一种镍基铸造合金及其制备方法与流程

本发明属于新材料
技术领域：
，涉及一种镍基铸造合金及其制备方法，特别是具有优异超高温力学性能的镍基铸造高温合金，主要应用于壁面温度达到1200℃的冲压发动机的高温承载结构件，如进气道结构件。
背景技术：
：自二十世纪六十年代提出超高声速飞行的概念以来，世界各国竞相发展超高声速技术，其重点始终放在以超高声速冲压发动机为主的复杂结构高温部件上。为满足发动机推重比的不断升级换代的需要，关键高温合金部件的结构和材料发生了巨大的变化，结构向整体、空心方向发展，要求材料具有更高承温能力的同时，具有更好的抗腐蚀性能、更长的持久寿命和更低的成本。随着我国航空、航天技术不断发展，发动机性能日益提高，对发动机结构材料的耐温能力及高温力学性能要求越来越高。早期的发动机高温部件一般采用变形高温合金板材补焊而成，常用材料是gh3230和gh5188。gh3230为ni-cr基固溶强化型变形高温合金，使用温度范围700-1050℃。gh5188是co-ni-cr基固溶强化型变形高温合金，适用于制作980℃以下要求高强度的发动机零件。随着冲压发动机的不断发展，提出了长时间使用温度超过1100℃，短时间使用温度超过1200℃，使役时间超过2000s的要求，变形高温合金板材焊接件已不能满足发动机的使用要求，需要研制承温能力更高，综合性能更好的铸造高温合金结构件。上个世纪60-70年代，美国martinmetals公司相继研发了mar-m200、mar-m246(us3164465，公开日1965年1月5日，发明名称nickel-basealloys)和mar-m002(us3765879，公开日1973年10月16日，发明名称nickelbasealloy)。其中，mar-m200合金由于含有nb等易形成过稳定mc型碳化物的元素，同时合金过饱和度低，因此γ/γ′相共晶含量少，所以合金的中温持久、塑性及蠕变性能差，为此去掉nb，加入mo、ta，同时降低w含量，发展成了mar-m246合金，该合金保持了原有的良好的高温性能，同时中温持久性能有所改善，但由于含有2.5重量％的mo，因为合金在高温下形成m6c相的数量增加，进而在1000℃以上形成tcp相的倾向性增大，为此对合金成分进一步调整和改进，去掉mo，加入hf，提高ta含量，形成一种中高温性能好，综合性能优异的镍基铸造高温合金mar-m002。作为沉淀强化型高w类等轴晶铸造高温合金，mar-m002合金的中温和高温性能水平属现有等轴晶铸造高温合金的最高级别。合金组织稳定，抗高温氧化和耐热腐蚀性能较好，已成熟应用于航空发动机涡轮转子叶片和整铸涡轮中，长期使用温度不超过1050℃。针对新一代冲压发动机对高温合金结构件的需求，国内采用mar-m002合金开展了进气道等结构件的试制。然而由于工况及结构与航空发动机的差异，现有mar-m002合金成分、铸造工艺、热处理工艺并不完全满足冲压发动机高温结构件的使用要求“长时间使用温度超过1100℃，短时间使用温度超过1200℃，使役时间超过2000s”。须针对冲压发动机高温部件力学性能的要求，进行合金成分、组织的精确调控，使其具有良好的综合性能。技术实现要素：本发明的目的在于提供一种具有更高承温能力的低成本镍基铸造高温合金。该合金的综合性能涵盖室温拉伸性能、超高温拉伸性能、超高温持久性能以及高温氧化性能。该合金主要应用于壁面温度达到1200℃的冲压发动机的高温承载结构件，如进气道结构件。为了实现上述目的，本发明提供了一种镍基铸造合金，以重量百分数计，该镍基铸造合金含有c：0.1-0.25％、cr：7.5-10.7％、co：8-12％、w：8-12％、al：大于6.25％、ti：0.75-2％、ta：2-3％、hf：0.8-2.5％、zr：0.01-0.15％、b：0-0.2％。本发明还提供了所述镍基铸造合金的制备方法，包括：将合金原料依次在真空条件下进行混合熔化、精炼和浇注成型。本发明的镍基铸造合金与近期发展的同类型高温合金相比，高温力学性能得到明显提升，且高温抗氧化性能和室温拉伸性能良好。特别地，在1200℃条件下，本发明的镍基铸造合金的高温抗拉强度和持久寿命高于商业合金mar-m002。这表明，本发明的镍基铸造高温合金较同类高温合金，具有更高的承温能力与耐久性能，是一种新型耐超高温镍基铸造高温合金，可有效提高新一代冲压发动机的工作可靠性和性能水平。