专利名称：：一种低密度高熔点镍基高温合金及其制备工艺的制作方法
技术领域：
：本发明涉及高温合金技术，特别提供了一种低密度、高的初熔温度具有优良铸造性能的等轴铸造镍基高温合金及其制备工艺，可用于燃烧室浮动瓦片材料。
背景技术：
：高温合金是指以铁、镍、钴为基，能在60(TC以上的高M^—定应力作用下长期工作的一类金属材料。半个世纪以来，航空发动机涡轮前温度从40年代的73(TC提高到1677°C。使用温度的提高对航空发动机材料提出了越来越苛刻的要求。镍基高温合金是迄今鹏撮为优越，用途最为广泛航空发动机材料。当前该合金使用温度的上限温度达到了12ocrc左右，已接近于合金的熔点，但仍是目前先进发动机中承受温度最高，应力载荷最大的关键部件的首选材料。镍基高温合金具有优异的抗高温氧化和高温腐蚀的性能。与铁基高温合金相比，镍基高温合金具有良好的导热性、较高的组织稳定性，可以固溶更多的元素而不产生有害相；镍基高温合金与钴基合金相比，具有比重轻、价格低、强度高和抗氧化性好的特点。此外，镍基高温合金还具有优良的可铸性与高温持久性能。决定镍基高温合金优异性能的是其沉淀析出的面心立方金属间化合物Y相(Ni3Al)强化。有些合金如In718还有序体心四方Y"(Ni3Nb)强化。一般的钴基高温合金由于缺乏Y相的强化作用，仅靠固溶强化和碳化物强化，因此一般难以达到镍基高温合金的强度水平。镍基高温合金通过适当调节合金成分，可以使合金不但具有钴基合金无法比拟的高温强度，而且还具有较高的初熔^t、较好的冷热疲劳性能、较高的塑性和韧性，较高的抗氧化和耐腐蚀性，较低的密度，在航空发动机很多部件上应用具有特殊的意义。国内用于航空发动机的镍基高温合金尽管已开发了很多，例如K403、K405、K441和K417G等合金，这些合金最大的缺点就是初熔温度及塑性与钴基高温合金相比相差较大，限第U了这些合金的应用。另外，由于燃烧室浮动瓦片形状复杂，不易于制备成单晶或采用定向凝固工艺。金属间化合物虽然具有比重低和强度高的特点，但由于其塑性和抗氧化性较差，限制了其使用。所以就需要开发一种合金，要求具有高初熔温度、低密度、具有良好铸造性能、好的热疲劳性能和较高的抗高温氧化性能。
发明内容本发明的目的在于提供一种高初熔温度、良好高温强度、低比重和较低成本、良好铸造性能的综合性能优越的等轴铸造镍基高温合金及其制备工艺，解决镍基高温合金初熔纟IU变较低，以及塑性和抗氧化性较差等问题。本发明的技术方案是-一种低密度高熔点镍基高温合金，按质量百分比计，合金成分如下C0.030.06，Cr512，A15.5~6.5，Co38，W37，Mo24，Nb1.6~3.2，B0.010.03，Y0細0.025，Ni余量。该合金的制备工艺是.-采用真空感应炉冶炼母合金，冶炼柑埚选用CaO或MgO坩埚，操作过程为按所述组分将碳、铬、钴、鸨、钼、铌合金元素以及镍板装入钳埚中；抽真空并小功率加热以排除气体。当真空度达50Pa0.1Pa时，给大功率熔化合金；熔化完毕后，在155(TC160(TC精炼30s300s，真空度应达到0.1Pa0.001Pa，停电、结膜、破膜加入Al及Al-Y和Ni-B中间合金，均匀搅拌，在145(TC150(TC浇铸成母合金,定。所述镍基高温合金浇铸试棒或铸件时，用真空感应炉重熔母合金锭后浇铸，浇铸的模壳在85(TC110(TC预热35h;具体的工艺为将所需的母合金锭放入CaO或MgO坩埚，给电排除气体；当真空度达到50Pa0.01Pa级时，加大功率熔化合金；在155(TO160(TC精炼30S300S，真空度应达到0.1Pa0.001Pa，在145(TC150(TC时进行浇铸；浇铸完，在真空室中冷却，等完全凝固后取出。本发明测温系统为W—Re电偶和JH-5型红外光导纟鹏真空度测试仪，测温保护套管为Mo-Al2(V金属陶瓷管。