本发明属于镍基高温合金技术领域，涉及一种高承温能力的镍基变形高温合金及其制备方法。
背景技术：
高温合金是能够在大约600℃以上长期工作的一类材料，广泛用于航空、航天、核电、石油、化工等工业领域。高温合金按照基体来分主要有镍基高温合金、铁基高温合金和钴基高温合金，按成形工艺一般可分为变形高温合金和铸造高温合金两大类。涡轮盘是航空发动机热端关键部件。涡轮盘的质量和综合性能对发动机和飞机的性能、可靠性和使用寿命具有决定性的影响。镍基变形高温合金是制造航空发动机涡轮盘的一种重要材料。根据发动机推重比的不同，制造涡轮盘所需要的镍基变形高温合金的承温能力(即在指定外应力和断裂时间条件下，合金所能够承受的最高温度。为了检测方便，通常在指定外应力和试验温度下，测试合金的断裂时间，断裂时间越长，表明合金承温能力越高)也不相同。变形高温合金gh4169、gh4720li是目前国内典型的涡轮盘高温合金材料。但是，gh4169的使用温度不超过650℃，gh4720li合金的使用温度在700℃左右。随着先进航空发动机的发展，要求航空发动机的推重比不断提高，相应地，涡轮进口温度越来越高，因此，对涡轮盘高温合金的承温能力和热强性(即高温下的强度水平，尤指高温持久强度或持久寿命或蠕变寿命)等指标的要求也越来越高。先进航空发动机要求涡轮盘能够在更高的使用温度下服役工作。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种高承温能力的含sc的镍基变形高温合金及其制备方法，满足先进航空发动机涡轮盘高承温能力的使用需求。
实现本发明的技术方案是：高承温能力的镍基变形高温合金各元素质量百分数分别为：sc：0.005％～0.5％；cr：10.0％～20.0％；co：5.0％～25.0％；mo：0.1％～8.0％；w：0.1％～5.0％；al：0.1％～5.0％；ti：0.1％～5.0％；nb：0.1％～6.0％；v：0.1％～2.0％；c：0.001％～0.15％；b：0.001％～0.06％；mg：0.001％～0.10％；ce：0.001％～0.10％；la：0.001％～0.10％；y：0～0.10％；ni：余量。
所述各主要元素质量百分数分别为：sc：0.05％；cr：13％；co：15％；mo：4.0％；w：3.5％；al：3.5％；ti：3.1％；nb：4.0％；v：0.8％；c：0.05％；b：0.018％；mg：0.01％；ce：0.03％；la：0.05％；ni：余量。
所述各主要元素质量百分数分别为：sc：0.04％；cr：11.5％；co：16.5％；mo：4.5％；w：3.0％；al：4.0％；ti：2.5％；nb：3.5％；v：0.6％；c：0.06％；b：0.020％；mg：0.01％；ce：0.04％；la：0.035％；ni：余量。
所述各主要元素质量百分数分别为：sc：0.03％；cr：12％；co：14.5％；mo：5.0％；w：2.5％；al：4.5％；ti：2.2％；nb：3.0％；v：1.0％；c：0.07％；b：0.010％；mg：0.01％；ce：0.05％；la：0.03％；y：0.01％；ni：余量。
制备所述的一种高承温能力的镍基变形高温合金的方法包括如下步骤：
步骤a：按上述元素配比配制合金，然后在真空感应炉中熔炼，熔炼过程控制全熔温度：1530℃～1580℃；控制钢液精炼温度：1500℃～1570℃；熔炼末期出钢，把溶液浇注成合金电极；
步骤b：将步骤a中所得的合金电极进行真空自耗重熔，获得自耗锭；真空自耗重熔时，控制熔速为2.0～3.5kg/min；
步骤c：将步骤b中所得的自耗锭在1200℃～1230℃范围内进行高温扩散均匀化退火，获得均匀化退火锭；
步骤d：将步骤c中所得的均匀化退火锭加热至1130℃～1160℃，保温1h～5h，在挤压机上挤压成所需要的棒材；
