本发明属于高温合金材料技术领域，具体为一种Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料及其制备方法。
背景技术：
高温合金是指以铁、钴、镍为基，能在600℃以上高温下服役而研制的一类金属材料。高温合金为单一的奥氏体基体组织，拥有较高的高温强度、抗氧化和抗腐蚀性能，具有良好的组织稳定性和使用可靠性，又称为热强合金和热稳定性高温合金，国外常称之为超合金。
高温合金按照合金成分、组织和成型工艺不同可以有不同的分类方法。按基体元素分类，主要有镍基高温合金、钴基高温合金和铁基高温合金，此外还另有一个分支镍-铁基高温合金。按制备工艺分，可以分为变形高温合金，铸造高温合金和粉末高温合金。按强化方式分类可以分为固溶强化合金和时效沉淀强化型合金，不同强化型合金有不同的热处理制度。
高温合金的发展动力来源于高温燃气轮机的需要，燃气轮机发动机，尤其是航空发动机推力及效率的日益增长，发动机工作温度的不断提高，这就要求材料必须具备更高的耐温能力。同时，高温合金由于具有优异的综合力学性能和抗氧化、耐腐蚀能力而成为石化、核能、航空、航天等工业领域中承受高温、腐蚀、长效载荷等恶劣使用环境关键部件不可或缺的材料。高温合金一般含有较高含量的合金元素，如Ni、Mo、W、Co等，因此，其在长期的高温服役或使用过程中，很容易析出σ等脆性相，严重影响了合金的性能及使用寿命。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料及其制备方法，以解决现有的合金材料在长期的高温服役或使用过程中，容易析出σ等脆性相，降低合金的性能及使用寿命等问题。本发明通过优化合金各元素成分含量配比以及对合金材料制备过程中的热处理工艺进行改进，制备出的合金材料在满足力学性能的同时，其电子空位数小于2.32，在815℃(σ相最易析出的温度)下，经过5000小时的持久试验，未出现σ相。本发明目的通过下述技术方案来实现：
一种Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料，按重量百分比计，所述合金材料包括：C：0.08～0.15％，Cr：14.0～15.25％，Co：14.0～16.0％，Mo：3.9～4.5％，Al：4.0～4.6％；Ti：3.0～3.7％，B：0.012～0.020％，余量为Ni。
作为本发明一种Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料的一个具体实施例，按重量百分比计，所述合金材料包括：C：0.10～0.12％；Cr：14.5～15.0％；Co：14.5～15.5％；Mo：4.1～4.3％；Al：4.1～4.5％；Ti：3.2～3.4％；B：0.015～0.018％，余量为Ni。
作为本发明一种Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料的一个具体实施例，所述合金材料还包括Fe，Mn，Si，S，Zr，Cu杂质以及其它不可避免的杂质，以重量百分比计，Fe≤0.5，Mn≤0.15，Si≤0.20，S≤0.015，Zr≤0.04，Cu≤0.1。
作为本发明一种Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料的一个具体实施例，所述合金材料还包括Fe，Mn，Si，S，Zr，Cu杂质以及其它不可避免的杂质，以重量百分比计，Fe≤0.3，Mn≤0.10，Si≤0.10，S≤0.008，Zr≤0.02，Cu≤0.05。
作为本发明一种Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料的一个具体实施例，所述合金材料的电子空位数Nν≤2.32。
作为本发明一种Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料的一个具体实施例，所述合金材料在室温下的抗拉强度≥1000N/mm2，屈服强度≥890N/mm2，断后伸长率≥7％；在应力125Mpa、温度980℃条件下持久断裂时间≥20h，面缩率≥10％；温度760℃条件下抗拉强度≥950N/mm2，屈服强度≥700N/mm2。
本发明还提供所述Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料的制备方法，包括以下步骤：