所述的高温合金，按质量百分比，较好的成分如下C0.05，Cr9，A16，Co5.5，W3.5，Mo3，Nb2.2，B0.023，Y0.013，Ni所述的高温合金，按要求不同，可以采取不同的热处理制度，获得要求达到的性能热处理制度一1090°C1110。C下，保温3h5h，空冷至室温。此热处理帝峻可以获得较好的塑性，兼顾了强度。热处理制度二1200。C1220。C下，保温3h5h，空冷至室温；1040。C1060。C下，保温3h5h，空冷至室温；850。C89(TC下，保温20h28h，空冷至室温。此热处理制度可以获得较好的拉伸强度和蠕变性能。本发明工作原理如下在高温合金中，Al和Ti是最主要的y形成元素。本发明主要是加入较多的铝形成高体积分数的Y相来提高其强度；因为Ti急剧降低合金的熔化温度，因此本合金中完全限制Ti。通过加入f腿一步增力口Y相数量，提高了Y1'的晶格错配度，增强了Y'相的强化作用，并与碳形成稳定的MC;加入少量的碳和硼，一方面来强化晶界，另一方面与铬、鸨、钼、铌形成碳化物和硼化物来强化合金；铬、钨、钼等合金元素固溶强化合金。合金碳和硼的含量较低，不含钛，保证了该合金初熔温度高，冷热疲劳性能好；铬和钇可以提高抗氧化能力；钇还可以改善碳化物形态，提高其稳定性和抗开裂能力；钴的作用是固溶强化，可与Ni置换。本发明合金i式样采用国际上通行的普通铸造技术制备，铸造性能好，易于加工。该发明的合金具有如下优点1、合金初熔温度高。高温DSC分析表明本发明合金初熔温度高达1347'C，高于K419、K417G、K418和K441高温合金分别达90。C、70°C、50°C30°C，也略高于DZ40M、K640等钴基合金。2、铸造性能好。本发明合金的熔化温度范围1347tM375T:，凝固区间小，可浇铸出形状复杂的部件。3、合金密度较低。本发明合金密度仅为8.1g/cm3，远低于K441、K640等合金。4、合金抗氧化性能好。本发明合金的1100。C氧化i曾重速率为0.067g/m2h，并且在90(TC110(TC温度范围内都达到完全抗氧化级。5、冷热疲劳性能好。本发明合金裂纹扩展速率仅远低于K465、K417G、DZ4幅等合金。6、本发明合金的相稳定性好，长期时效也不易生成有害相。7、成本低。本发明合金不含钽、铪等贵重元素，价格远低于DZ40M和K640A会8、强度高。在所有温度上，本发明合金拉伸和持久强度均远高于初熔温度相近的DZ40M和K640合金。图1(a)-图1(c)为本发明合金的组织形态。其中，图1(a)典型铸态合金组织；图l(b)铸态合金的强化相Y'形态；图l(c)110(TC4小时热处理后的Y'形态。图2是该合金的氧化增重曲线。图3是该合金的热疲劳性能曲线。图4(a)-图4(b)是该合金在70(TC和90(TC的疲劳曲线。其中，图4(a)为70(TC的疲劳曲线，图4(b)为90(TC的疲劳曲线。具体实施例方式下面通过实例详述本发明。实施例1本实施例成分见表l:表l本发明合金成分表(Wt。/cO<table>tableseeoriginaldocumentpage6</column></row><table>该合金的制备工艺是采用真空感应炉冶炼实验母合金，冶炼柑埚选用CaO坩埚，测温系统为W—Re电偶和JH-5型红外光导温獻真空度测试仪，测温保护套管为Mo-Al203金属陶瓷管。以冶炼300kg母合金计，操作过程为将碳、铬、钴、钩、钼、铌合金元素以及镍板装入坩埚中；抽真空，给小功率130kw烘埚排除附着气体，当真空度达20Pa时，加大功率到200kw熔化合金；熔化完毕后，在1580。C精炼4min(真空度为0.06Pa，功率为90kw)。停电、结膜、破膜加入Al及Al-Y和Ni-B中间合金，然后130kw搅拌，搅拌后停电降温，90kw冲击破膜，在1480。