一种高蠕变持久性能的镍基粉末高温合金及其制备方法

摘要

本发明公开了一种高蠕变持久性能的镍基粉末高温合金，其特征在于，所述镍基粉末高温合金的成分包括：18‑20wt％Co；12.5‑13.5wt％Cr；3.0‑3.4wt％Al；3.5‑3.9wt％Ti；3.75‑4.25wt％W；3.75‑4.25wt％Mo；0.9‑1.1wt％Ta；1.1‑1.3wt％Nb；0.15‑0.25wt％Hf；0.035‑0.055wt％C；0.02‑0.03wt％B；0.04‑0.06wt％Zr；其余为Ni。本发明提供的镍基粉末高温合金调节了Ta、Nb、Hf、W、Mo和Ti元素含量，特别是通过减低合金中的Ta含量，提高Nb含量，提高合金中TCP相形成门槛值，提高材料的高温稳定性，适当调整C元素，强化晶界，有利于高温蠕变性能。

说明书

技术领域

本发明涉及高温合金技术领域，特别涉及一种新型高蠕变持久性能的镍基粉末高温合金及其制备方法。

背景技术

航空发动机是飞机的心脏，被誉为现代工业“皇冠上的明珠”和“工业之花”，具有高技术壁垒。镍基粉末高温合金因具有组织均匀、无偏析、晶粒细小、高温强度高、高温稳定性优异、耐腐蚀和抗氧化强等优异性能，广泛应用于航空发动机热端部件。高推重比发动机涡轮盘是发动机热端部件的关键部件之一，工作条件异常苛刻，在高温环境下要承受涡轮叶片的离心负荷引起的高轮缘载荷，且本身在高速旋转的同时还起到传送扭矩的作用。涡轮盘工作时，盘心部位工作温度相对较低，但它相应要受到涡轮轴的扭转作用，要求细晶粒组织保证足够的蠕变抗力和疲劳抗力，盘缘部位承受工作温度相对较高，要求粗晶粒组织保证足够的蠕变抗力和抗疲劳扩展性能。

随着发动机进气口温度越来越高，要求粉末高温合金涡轮盘服役温度越来越高。尤其高压涡轮盘在转动过程中高温(800℃)蠕变性能要求越来越高。因此，需不断设计开发满足蠕变性能要求的高温合金。蠕变性能是指材料在承受温度和应力的共同作用时抵抗变形的能力。重要的工程构件如涡轮盘等对蠕变变形有严格的要求，一般以蠕变变形量达到0.2％的时间来评价材料的蠕变性能。

目前，航空发动机涡轮盘使用的镍基粉末高温合金主要有RR1000、 Rene104、Rene88DT、FGH98、FGH98I、LSHR。其合金成分(wt％)如图1 (表1)所示。虽然这些合金均具有良好的综合性能，但是还存在一些缺陷，难以满足蠕变性能越来越高的要求。例如，RR1000中Ta含量高，Nb的含量低，合金中TCP相形成门槛值低，材料稳定性差。Rene104中W含量低，高温强度低，蠕变性能差。