步骤e：对步骤d中所得的棒材的头部采用线切割方式切取试样，并对试样热处理，试样热处理工艺制度为：加热至1165℃，保温2h，吹风扇冷却至室温，随后将试样加热至850℃，保温4h，空冷至室温，接着再将试样加热至780℃，保温16h，空冷至室温，即得到高承温能力的镍基变形高温合金棒材。
本发明的有益效果是：本发明合金添加稀土元素sc，sc主要分布偏聚于晶界(图1)；填充晶界缺陷和空位区，强化和净化了晶界，提高晶界强度，能够使合金在高温受力过程，获得晶界强度与晶内强度的良好平衡匹配效果，有效提高了合金的热强性；本发明合金具有更高的高温拉伸强度，在试验温度750℃下的拉伸强度与gh4169合金相比提高了50％以上；相比gh4720li合金，本发明合金在750℃下同样具有更高的的高温拉伸强度。同时，本发明合金在650℃、700℃和750℃的试验温度下，在承受更高的外应力载荷时，具有更长的持久断裂寿命，说明本发明合金的热强性高，也说明了在指定相同的外应力和断裂时间条件下，本发明合金能够承受更高的服役温度并具有更高的承温能力，本发明合金能够在750℃服役温度下长期使用，最高工作温度可以达到800℃，相比gh4169合金，本发明合金的使用温度提高了100℃以上，比gh4720li合金的使用温度提高了50℃以上，可以满足涡轮盘更高承温能力的要求。此外，相比传统锻造开坯过程，棒材因受到拉应力而易产生锻造裂纹，本发明通过具有三向压应力效果的挤压工艺方法进行合金棒材开坯，有效地抑制了合金热加工裂纹的产生，提高了合金的热加工性和材料利用率。
本发明的一种高承温能力的镍基变形高温合金的成分特点考虑了如下因素：
sc是一种稀土元素，能够细化合金组织，大部分sc分布于合金晶界，强化和净化晶界，提高晶界强度，从而提高和改善了合金的高温持久强度、蠕变强度，相当于提高了合金的承温能力。当sc的添加量小于0.2％时，可以满足提高合金热强性的要求，然而，如果合金的sc含量高，不仅会增加制造成本，而且在热加工过程会因内氧化而形成过多的稀土氧化物，降低合金的塑性，因此，sc的加入量不能过高，控制在0.005％～0.5％，优选地，控制范围为0.01％～0.2％。
cr在高温合金中主要是起增加抗氧化和耐腐蚀性能的作用，当合金中的cr含量不低于10％时，cr的抗氧化和耐腐蚀的作用才能充分发挥，同时，cr是镍基高温合金中有害相σ相的主要组成元素，在高温下有促使σ相形成的强烈倾向，这将直接恶化合金的使用性能。在综合考虑提高抗氧化性、抑制有害相含量等因素的基础上，控制cr的范围为10.0％～20.0％，优选地，控制范围为10％～15％。
co能与ni形成连续置换固溶体，是构成基体固溶体的重要组成元素，起着固溶强化作用。co还能够降低基体的堆垛层错能，因而可以提高合金的蠕变性能。但是co不能添加过多，一方面因为添加过多的co能提高有害相从基体中的析出倾向，另一方面co属于战略性资源，价格较高，增加制造成本。因此，设计co的控制范围为5.0％～25.0％，优选地，控制范围为12％～18％。
mo和w能够对基体ni其起固溶强化作用，重要的是，mo和w能够提高高温合金蠕变的扩散激活能，减缓高温合金的蠕变软化速度，提高高温合金的蠕变和持久性能，提高合金的使用温度。但是，过多的mo促使有害相μ相的析出，过多的w增加合金的缺口敏感性。因此，控制mo和w的范围分别为0.1％～8.0％、0.1％～5.0％，优选地，控制mo和w的范围分别为3.0％～6.0％、2.0％～5.0％。
al和ti的添加是实现高温合金具有高强度的重要途径，原因是由于al和ti是合金主要强化相——γ′相的形成元素，al、ti含量越高，γ′相的数量越多，沉淀强化效果越好，合金的强度也相应增高。但是，过高的al、ti含量，也提高了合金中γ′相的完全固溶温度，缩小了合金的热加工工艺窗口，使合金的热加工难度加大，因此，控制al和ti的范围分别为0.1％～5.0％，优选地，控制al的范围为3.0％～5.0％，控制ti的范围为2.0％～4.0％。
nb的主要作用是进入γ′相，适量的nb对γ′相起强化和稳定作用，增加位错切割γ′相时的反相畴界能，提高沉淀强化效果，本设计中，控制nb的范围为0.1％～6.0％，优选地，控制范围为2.5％～4.5％。