C浇铸成母合金锭。在试验用10kg真空感应炉中重熔母合金后，浇注合金试棒，采用CaO坩埚，观醞系统为W—Re电偶。浇铸过程为将MgO或CaO模壳埋入装有Si02砂筒中，浇铸的模壳预先在马弗炉中90(TC预热3小时。将所需的母合金锭放入CaO坩埚，将刚出马弗炉的砂筒装入真空感应炉中待浇铸。抽真空，给小功率10kw排除气体，再当真空度达到5Pa级时，增加功率到40kw烙化合金，并在155(TC精炼30S(真空度到0.05Pa，功率为10kw)。停电降温待浇铸，加大功率至20kw，升温搅拌，调节功率控制温度，浇铸Mit应在约147(rC。浇铸完，在真空室中冷却，等完全凝固后取出。本发明合金典型铸态合金组织见图1(a)，铸态合金的强化相Y'形态见图1(b)。本发明合金初熔^It高达1352°C，高于K419、K417G、K418和K441等镍基高温合金分别达90。C、70°C、50°C、30°C，也高于DZ40M、K640合金等钴基高温合金(见表2)。凝固区间小，铸造性能优越。合金密度低，仅为8.1g/cm3，远低于DZ40M、K640合金(见表3)。发明合金抗氧化性能好，1100°C氧化增重速率为0.067g/m2h，达到完全抗氧化级，见图2。本发明合金(K495)冷热疲劳性能好，裂纹扩展速率远低于K465、K417G、DZ40M等合金，见图3。强度比较高，在2(TC和1000。C两个典型温度上，合金拉伸强度在表4几个典型铸造高温合金中处于中等，而塑性仅低于DZ40M合金。表4中强度比发明合金高的合金其初熔温度远低于该发明合金。本发明合金无论持久强度还是持久寿命都高于DZ40M和K640，在表5中该发明合金也是很优秀的。说明本发明合金是综合性能优越的普通铸造高温合金。表2—些铸造高温合金的熔化温度范围<table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>表4一些铸造高温合金的拉伸性能<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>錄鹏ftM厕嚴微5驚脾，y，嫩裙率。表5—些铸造高温合金的持久寿命<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>实施例2与实施例1不同之处在于，本实施例的合金成分见表6所示:表6试验合金成分表(wt.0/0)<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>该合金的制备工艺是采用真空感应炉冶炼实验母合金，冶炼坩埚选用CaO柑埚，观醞系统为W—Re电偶和JH-5型红外光导温傲真空度测试仪，测温保护套管为Mo-Al203金属陶瓷管。冶炼200kg母合金计，其操作过程为将碳、铬、钴、钨、钼、铌合金元素以及镍板装入坩埚中；抽真空，给功率120kw烘埚排除附着气体，当真空度达1Pa时，增加功率到180kw熔化合金;熔化完毕后，在1550。C精炼4min(真空度0.08Pa，功率80kw)，停电、结膜、破膜加入A1及A1-Y和Ni-B中间合金，然后大功率120kw搅拌，搅拌后停电降温，大功率120kw冲击破膜，测温，调整功率，在1450。C浇铸成母合金锭。在试验用10kg真空感应炉中重熔母合金后，浇注合金试棒，采用CaO坩埚，测温系统为W—Re电偶。浇铸过程为将MgO或CaO模壳埋入装有Si02砂筒中，浇铸的模壳预先在马弗炉中100(TC预热4小时。将所需的母合金锭放入CaO坩埚，再将刚出马弗炉的砂筒装入真空感应炉中待浇铸。抽真空，给10kw功率排除气体，当真空度达到lPa级时，增加功率40kw熔化合金，并在1550。