1)按组分配比称量原料，并在1450～1470℃温度下进行熔炼，溶液浇注成自耗电极；
2)将自耗电极进行重熔精炼，重熔成电渣锭；
3)将电渣锭加热锻造，锻造后空冷至室温，并进行表面处理；
4)将表面处理好的煅件经过热处理即得成品合金材料。
作为本发明一种Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料的制备方法的一个具体实施例，步骤1)中所述熔炼在真空感应炉中进行；步骤2)中所述重熔精炼在电渣炉中进行；所述重熔精炼成电渣锭所用渣料由以下重量百分比的成分组成：CaF2：65％，Al2O3：20％，CaO：10％，MgO：5％。
作为本发明一种Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料的制备方法的一个具体实施例，步骤3)中所述加热锻造的温度为1200～1220℃，保温时间为3～5h，开锻温度为1170～1200℃，停锻温度为1040℃。
作为本发明一种Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料的制备方法的一个具体实施例，步骤3)中所述加热锻造采用小变形量、多火次方法进行锻造成材。
作为本发明一种Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料的制备方法的一个具体实施例，步骤4)中所述热处理包括以下步骤：
固溶：1150～1200℃下处理3～5小时，空冷；
中间处理：先1050～1100℃下处理3～5小时，空冷，再在830～860℃下处理20～26小时，空冷；
时效处理：720～800℃下处理13～18小时，空冷。
作为本发明一种Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料的制备方法的一个具体实施例，步骤4)中所述热处理包括以下步骤：
固溶：1170℃下处理3～5小时，空冷；
中间处理：先1080℃下处理3～5小时，空冷，再在845℃下处理20～26小时，空冷；
时效处理：760℃下处理13～18小时，空冷。
作为本发明一种Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料的制备方法的一个具体实施例，步骤4)中所述热处理包括以下步骤：
固溶：1170℃下处理4小时，空冷；
中间处理：先1080℃下处理4小时，空冷，再在845℃下处理22小时，空冷；
时效处理：760℃下处理15小时，空冷。
TCP项是一种电子化合物，它的形成主要受电子因素的控制，电子空位数计算的具体方法是扣除合金中碳化物、γ1相、硼化物后，以剩余固溶体为基础，如果合金剩余固溶体中电子空位数大于某一临界值，则易于生成TCP相，反之则不易生成TCP相(具体电子空位数的计算为本领域技术人员都知晓的公知常识，在此不做具体说明)。但是随着合金的不同，电子空位数的临界值也不同。本发明合金材料经过大量的试验，通过对合金材料元素及各元素成分含量进行调整，在本发明合金材料元素及元素含量范围内制备的合金材料的电子空位数Nν≤2.32，其在815℃(σ相最易析出的温度)下，经过5000小时的持久试验，未出现σ脆性相。
本发明的有益效果：
1、本发明Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料在室温下的抗拉强度≥1000N/mm2，屈服强度≥890N/mm2，断后伸长率≥7％；在应力125Mpa、温度980℃条件下持久断裂时间≥20h，面缩率≥10％；温度760℃条件下抗拉强度≥950N/mm2，屈服强度≥700N/mm2。
2、本发明通过优化合金各元素成分含量配比，以及对合金材料制备过程中的热处理工艺进行改进，制备出的合金材料在815℃(σ相最易析出的温度)下，经过5000小时的持久试验，未出现σ脆性相。
3、本发明Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料的电子空位数Nν≤2.32，其组织结构稳定性高，且高温持久性能强、能够满足需要长期在高温环境服役的零部件要求。
具体实施方式
为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。
采用不同组成成分进行本发明Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料的制备，本发明提供6个实施例，各实施例合金材料的组成成分及含量如下表1所示：
