一种含锆镍基高温合金及制备方法
【技术领域】
[0001] 本发明设及高溫合金技术领域，尤其设及一种含错儀基高溫合金及制备方法。
【背景技术】
[0002] 高溫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、 航空等工业领域承受高溫、腐蚀、载荷等恶劣使用环境关键部件不可或缺的材料。儀基合金 W优异的抗氧化、抗腐蚀成为高溫合金中应用最广、高溫强度最高的一类合金。儀基高溫合 金中一般含有较高的合金元素，例如Cr、Mo、W、Co等，此类合金元素大多是我国的战略合金 资源，原材料价格较高，因此增加儀基高溫合金的制造成本，近年来，通过延长合金使用寿 命W提高零件的使用安全性成为降低合金使用成本的有效方式，同时也是合金的研究热 点。
[0003] 在高溫合金中，一些微量元素可很低的含量显著影响其力学性能，成为高溫 合金领域的研究热点。但微量元素对高溫合金的影响往往具有多样性，一些通常认为是有 害或者有益的元素，在不同条件下，其作用可W发生较大地甚至是相反的转化，不同的合金 体系下，不同的微量元素对合金的作用和规律和作用机理不尽相同。
[0004] 错在一些高溫合金中被看做一个清洁元素，通过与C和S的结合形成碳化物和碳硫 化合物，并降低运些元素在晶界的固溶浓度，因此加入错有助于净化晶界，增强晶界结合 力，进而有利于保持合金的高溫强度和持久塑性。Decker等发现错加入到高溫合金中可W 提高其热加工性能和蠕变性能，Darmara等也证实15ppm的B就可W使Waspaloy合金的断裂 寿命和塑性翻倍。但在K4169合金中，错对K4169合金的凝固组织是不利的，错的加入促进 了合金中师、Mo、Ti等元素的偏析，使铸态合金晶界析出的有害相Laves相和碳化物数量增 多。Antony and Radavich也证实，错对高溫合金持久寿命不利。因此，错对不同合金作用机 理不尽相同。另外，虽然少量错可能对某些合金有利，但过量会可能适得其反。因此添加合 适的微量元素、控制微量元素的最佳成分范围W提高儀基高溫合金使用寿命是本领域中需 要解决的技术难题。
【发明内容】
[0005] 鉴于上述的分析，本发明旨在提供一种含错儀基高溫合金及制备方法，通过在儀 基高溫合金中添加适量的微量元素错，从而增加儀基高溫合金的使用寿命，进而提高零件 的使用安全性和降低成本。
[0006] 本发明的目的主要是通过W下技术方案实现的：
[0007] 本发明一种含错儀基高溫合金，W质量百分比计，包括:错:0.001 %~0.1 %，碳： < 0.1 %，铭：12% ~20%，钢：<4.0%，鹤 <6%，钻：5%~12%，铁：<14%，妮：4.0% ~ 8.0%，侣:0.6% ~2.6%，铁:0.4% ~1.4%，憐:0.003% ~0.03%，棚:0.003% ~0.015%， 余量为儀；所述儀基高溫合金中强化相丫 /相含量为22 %~27 % ;晶界强化相n-NisAlo.sNbo.s 含量为 1.5% ~7.0%。
[000引对本发明所述儀基高溫合金各元素作进一步说明：
[0009] 错是本发明重要的添加元素，错有助于净化晶界，增强晶界结合力，有助于保持合 金高溫强度和持久塑性的同时，增加合金的表面保护性氧化膜的粘附能力。同时本发明合 金中错的另一个重要作用是可W显著提高合金的持久寿命，随着错含量增加，合金的持久 寿命逐渐延长，并在0.01 %~0.1 %达到最大值，然后随着错含量的增加其持久寿命逐渐降 低；另外，当错含量超过0.1%时合金的热加工能力会降低，裂纹产生倾向性增加。因此，本 发明合金中错的最佳控制范围为0.001 %~0.1 %。
[0010] 碳作为强化元素形成碳化物对合金强度有利，碳具有在诱注时保证烙融金属的流 动性的作用。C可与Ti和师一起形成一次碳化物MC，有助于控制晶粒尺寸，含量过高时会过 多消耗掉Ti和佩，应当保持在0.1 % W下。
[0011] 铭是提高儀基高溫合金的抗氧化性能、抗腐蚀性能和高溫强度的重要元素，也是 晶界碳化物的主要形成元素，但铭含量过高时会影响合金的组织稳定性和加工性能，一般 来说，铭的含量一般控制在12%~20%。
[0012] 钻有益于儀基合金的高溫热强性的提高，而且对抗高溫热腐蚀有益。钻可W降低 堆煤层错能，起到良好的固溶强化作用。当钻含量低于5%时，高溫强度降低。然而Co作为一 种价格偏高的战略性稀缺元素，过量的钻会促进合金中不利性能的有害相形成，同时会影 响合金的可锻性。因此，钻含量限制在5%~12%之间。