C精炼4min(真空度是3X10^Pa，小功率10kw保温)。停电降温待浇铸，加大功率至20kw，升温搅拌，调节功率控制温度，浇铸温度在1450'C。浇铸完，在真空室中冷却，等完全凝固后取出。本实施例合金初熔M^高达1347°C。浇铸出的试样经热处理后与DZ40M、K418B、K441、K640等进行对比。热处理制度为IIO(TC下，保温4h，空冷至室温，热处理后合金的Y'形态见图l(c)。表7是持久强度试验结果的对比。表8是该例的缺口持久性能的对比，表明该合金基本没有缺口敏感性。表9是该例的拉伸性能。图4(a)-图4(b)是700。C和90(TC低周疲劳性能，图中K495合金即为本发明合金。表7—些合金100h左右持久强度(MPa)<table>tableseeoriginaldocumentpage9</column></row><table>表8试验合金缺口持久性能温衝。c应力/MPa光滑试样缺口i辦700680100薩850400889649801516825410408063313表9试验合金的拉伸性能『CW2085275810.217.210004383282331.5实施例3实施例的合金成分如下表10试验合金成分表(Wt.0/0)CCrCoAlWMoNbYBNi实施例30.0559.05.05.95.93.02.30.0170.021余该合金的制备工艺是采用真空感应炉冶炼实验母合金，冶炼柑埚选用CaO坩埚，领醞系统为W—Re电偶和JH-5型红外光导温度/真空度测试仪，测温保护套管为Mo-Al203金属陶瓷管。冶炼的母合金数量为20kg，操作过程为将碳、铬、钴、鸨、钼、铌合金元素以及镍板装入埘埚中；抽真空，给小功率30kw烘埚排除附着气体，当真空度达0.1Pa时，增加功率至60kw熔化合金；熔化完毕后，在160(TC精炼2min(真空度0.03Pa，功率为20kw)，停电、结膜、破膜力口入Al及Al-Y和Ni-B中间合金，然后大功率70kw搅拌，搅拌后停电降温，大功率70kw冲击破膜，测温并调节功率到150(TC，浇铸成母合金锭。在试验用10kg真空感应炉中重熔母合金后，浇注合金i式棒，采用CaO坩埚，测温系统为W—Re电偶。浇铸过程为将MgO或CaO模壳埋入装有Si02砂筒中，浇铸的模壳预先在马弗炉中90(TC预热3小时。将所需的母合金锭放入CaO坩埚，再将刚出马弗炉的砂筒装入真空感应炉中待浇铸。给小功率10kw排除气体，当真空度达到10Pa级时，增加功率至40kw烙化合金，并在1550。C精炼240s(真空度0.03Pa，功率10kw)。停电降温待浇铸，加大功率至20kw，升温搅拌，10调节功率控制温度，浇铸温度在147(TC。浇铸完，在真空室中冷却，等完全凝固后取出。本实施例合金初熔温度高达1351。C。本例的合金成分与前例主要差别在于W的含量和热处理制度。W的含量(质量百分比)提高到5.9%，同时热处理帝渡制度选择下述三级热处理制度-1215。C下，保温4h，空冷至室温；105(TC下，保温4h，空冷至室温；87(TC下，保温24h，空冷至室温。表ll列出该试验的拉伸性能，表12是该试验合金的持久性能。表明按上述的成分和热处理制度，可以进一步提高该合金的高纟显强度。表ll试验合金的拉伸性能<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>实施例4-6与实施例1不同之处在于实施例4的Cr和Nb含量明显提高，而C和W的含量有些下降；实施例5的Co和Mo提高，而Cr和Nb则有下降；实施例6的W含量有些提高，其他元素基本不变(见表13)。表13本发明合金成分表(wt。/。)<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>上述合金的熔化温度在1347'C1375"C范围内。