表1本发明Ni-Cr-Co-Mo-Al-Ti系高温合金材料组成成分及含量(此处省略杂质)
实施例1
按照本发明合金材料制备方法进行本实施例合金材料的制备，具体步骤如下：
1)按表1中实施例1的组分成分及含量称量原料，并在1460℃温度下的真空感应炉中进行熔炼，溶液浇注成自耗电极；
2)将自耗电极在真空自耗炉中进行重熔精炼，重熔成电渣锭；其中，电渣锭所用渣料由以下重量百分比的成分组成：CaF2：65％，Al2O3：20％，CaO：10％，MgO：5％；
3)将电渣锭加热锻造，锻造后空冷至室温，并进行表面处理，其中，锻造温度为1220℃，时间为5小时，开锻温度为1200℃，停锻温度为1040℃；
4)将表面处理后的锻造件进行热处理即制得本实施例合金材料，其中热处理采用固溶—中间处理—时效处理的方式。固溶采用在1170℃的温度下处理4小时后空冷，然后进行中间处理，中间处理先在1080℃温度小处理4小时，空冷后再走845℃温度下处理24小时后空冷，最后进行时效处理，时效处理采用在760℃下处理15小时后空冷即可得到本实施例合金材料。
实施例2
按照本发明合金材料制备方法进行本实施例合金材料的制备，具体步骤如下：
1)按表1中实施例2的组分成分及含量称量原料，并在1470℃温度下的真空感应炉中进行熔炼，溶液浇注成自耗电极；
2)将自耗电极在真空自耗炉中进行重熔精炼，重熔成电渣锭；其中，电渣锭所用渣料由以下重量百分比的成分组成：CaF2：65％，Al2O3：20％，CaO：10％，MgO：5％；
3)将电渣锭加热锻造，锻造后空冷至室温，并进行表面处理，其中，锻造温度为1200℃，时间为3小时，开锻温度为1170℃，停锻温度为1040℃；
4)将表面处理后的锻造件进行热处理即制得本实施例合金材料，其中热处理采用固溶—中间处理—时效处理的方式。固溶采用在1150℃的温度下处理3小时后空冷，然后进行中间处理，中间处理先在1100℃温度小处理4小时，空冷后再走830℃温度下处理25小时后空冷，最后进行时效处理，时效处理采用在800℃下处理13小时后空冷即可得到本实施例合金材料。
实施例3
按照本发明合金材料制备方法进行本实施例合金材料的制备，具体步骤如下：
1)按表1中实施例3的组分成分及含量称量原料，并在1450℃温度下的真空感应炉中进行熔炼，溶液浇注成自耗电极；
2)将自耗电极在真空自耗炉中进行重熔精炼，重熔成电渣锭；其中，电渣锭所用渣料由以下重量百分比的成分组成：CaF2：65％，Al2O3：20％，CaO：10％，MgO：5％；
3)将电渣锭加热锻造，锻造后空冷至室温，并进行表面处理，其中，锻造温度为1210℃，时间为5小时，开锻温度为1180℃，停锻温度为1040℃；
4)将表面处理后的锻造件进行热处理即制得本实施例合金材料，其中热处理采用固溶—中间处理—时效处理的方式。固溶采用在1200℃的温度下处理3小时后空冷，然后进行中间处理，中间处理先在1050℃温度小处理4小时，空冷后再走850℃温度下处理23小时后空冷，最后进行时效处理，时效处理采用在750℃下处理16小时后空冷即可得到本实施例合金材料。
实施例4
按照本发明合金材料制备方法进行本实施例合金材料的制备，具体步骤如下：
1)按表1中实施例4的组分成分及含量称量原料，并在1470℃温度下的真空感应炉中进行熔炼，溶液浇注成自耗电极；
2)将自耗电极在真空自耗炉中进行重熔精炼，重熔成电渣锭；其中，电渣锭所用渣料由以下重量百分比的成分组成：CaF2：65％，Al2O3：20％，CaO：10％，MgO：5％；
3)将电渣锭加热锻造，锻造后空冷至室温，并进行表面处理，其中，锻造温度为1200℃，时间为4小时，开锻温度为1170℃，停锻温度为1040℃；
4)将表面处理后的锻造件进行热处理即制得本实施例合金材料，其中热处理采用固溶—中间处理—时效处理的方式。固溶采用在1180℃的温度下处理5小时后空冷，然后进行中间处理，中间处理先在1100℃温度小处理3小时，空冷后再走850℃温度下处理21小时后空冷，最后进行时效处理，时效处理采用在800℃下处理15小时后空冷即可得到本实施例合金材料。
实施例5
按照本发明合金材料制备方法进行本实施例合金材料的制备，具体步骤如下：
1)按表1中实施例5的组分成分及含量称量原料，并在1450℃温度下的真空感应炉中进行熔炼，溶液浇注成自耗电极；
2)将自耗电极在真空自耗炉中进行重熔精炼，重熔成电渣锭；其中，电渣锭所用渣料由以下重量百分比的成分组成：CaF2：65％，Al2O3：20％，CaO：10％，MgO：5％；