v是一种强烈的碳化物形成元素，形成的主要碳化物为vc，分布在晶界，vc碳化物能够有效的订扎晶界，阻止晶界在高温下的迁移，使合金晶粒细化，本设计中，控制v的范围为0.1％～2.0％，优选地，控制范围为0.3％～1.2％。
c、b、mg、ce、la、y为晶界强化元素，这些元素的微量添加，能够提高和改善合金晶界特性，强化晶界，改善合金持久性能、蠕变性能及塑性等综合性能。
本发明强调sc、nb、v、la、cr等元素在合金中所起的组合性效果和作用，并控制sc、nb、v、la、cr等元素的合理配比，这些元素的组合型优化配比是实现对合金固溶强化、沉淀强化、晶界强化等复合强化所产生的最佳效果，能够充分提高合金的热强性和高的承温能力。
本发明合金采用双真空冶炼可以去除合金中的气体含量并获得细化的铸态组织、较高的纯净度；合金铸锭采用高温扩散均匀化退火可以降低合金中的组织和元素的偏析，并提高合金铸锭的热加工塑性；相比传统锻造开坯产生的不均匀晶粒组织，本发明合金采用热挤压开坯能够获得一种均匀的细晶组织，这种均匀的细晶组织是实现合金包括热强性在内的力学性能的稳定性、一致性、可靠性的发挥是必须的前提和基础。本发明合金的热强性和综合性能正是通过制备工艺方法来实现和体现。
上述各合金元素的合理配比是本发明合金获得高承温能力和良好综合性能的保证。
附图说明
图1为本发明合金中元素sc在合金晶界分布的电子探针图。
具体实施方式
高承温能力的镍基变形高温合金各元素质量百分数分别为：sc：0.005％～0.5％；cr：10.0％～20.0％；co：5.0％～25.0％；mo：0.1％～8.0％；w：0.1％～5.0％；al：0.1％～5.0％；ti：0.1％～5.0％；nb：0.1％～6.0％；v：0.1％～2.0％；c：0.001％～0.15％；b：0.001％～0.06％；mg：0.001％～0.10％；ce：0.001％～0.10％；la：0.001％～0.10％；y：0～0.10％；ni：余量。
高承温能力的镍基变形高温合金的制备方法包括如下步骤：
步骤a：按上述元素配比配制合金，然后在真空感应炉中熔炼，熔炼过程控制全熔温度：1530℃～1580℃；控制钢液精炼温度：1500℃～1570℃；熔炼末期出钢，把溶液浇注成合金电极；
步骤b：将步骤a中所得的合金电极进行真空自耗重熔，获得自耗锭；
步骤c：将步骤b中所得的自耗锭在1200℃～1230℃范围内进行高温扩散均匀化退火，获得均匀化退火锭；
步骤d：将步骤c中所得的均匀化退火锭加热至1130℃～1160℃，保温1h～5h，在挤压机上挤压成所需要的棒材；
步骤e：对步骤d中所得的棒材的头部采用线切割方式切取试样，并对试样热处理，得到满足本发明设计所需求的合金材料。
所述步骤b中真空自耗重熔时，控制熔速为(2.0～3.5)kg/min。
步骤d中所述挤压机的额定压力为6300t。
步骤e中所述试样热处理，热处理工艺制度为：加热至1165℃，保温2h，吹风扇冷却至室温，随后将试样加热至850℃，保温4h，空冷至室温，接着再将试样加热至780℃，保温16h，空冷至室温。
下面将结合本发明实施例，对本发明技术方案进行详细阐述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
一种制备本发明的高承温能力的镍基变形高温合金的方法，包括如下步骤：
步骤a：按sc：0.1％；cr：16％；co：15％；mo：4.5％；w：3.8％；al：3.5％；ti：3.1％；nb：4.0％；v：0.8％；c：0.06％；b：0.020％；mg：0.01％；ce：0.03％；la：0.05％；ni：余量的质量百分比成分配比配制合金，然后在真空感应炉中熔炼，熔炼过程控制全熔温度：1550℃；控制钢液精炼温度：1560℃；熔炼末期出钢，把溶液浇注成合金电极；
步骤b：将步骤a中所得的合金电极进行真空自耗重熔，获得自耗锭；
步骤c：将步骤b中所得的自耗锭在1200℃下进行高温扩散均匀化退火，获得均匀化退火锭；