发明内容

本发明的目的是在于提供一种高蠕变持久性能的镍基粉末高温合金及其制备方法，解决上述技术问题。

针对上述技术问题，本发明提出了高蠕变持久性能的镍基粉末高温合金，所述镍基粉末高温合金的成分包括：

18-20wt％Co；

12.5-13.5wt％Cr；

3.0-3.4wt％Al；

3.5-3.9wt％Ti；

3.75-4.25wt％W；

3.75-4.25wt％Mo；

0.9-1.1wt％Ta

1.1-1.3wt％Nb；

0.15-0.25wt％Hf；

0.035-0.055wt％C；

0.02-0.03wt％B；

0.04-0.06wt％Zr；

其余为Ni。

优选的，包括0.95-1.0wt％Ta；

优选的，包括1.15-1.2wt％Nb；

所述的高蠕变持久性能的镍基粉末高温合金的制备方法，其特征在于，包括步骤：热等静压、挤压、锻造、热处理。

优选的，所述热等静压的温度为1150-1170℃。

优选的，所述挤压的温度为1100-1150℃。

优选的，所述锻造的温度为1080-1130℃。

优选的，所述热处理采用过固溶温度热处理，处理的温度为1170-1200℃。或者所述热处理采用亚固溶温度热处理，处理的温度为1130-1150℃。

本申请还提供一种高蠕变持久性能的镍基粉末高温合金，包括：

19wt％Co；

13wt％Cr；

3.0wt％Al；

3.8wt％Ti；

4.0wt％W；

4.0wt％Mo；

1.0wt％Ta；

1.2wt％Nb；

0.2wt％Hf；

0.05wt％C；

0.025wt％B；

0.05wt％Zr；

其余为Ni。

与现有技术相比，本发明至少具有以下有益效果：本发明提供的镍基粉末高温合金调节了Ta、Nb、Hf、W、Mo和Ti元素含量，特别是通过减低合金中的Ta含量，提高Nb含量，提高合金中TCP相形成门槛值，提高材料的高温稳定性，优化Hf元素，降低PPB形成风险。适当调整C元素，强化晶界，有利于高温蠕变性能。另外，优化W元素含量，提高高温强度，有利于蠕变性能。

附图说明

图1为现有几种高温合金及本发明实施例1的高温合金成分对比表(表1)；

图2对比例和实施例γ′强化相含量的对比图；

图3对比例和实施例γ′完全溶解温度对比图；

图4实施例粉末高温合金经热等静压，挤压，等温锻后的显微组织；

图5实施例粉末高温合金经固溶+时效热处理后的显微组织；

图6对比例和实施例在不同温度下拉伸性能对比图(表2)；

图7对比例和实施例在室温抗拉强度对比图；

图8对比例和实施例在室温屈服强度对比图；

图9对比例和实施例在700℃时抗拉强度对比图；

图10对比例和实施例在700℃时屈服强度对比图；

图11对比例和实施例在800℃时抗拉强度对比图；

图12对比例和实施例在800℃时屈服强度对比图；

图13对比例和实施例持久性能LMP值对比图；

图14对比例和实施例在不同温度下合金蠕变性能对比图(表3)。

具体实施方式

下面结合附图和实施例对本发明做进一步说明。

本实施例公开了一种高蠕变持久性能的镍基粉末高温合金，所述镍基粉末高温合金的成分包括：18-20wt％Co；12.5-13.5wt％Cr；3.0-3.4wt％Al； 3.5-3.9wt％Ti；3.75-4.25wt％W；3.75-4.25wt％Mo；0.9-1.1wt％Ta；1.1-1.3wt％Nb； 0.15-0.25wt％Hf；0.035-0.055wt％C；0.02-0.03wt％B；0.04-0.06wt％Zr；其余为 Ni。

所述镍基粉末高温合金的制备方法包括如下步骤：1)氩气雾化制粉、2) 脱气封焊、3)热等静压、4)挤压、5)锻造、6)热处理。其中，热等静压的温度为1150-1170℃、挤压的温度为1100-1150℃、锻造的温度为1080-1130℃。热处理可以根据构件对力学性能的要求，采用过固溶温度热处理或亚固溶温度热处理。过固溶热处理温度范围为1170-1200℃，通过过固溶温度热处理可以得到较粗大的晶粒组织，获得较高的蠕变性能。亚固溶热处理的温度范围为 1130-1150℃，亚固溶热处理可使构件保持细晶粒组织，获得较高的拉伸性能和抗疲劳性能。通过合适的工装，上述两种热处理可以施加在同一个构件的不同部位上，实现同一部件不同部位的双性能热处理。

进一步的，Ta的成分为0.95-1.0wt％，Nb的成分为1.15-1.2wt％。

如图1所示，相对于几种现有的高温合金，本发明实施例调节了Ta、Nb、 Hf、W、Mo和Ti元素含量，特别是通过减低合金中的Ta含量，提高Nb含量，提高合金中TCP相形成门槛值，提高材料的高温稳定性，优化Hf元素，降低 PPB形成风险。适当调整C元素，强化晶界，有利于高温蠕变性能。另外，优化W元素含量，提高高温强度，有利于蠕变性能。

具体的，本发明与RR1000相比，本发明实施例中Ta、Hf元素的含量均低于RR1000中Ta、Hf元素的含量，而C元素的含量高于RR1000中C元素的含量。与RR1000合金相比，通过减低合金中的Ta含量，提高Nb含量，提高合金中TCP相形成门槛值，提高材料的高温稳定性。Hf元素有利于提高γ′、MC 和γ相的稳定性，但同时也是强碳化物形成元素，制备过程中气体元素氧控制不当，易引起原始颗粒边界形成(PPB)。本发明通过优化Hf元素，降低PPB形成风险。适当调整C元素，强化晶界，有利于高温蠕变性能。