附图说明图1是根据本发明一种具体实施方式的镍基铸造合金的典型低倍显微组织；图2是根据本发明一种具体实施方式的镍基铸造合金的枝晶干γ′强化相的典型组织。具体实施方式本发明中，除非特别说明，本发明中述及的各种含量均为重量百分比含量。本发明提供了一种镍基铸造合金，以重量百分数计，该镍基铸造合金含有c：0.1-0.25％、cr：7.5-10.7％、co：8-12％、w：8-12％、al：大于6.25％、ti：0.75-2％、ta：2-3％、hf：0.8-2.5％、zr：0.01-0.15％、b：0-0.2％。根据本发明，al为镍基铸造合金的重要组成部分，特别有利于提高高温下γ′强化相的数量和稳定性，所述镍基铸造合金中al的含量大于6.25％，优选≤8.75％，例如为6.3％、6.4％、6.45％、6.5％、6.56％、6.6％、6.7％、6.75％、6.8％、6.9％、7％、7.1％、7.2％、7.3％、7.4％、7.5％、8％、8.2％、8.4％、8.5％、8.6％、8.7％、8.75％或上述数值之间的任意值。根据本发明，c特别有利于提高镍基铸造合金的高温强度和力学性能，所述镍基铸造合金中c的含量为0.1-0.25％，优选为0.13-0.17％。根据本发明，cr是高温合金中不可缺少的合金化元素，所述镍基铸造合金中cr的含量为7.5-10.7％，优选为8-10％。根据本发明，所述镍基铸造合金中co的含量为8-12％，优选为9-11％。根据本发明，w特别有利于改善镍基铸造合金的屈服强度和蠕变性能，所述镍基铸造合金中w的含量为8-12％，优选为9-11％。根据本发明，所述镍基铸造合金中al的含量为6.26-8.5％，优选为6.5-7％，特别是6.5-6.6％。根据本发明，所述镍基铸造合金中ti的含量为0.75-2％，优选为1.25-1.75％。根据本发明的优选实施方式，所述镍基铸造合金中al和ti的总含量在8.5％以下，特别是8-8.5％。根据本发明，ta特别有利于提高镍基铸造合金的强度、抗蠕变性能、抗热腐蚀和冷热疲劳性能，所述镍基铸造合金中ta的含量为2-3％，优选为2.25-2.75％。根据本发明，所述镍基铸造合金中hf的含量为0.8-2.5％，优选为1.3-1.7％。根据本发明，zr特别有利于提高镍基铸造合金的高温强度和使用寿命，所述镍基铸造合金中zr的含量设为0.01-0.15％，优选为0.03-0.08％。根据本发明，b特别有利于提高镍基铸造合金的可铸性和增加微观组织的稳定性，所述镍基铸造合金中b的含量为0-0.2％或0.002-0.2％，优选为0.01-0.02％。根据本发明，所述镍基铸造合金的主要成分为ni，其中，ni的含量可以为48-65％，优选为54.5-65.5％。根据本发明，所述镍基铸造合金通常含有不可避免的杂质，例如，mo、fe、v、mg、mn、si、bi、s、p、cu、ag、pb。具体地，所述镍基铸造合金含有mo：0.5％以下、fe：0.5％以下、v：0.1％以下、mg：0.003％以下、mn：0.2％以下、si：0.2％以下、bi：0.00005％以下、s：0.01％以下、p：0.01％以下、cu：0.1％以下、ag：0.0005％以下、pb：0.0005％以下。镍基铸造合金中的微量杂质元素ag、pb、bi分别控制在5ppm和0.5ppm数量级上，这对保证镍基铸造合金的熔炼质量和合金重熔成形零件的质量都会起到重要作用。根据本发明的优选实施方式，所述镍基铸造合金由ni、c、cr、co、w、al、ti、ta、hf、zr、b和不可避免的杂质组成，其中，c、cr、co、w、al、ti、ta、hf、zr、b和不可避免的杂质的含量可以如前所述，余量为ni。本发明提供的制备如上所述的镍基铸造合金的方法包括：将合金原料依次在真空条件下进行混合熔化、精炼和浇注成型。本发明的方法中，所述真空条件可以为真空度10pa以下(如5-10pa)的条件。本发明的方法中，可以采用常规的方式进行混合熔化和精炼，但优选地，所述混合熔化和精炼的方式为：真空度低于10pa时开始送电，送电功率为25-35kw，合金原料全熔后将功率降至15-25kw进行精炼直至钢液面干净无膜，待钢液温度高于合金浇注温度约20-30℃时停电测温。