上述合金的热处理制度如下实施例4:lll(TC下，保温5h，空冷至室温。实施例5:1210。C下，保温4h，空冷至室温；104(TC下，保温4h，空冷至室温；85(TC下，保温28h，空冷至室温。实施例6:1220。C下，保温3h，空冷至室温；106(TC下，保温3h，空冷至室温；890。C下，保温20h，空冷至室温。表14上述合金的拉伸性能<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>权利要求1、一种低密度高熔点镍基高温合金，其特征在于，按质量百分比计，合金成分如下C0.03～0.06，Cr5～12，Al5.5～6.5，Co3～8，W3～7，Mo2～4，Nb1.6～3.2，B0.01～0.03，Y0.008～0.025，Ni余量。2、按照权利要求1所述的镍基高温合金，其特征在于，按质量百分比，较好的成分如下C0.05，Cr9，A16，Co5.5，W3.5，Mo3，Nb2.2，B0.023,Y0.013，M余量。3、按照权利要求1所述的镍基高温合金的制备工艺，其特征在于，采用真空感应炉冶炼母合金，冶炼坩埚选用CaO或MgO坩埚，操作过程为按所述组分将碳、铬、钴、鸨、钼、铌合金元素以及镍板装入柑埚中；当真空度达50Pa0.1Pa时，熔化合金；熔化完毕后，在155(TC160(TC精炼30s300s，真空度应达到0.1Pa0.001Pa，停电、结膜、破膜加入Al及Al-Y和Ni-B中间合金，均匀搅拌，在1450'C150(TC浇铸成母合金锭。4、按照权利要求3所述的镍基高温合金的制备工艺，其特征在于，所述镍基高温合金浇铸试棒或铸件时，用真空感应炉,母合金锭后浇铸，浇铸的模壳在85(TO110(TC预热35h;具体的工艺为将所需的母合金锭放入CaO或MgO坩埚，给电排除气体；当真空度达到50Pa0.01Pa级时，熔化合金；在1550°C1600。C精炼30S300S，真空度应达到0.1Pa0.001Pa，在1450。C1500。C时进行浇铸；浇铸完，在真空室中冷却，等完全凝固后取出。5、按照权利要求3或4所述的镍基高温合金的制备工艺，其特征在于，合金热处理制度为1090°C111(TC下，保温3h5h，空冷至室温。6、按照权禾腰求3或4所述的镍基高温合金的帝U备工艺，其特征在于，合金热处理制度为(1)120(TC1220。C下，保温3h5h，空冷至室温；(2)1040。C1060。C下，保温3h5h，空冷至室温；(3)850。C89(TC下，保温20h28h，空冷至室温。全文摘要本发明涉及高温合金技术，特别提供了一种低密度、高的初熔温度具有优良铸造性能的等轴铸造镍基高温合金及其制备工艺，可用于燃烧室浮动瓦片材料。按质量百分比计，合金成分如下C0.03～0.06，Cr5～12，Al5.5～6.5，Co3～8，W3～7，Mo2～4，Nb1.6～3.2，B0.01～0.03，Y0.008～0.025，Ni余量。采用真空感应炉冶炼母合金，冶炼坩埚选用CaO或MgO坩埚，操作过程为按所述组分将碳、铬、钴、钨、钼、铌合金元素以及镍板装入坩埚中；当真空度达50Pa～0.1Pa时，熔化合金；熔化完毕后，在1550℃～1600℃精炼30s～300s，停电、结膜、破膜加入Al及Al-Y和Ni-B中间合金，均匀搅拌，在1450℃～1500℃浇铸成母合金锭。本发明解决镍基高温合金初熔温度较低，以及塑性和抗氧化性较差等问题。文档编号C22C1/03GK101538664SQ20081001069公开日2009年9月23日申请日期2008年3月19日优先权日2008年3月19日发明者于金江,侯贵臣,周鹏杰,孙晓峰,王志辉,管恒荣,胡壮麒,连占卫申请人:中国科学院金属研究所