3)将电渣锭加热锻造，锻造后空冷至室温，并进行表面处理，其中，锻造温度为1200℃，时间为5小时，开锻温度为1180℃，停锻温度为1040℃；
4)将表面处理后的锻造件进行热处理即制得本实施例合金材料，其中热处理采用固溶—中间处理—时效处理的方式。固溶采用在1160℃的温度下处理4小时后空冷，然后进行中间处理，中间处理先在1080℃温度小处理4小时，空冷后再走850℃温度下处理23小时后空冷，最后进行时效处理，时效处理采用在760℃下处理16小时后空冷即可得到本实施例合金材料。
实施例6
按照本发明合金材料制备方法进行本实施例合金材料的制备，具体步骤如下：
1)按表1中实施例6的组分成分及含量称量原料，并在1470℃温度下的真空感应炉中进行熔炼，溶液浇注成自耗电极；
2)将自耗电极在真空自耗炉中进行重熔精炼，重熔成电渣锭；其中，电渣锭所用渣料由以下重量百分比的成分组成：CaF2：65％，Al2O3：20％，CaO：10％，MgO：5％；
3)将电渣锭加热锻造，锻造后空冷至室温，并进行表面处理，其中，锻造温度为1220℃，时间为5小时，开锻温度为1200℃，停锻温度为1040℃；
4)将表面处理后的锻造件进行热处理即制得本实施例合金材料，其中热处理采用固溶—中间处理—时效处理的方式。固溶采用在1150℃的温度下处理5小时后空冷，然后进行中间处理，中间处理先在1100℃温度小处理3小时，空冷后再走780℃温度下处理24小时后空冷，最后进行时效处理，时效处理采用在750℃下处理17小时后空冷即可得到本实施例合金材料。
实施例1至6合金材料性能测试结果
实施例1至6合金材料性能测试结果如下表2所示：
表2实施例1至6合金材料性能测试结果
注：上表中合金材料的电子空位数Nv计算方式为本领域技术人员常规计算方法，是本领域技术人员通过相应的手册能查到的，在此不做详细说明。
从上述实施例1至6制备的合金材料性能测试结果可以看出，本发明合金元素成分含量及制备方法制备出的合金材料在室温下的抗拉强度≥1000N/mm2，屈服强度≥890N/mm2，断后伸长率≥7％；在应力125Mpa、温度980℃条件下持久断裂时间≥20h，面缩率≥10％；温度760℃条件下抗拉强度≥950N/mm2，屈服强度≥700N/mm2，具有优异的力学性能，充分满足合金材料高温环境的使用要求。
本发明合金材料在815℃(σ相最易析出的温度)下，经过5000小时的持久试验，未出现σ脆性相。同时，本发明合金材料的电子空位数Nν≤2.32，其组织结构稳定性高，且高温持久性能强、能够满足需要长期在高温环境服役的零部件要求。
对比例
为了说明本发明合金材料各元素成分以及各成分的含量对合金材料电子空位数Nv及在815℃，5000小时持久性能(是否会有σ脆性相析出)上的影响，设计以下对比例研究在改变本发明合金材料成分及其含量时合金材料的性能，具体操作为：
实验1：将合金成分中的Co元素去掉，其它元素成分及含量不变；
实验2：将合金成分中的Al元素去掉，其它元素成分及含量不变；
实验3：将合金成分中的B元素去掉，其它元素成分及含量不变；
实验4：将合金成分中的Cr含量分别改变为8％，12％，16％，20％，其它元素成分及含量不变；
实验5：将合金成分中的Mo含量分别改变为0.5％，2％，6％，10％，其它元素成分及含量不变；
实验6：将合金成分中的Ti含量分别改变为1.0％，2.5％，5.5％，8％，其它元素成分及含量不变。
应当声明，本发明对比例只将以上几种改变合金成分及含量的实验进行列举，根据发明人对合金材料大量的研究及实验数据表明，只要不在本发明合金成分(少一种或多一种)及其含量(含量多或少)范围内的合金成分及配比均都够达到对比例实验1至实验6的效果，在此不做详细列举。
对比例实验1至实验6制备出的合金材料电子空位数Nv及在815℃，5000小时持久性能结果如下表3所示：
表3对比例实验1至实验6合金材料性能测试结果
从上表3可以看出，改变本发明合金材料元素成分或各成分配比都会对合金材料的性能造成影响，其电子空位数由之前的≤2.32直接增大到2.61以上，在815℃，5000小时的持久试验也会出现σ脆性相，合金组织稳定性降低，高温持久性降低，合金材料的性能整体下降，从而导致其使用寿命降低，无法满足其高温环境的持久性使用需求。
以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。