混合熔化和精炼可以在真空感应炉坩埚内进行。本发明的方法中，可以采用常规的方法进行浇注成型，但优选地，所述浇注成型的方式为：送电功率5-15kw，浇注温度为1450-1490℃，型壳温度为900-1000℃。本发明的方法中，为了进一步改善本发明的镍基铸造合金的性能，所述方法还可以包括对浇注成型后的材料在850-900℃下热处理15-20h。选择合金原料的组成从而得到具有预期组成的镍基铸造合金的方法是本领域技术人员所公知的，本文不再详述。本发明的镍基铸造合金或由上述方法制得的镍基铸造合金具有明显提高的高温力学性能，特别适用于壁面温度达到1200℃的冲压发动机的高温承载结构件，如进气道结构件。因此，本发明还提供了所述镍基铸造合金在制备壁面温度达到1200℃的冲压发动机的高温承载结构件(如进气道结构件)中的应用。通过以下实施例更详细地阐述本发明，以便于本领域人员理解本发明的优点和特征。但是，本发明并不由这些实施例所限定。实施例1-3(1)按照表1所示的组成配制合金原料；(2)将上述配制的合金原料放入真空感应炉坩埚内，抽真空至10pa以下后开始送电，送电功率为30kw，合金原料全熔后将功率降至20kw精炼直至钢液面干净无膜，待钢液温度高于合金浇注温度约25℃时停电测温，送电功率为10kw进行浇注成型，浇注成型温度为1480℃，型壳温度为900℃；870℃下热处理16h，即可获得镍基铸造合金锭材。图1为实施例1获得的合金的典型低倍(×200倍)显微组织，图2为实施例1获得的合金的枝晶干γ′强化相典型组织，通过场发射扫描电子显微镜观察获得。mar-m002是us3765879所述的镍基铸造等轴晶高温合金。表1实施例1实施例2实施例3mar-m002nibal.bal.bal.bal.al6.566.746.985.48ti1.501.491.481.48cr8.868.948.898.82ta2.532.432.402.48co10.029.599.6210hf1.521.591.601.48w10.0210.0310.079.98b0.0150.0160.0160.015zr0.0450.0550.0550.047c0.140.140.140.15mo0.0570.0380.0370.072fe0.310.0830.0840.36v0.0071＜0.005＜0.0050.011mg＜0.001＜0.001＜0.001＜0.001mn＜0.005＜0.005＜0.005＜0.005si0.0530.0230.0240.058bi＜0.00001＜0.00001＜0.00001＜0.00001s0.00150.00120.00120.0013p＜0.005＜0.005＜0.005＜0.005cu0.00750.0010.0010.0018ag＜0.0001＜0.0001＜0.0001＜0.0001pb＜0.0001＜0.0001＜0.0001＜0.0001测试例1以下对镍基铸造合金的性能进行评价。(1)室温与高温拉伸性能切割试样，经机加工成标距25mm，直径5mm的标准圆棒拉伸试样，分别按照gb/t228.1-2010标准进行室温拉伸实验，gb/t4338-2006标准进行1100℃和1200℃高温拉伸实验。(2)高温持久性能切割试样，经机加工成标距25mm，直径5mm的标准圆棒持久试样，按照gb/t2039-2012标准在1100℃/100mpa和1200℃/30mpa条件下进行高温持久实验。(3)高温抗氧化性能切割试样，并加工成30×10×1.5mm的薄片，再经抛光后放入坩埚称重，接着放入热处理炉。按照hb5258-2000标准采用重量增加法测定合金在不同温度和时间试验结束后的氧化增重值用于评估合金的抗氧化性能。在1100℃下的试验总时间为100h，每隔25h取出试样称量一次。表2示出了实施例和商业合金mar-m002的性能评价结果。可以看出，实施例在1200℃下的高温强度明显优于mar-m002合金。表2以上详细描述了本发明的优选实施方式，但是，本发明并不限于此。在本发明的技术构思范围内，可以对本发明的技术方案进行多种简单变型，包括各个技术特征以任何其它的合适方式进行组合，这些简单变型和组合同样应当视为本发明所公开的内容，均属于本发明的保护范围。当前第1页12