[0013] 钢进入儀基合金的基体，起重要的固溶强化作用。但是，当过量钢进入时，不仅降 低合金的抗腐蚀性能，而且会促进有害相的形成，并使高溫加工性能变差，因此，钢含量控 制在<4.0%。
[0014] 鹤在合金中起固溶强化作用。鹤原子半径比较大，比基体儀的半径大百分之十几， 固溶强化作用明显，特别是鹤与钢同时加入起到复合的固溶强化作用更为有利，但是鹤是 加速热腐蚀的一种元素，因此，其含量控制在^ 6%。
[0015] 妮与儀的原子半径差别比钢和鹤与儀的差别还大，是本发明合金中重要的析出强 化和固溶强化元素，和侣和铁一起作为丫 /相和n-Ni3Alo.5Nbo.5相的形成元素。但是必须适 量控制妮，过量的妮不仅会促进凝固偏析，增加形成黑斑、白斑的风险，也会降低氧化膜的 保护性能。因此，妮的最佳控制范围为4.0%~8.0%。
[0016] 铁是一种重要的γ/相的强化元素，铁元素同时也是重要的晶粒尺寸稳定剂，与妮 一起形成一次碳化物(Ti，Nb)C。但是铁含量过高时会促进有害相的形成，并容易发生内氧 化而降低合金基体的塑性。综合考虑，铁的最佳控制范围为0.4%~1.4%。
[0017] 侣与铁和妮一起与儀形成γ /强化相。侣也是稳定γ /相和抑制有害相形成的一个 重要元素。侣含量过低时，强化效果不明显，高溫强度会降低;含量过高时将显著降低合金 的塑性和初性，降低合金的加工溫度范围。同时，在高溫硫化环境中，高侣含量会导致内氧 化和内硫化腐蚀增加。因此，侣限制在0.6%~2.6%。
[0018] 棚是一种微合金化元素，棚在晶界富集，增加晶界结合力。晶界棚化物可W阻止晶 界滑移和空桐的连接和扩展，对提高合金的蠕变持久性能非常明显，存在一个最佳的含量 范围，本发明合金中控制在0.003%~0.015%。
[0019] 憐具有双重作用，憐可W向晶界偏聚，增加晶间结合力，从而显著提高合金的持久 蠕变性能，并在0.003 %~0.03 %时达到最大值。但过量憐会在晶界偏析严重，使晶界连接 强度降低，导致合金热加工性能和焊接性能显著降低；因此，本发明合金中憐的最佳控制范 围为0.003%~0.03%。
[0020] 铁加入儀基高溫合金中，不仅可W降低成本，而且降低儀基奥氏体的堆煤层错能， 提高其屈服强度，起到固溶强化作用。但铁从低溫到高溫要发生同素异构转变，为了使合金 在常溫具有稳定的奥氏体基体，铁的含量不能过高，因此，本发明合金中铁的最佳控制范围 为 < 14%。
[0021] 儀是最重要的基体组成元素和析出强化相丫 /相及n-Ni3Alo.5Nbo.5的形成元素，为 了保证组织的稳定性和获得足够的高溫强度、初塑性W及使合金具有良好的加工能力。
[0022] 本发明一种含错儀基高溫合金的制备方法，包括冶炼、锻造开巧和热处理过程， 所述冶炼和锻造开巧具体如下：
[0023] (1)冶炼:采用真空感应烙炼和真空自耗重烙两联冶炼工艺，具体为：
[0024] 所述真空感应烙炼:按照所述儀基高溫合金的元素配比原则称取一定量的能够获 得错、碳、铭、钢、鹤、钻、铁、妮、侣、铁、憐、棚及儀元素的冶炼原料，将所述冶炼原料加入真 空感应炉中，在真空条件下经全烙、精炼、除杂处理后出钢诱铸形成合金锭；
[0025] 所述真空自耗重烙：将所述合金锭在自耗重烙炉中进行真空自耗重烙，烙速为 3.Okg/min~5.Okg/min;
[00%] (2)锻造开巧:将所述合金锭在加热炉中加热至在1100°C~1240°C，加热时间为 1化~50h，然后经1~7火次锻造成棒材。
[0027] 进一步地，步骤（1)所述冶炼中可采用在所述真空自耗重烙前添加电渣重烙的Ξ 联冶炼工艺。
[0028] 进一步地，所述电渣重烙具体为:采用电渣重烙炉，在惰性气体保护下进行重烙， 烙速为3. Okg/min~5. Okg/min，采用的保护渣为 CaF2-Al2〇3-Ca〇-Ti〇2。
[0029] 进一步地，步骤（1)中真空感应烙炼，其中所述全烙真空度为10化~40化，所述全 烙溫度为1500°C~1570°C。
[0030] 进一步地，步骤(1)中真空感应烙炼，其中所述精炼真空度小于5Pa，所述精炼溫度 为1500°C~1570°C，所述精炼时间大于90min。
[0031] 进一步地，步骤(1)中真空感应烙炼，其中所述出钢溫度为1450°C~1500°C。
[0032] 进一步地，步骤(2)所述1~7火次锻造中每火次加热溫度为1040°C~1180°C，保溫 时间为化~lOh，每火次锻造时间小于15min，压下量为20mm~40mm，