步骤d：将步骤c中所得的均匀化退火锭加热至1130℃，保温5h，在挤压机上挤压成所需要的棒材；
步骤e：对步骤d中所得的棒材的头部采用线切割方式切取试样，并对试样热处理，得到满足本发明设计所需求的合金材料。
真空自耗重熔时，控制熔速为3.2kg/min；所述挤压机的额定压力为6300t；所述试样热处理，热处理工艺制度为：加热至1165℃，保温2h，吹风扇冷却至室温，随后将试样加热至850℃，保温4h，空冷至室温，接着再将试样加热至780℃，保温16h，空冷至室温。
实施例2
制备本发明的高承温能力的镍基变形高温合金的方法，包括如下步骤：
步骤a：按sc：0.04％；cr：11.5％；co：17.5％；mo：5.0％；w：3.0％；al：4.0％；ti：2.5％；nb：3.5％；v：0.6％；c：0.04％；b：0.015％；mg：0.01％；ce：0.05％；la：0.03％；ni：余量的质量百分比成分配比配制合金，然后在真空感应炉中熔炼，熔炼过程控制全熔温度：1540℃；控制钢液精炼温度：1550℃；熔炼末期出钢，把溶液浇注成合金电极；
步骤b：将步骤a中所得的合金电极进行真空自耗重熔，获得自耗锭；
步骤c：将步骤b中所得的自耗锭在1210℃下进行高温扩散均匀化退火，获得均匀化退火锭；
步骤d：将步骤c中所得的均匀化退火锭加热至1140℃，保温4h，在挤压机上挤压成所需要的棒材；
步骤e：对步骤d中所得的棒材的头部采用线切割方式切取试样，并对试样热处理，得到满足本发明设计所需求的合金材料。
真空自耗重熔时，控制熔速为2.8kg/min；所述挤压机的额定压力为6300t；所述试样热处理，热处理工艺制度为：加热至1165℃，保温2h，吹风扇冷却至室温，随后将试样加热至850℃，保温4h，空冷至室温，接着再将试样加热至780℃，保温16h，空冷至室温。
实施例3
一种制备本发明的高承温能力的镍基变形高温合金的方法，包括如下步骤：
步骤a：按sc：0.06％；cr：13.5％；co：15.2％；mo：4.0％；w：3.8％；al：4.3％；ti：2.3％；nb：4.8％；v：1.2％；c：0.07％；b：0.006％；mg：0.003％；ce：0.004％；la：0.06％；y：0.02％；ni：余量的质量百分比成分配比配制合金，然后在真空感应炉中熔炼，熔炼过程控制全熔温度：1550℃；控制钢液精炼温度：1565℃；熔炼末期出钢，把溶液浇注成合金电极；
步骤b：将步骤a中所得的合金电极进行真空自耗重熔，获得自耗锭；
步骤c：将步骤b中所得的自耗锭在1220℃下进行高温扩散均匀化退火，获得均匀化退火锭；
步骤d：将步骤c中所得的均匀化退火锭加热至1150℃，保温3h，在挤压机上挤压成所需要的棒材；
步骤e：对步骤d中所得的棒材的头部采用线切割方式切取试样，并对试样热处理，得到满足本发明设计所需求的合金材料。
真空自耗重熔时，控制熔速为2.2kg/min；所述挤压机的额定压力为6300t；所述试样热处理，热处理工艺制度为：加热至1165℃，保温2h，吹风扇冷却至室温，随后将试样加热至850℃，保温4h，空冷至室温，接着再将试样加热至780℃，保温16h，空冷至室温。
上述高承温能力的镍基变形高温合金还不可避免地含有杂质元素，种类及质量百分数分别为：p≤0.015％；s≤0.0010％；si≤0.2％；fe≤1.0％；pb≤0.0005％；ag≤0.0005％；se≤0.0001％；te≤0.00005％；sn≤0.001％；as≤0.001％。
从图1可以看出，采用电子探针x射线显微分析仪，进行面扫描，元素sc主要富集于合金晶界。
以上所述仅为本发明的实施例，并非因此限制本发明的保护范围，凡是利用本发明内容所作的等效结构或等效流程变换，或直接或间接运用在其他相关的技术领域，均同理包括在本发明的保护范围内。
本发明合金经过上述步骤后，具有优异的力学性能，具体性能如下表1、表2所示：
表1合金的拉伸强度
表2合金的高温持久断裂寿命