

表5本发明合金与FGH4097合金的650℃、1020MPa持久性能对比

合金编号持久寿命/h断后伸长率/％A-11985A-22555A-32649A-42715A-52217FGH40971655

从表5中可以看出，相对于FGH4097合金，本发明的五组合金的持久寿命得到了很大提高，尤其是A-3号合金，其断后延伸率也大大提高。

以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。