本发明与Rene88DT相比，增加了Ta元素以及提高了Nb元素的含量，另外Co、Cr、Ti、C元素含量均不同，Rene88DT合金属于第二代粉末高温合金，服役温度不超过700℃，其适用温度和各项性能明显低于本实施例。

本发明与Rene104、FGH98和FGH98I相比，本发明中提高了W元素的含量，W是合金中的主要固溶强化元素，使合金在高温下保持高强度。提高W元素的含量的作用是提高了高温强度，有利于蠕变性能。另外，本发明中Ti、Mo、 Ta元素与FGH98、FGH98I相比，

本发明与LSHR相比，Co、Ti、Al、W、Mo、Ta、Nb和C含量都不同，同时增加了Hf元素。其中降低Al含量，提高Ti含量；降低W含量，提高Mo 含量，增加C元素和Hf元素含量，提高晶界强度值，有利于蠕变性能。

如图1(表1)所示，基于上述成分范围，提供一种高蠕变持久性能的镍基粉末高温合金，其成分为：包括：19wt％Co；13wt％Cr；3.0wt％Al；3.8wt％Ti； 4.0wt％W；4.0wt％Mo；1.0wt％Ta；1.2wt％Nb；0.2wt％Hf；0.05wt％C；0.025wt％B； 0.05wt％Zr；其余为Ni。

基于该具体的镍基高温合金，如图2所示为对比例和实施例γ′强化相含量的对比图，本发明实施例镍基粉末高温合金γ′强化相含量高于Rene88DT，与 RR1000、Rene104、FGH98相当。

图3所示为对比例和实施例γ′完全溶解温度对比图，本发明实施例镍基粉末高温合金γ′溶解温度高于Rene88DT，与RR1000、Rene104、FGH98、LHSR 相当。

图4所示为本实施例粉末高温合金经热等静压，挤压，等温锻后的显微组织，锻造后的组织为细小均匀的γ-γ′双相晶组织，晶粒度为ASTM11级左右。

图5所示为实施例粉末高温合金经固溶+时效热处理后的显微组织，过固溶热处理后晶粒尺寸可达到ASTM8级，材料将具有最佳的蠕变性能。

图7所示为对比例和实施例在室温抗拉强度对比图，本发明实施例镍基粉末高温合金在室温抗拉强度值均高于Rene104合金、RR1000合金和Rene88DT 合金。

图8所示为对比例和实施例在室温屈服强度对比图，本发明实施例镍基粉末高温合金在室温屈服强度值高于Rene104和RR1000合金，与Rene88DT、 LHSR、FGH98I相当。

图9所示为对比例和实施例在700℃时抗拉强度对比图，本发明实施例镍基粉末高温合金在700℃抗拉强度值远高于Rene88DT、RR1000和LSHR合金。

图10为对比例和实施例在700℃时屈服强度对比图，本发明实施例镍基粉末高温合金在700℃屈服强度值远高于Rene88DT、RR1000和LSHR合金。

图11所示为对比例和实施例在800℃时抗拉强度对比图，本发明实施例镍基粉末高温合金在800℃抗拉强度值远高于Rene104合金。

图12所示为对比例和实施例在800℃时屈服强度对比图，本发明实施例镍基粉末高温合金在800℃屈服强度值远高于Rene104合金。

图13所示为对比例和实施例持久性能LMP值对比图。LMP参数与应力的关系可以用来衡量材料的持久及蠕变性能，LMP参数定义为LMP＝(273.15+T) (20+log10(t))/1000。其中T表示持久试验温度，℃，t表示持久断裂时间，小时。从图中可以看出，本发明实施例镍基粉末高温合金金持久性能优于 Rene88DT合金，与Rene104、LSHR和FGH98合金相近。

图14所示为对比例和实施例在不同温度下合金蠕变性能对比图(表3)。在不同温度、不同应力作用下蠕变变形量达到0.2％的时间和LMP参数值，其中LMP＝(273.15+T)(20+log10(t))/1000。T表示蠕变试验温度，单位为℃， t表示蠕变量达到0.2％的时间，单位为小时。从图中可以看出，本发明实施例镍基粉末高温合金金在800℃-330MPa测试条件下，蠕变量达到0.2％时，蠕变时间大于200h。对比LMP参数值可知，本发明镍基粉末高温合金金蠕变性能与典型的第三代粉末高温合金LSHR和Rene104相当。

上述实施例仅用于说明本发明的具体实施方式。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，都应属于本发明的保护范围。