[go: up one dir, main page]

CN108425037A - 一种粉末高温合金及其制备方法 - Google Patents

一种粉末高温合金及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN108425037A
CN108425037A CN201810327365.3A CN201810327365A CN108425037A CN 108425037 A CN108425037 A CN 108425037A CN 201810327365 A CN201810327365 A CN 201810327365A CN 108425037 A CN108425037 A CN 108425037A
Authority
CN
China
Prior art keywords
powder metallurgy
alloy
metallurgy superalloy
powder
superalloy
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201810327365.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN108425037B (zh
Inventor
陶宇
吴超杰
贾建
刘建涛
张义文
侯琼
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Gaona Aero Material Co Ltd
Original Assignee
Gaona Aero Material Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Gaona Aero Material Co Ltd filed Critical Gaona Aero Material Co Ltd
Priority to CN201810327365.3A priority Critical patent/CN108425037B/zh
Publication of CN108425037A publication Critical patent/CN108425037A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN108425037B publication Critical patent/CN108425037B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/0433—Nickel- or cobalt-based alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • B22F3/15—Hot isostatic pressing

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)

Abstract

本发明涉及一种粉末高温合金，属于金属材料技术领域，解决了当前航空发动机中涡轮盘等热端部件对高温合金材料要求苛刻、而现有高温合金材料无法满足其性能要求的技术问题。该粉末高温合金的化学成分及其质量分数为：Cr 7～12％；Co 15～20％；W 2.5～3.5％；Mo 2.5～3.5％；Ta 2.2～2.8％；Nb 2.2～2.8％；Al 3.0～3.6％；Ti 2.8～3.4％；Hf 0.3～0.7％；C 0.03～0.08％；B 0.03～0.06％；Zr 0.03～0.06％，余量为Ni。该粉末高温合金具有良好的高温强度和高温组织稳定性，以及优异的高温蠕变性能和高温持久性能，主要用于制备航空发动机涡轮盘等热端部件。

Description

一种粉末高温合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种应用于航空发动机涡轮盘的新型第四代粉末高温合金及其制备方法。
背景技术
涡轮盘是航空发动机中最为重要的热端部件之一，其工作条件对材料的高温组织稳定性、高的比强度、高损伤容限、高蠕变性能和热疲劳性能、抗氧化和耐腐蚀性等要求十分苛刻。粉末高温合金具有组织均匀、无宏观偏析、晶粒细小、屈服强度高、疲劳性能好等优点，因此，成为制备涡轮盘的首选材料。
美国于上世纪六十年代制定了MATE计划(先进涡轮发动机材料研究计划)，开始研制粉末高温合金。从其发展历程来看：第一代合金(以René95为代表)属于高强型，第二代合金(以René88DT为代表)属于损伤容限型，这两代合金的工作温度在650～700℃之间，被应用于推重比为7～8的第三代发动机；第三代合金(以René104为代表)属于高强/高损伤容限型，在700℃左右长期工作的组织稳定性比第一、二代合金显著增强，热时寿命提高20～30倍，最高工作温度达760℃左右，被应用于推重比为10的第四代发动机。对于推重比将达到20的在研VAATE(通用的、经济可承受的先进涡轮发动机计划)发动机，其高压涡轮盘的最高工作温度将达到815℃或更高。这比第三代合金的承温能力高出50℃以上。目前，美国正在研制用于VAATE发动机的第四代合金。
国内粉末高温合金的研制工作始于1977年，目前，已成功研制的合金有FGH95、FGH96、FGH97和FGH98；而上述四种粉末高温合金远远不能满足航空设备尤其是航空发动机涡轮盘的要求，所以，对于粉末高温合金，我们还需要投入更多的研究，进一步提高粉末高温合金的综合性能。
发明内容
鉴于上述的分析，本发明旨在提供一种应用于航空发动机涡轮盘的新型第四代粉末高温合金及其制备方法，用以满足国内航空设备尤其是航空发动机涡轮盘的高性能要求。
本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：
本发明提供了一种粉末高温合金，该合金的化学成分及其质量分数为：Cr 7～12％；Co 15～20％；W 2.5～3.5％；Mo 2.5～3.5％；Ta 2.2～2.8％；Nb 2.2～2.8％；Al3.0～3.6％；Ti 2.8～3.4％；Hf 0.3～0.7％；C 0.03～0.08％；B 0.03～0.06％；Zr 0.03～0.06％，余量为Ni。
其中，该新型第四代粉末高温合金中Al、Ti、Nb、Ta为γ′相形成元素，Cr、Co、W、Mo为固溶强化元素，C、B、Zr、Hf为晶界强化元素。
优选地，粉末高温合金中Al、Ti、Nb、Ta的总质量分数为：10.4％≤(Al+Ti+Nb+Ta)≤12.2％。
优选地，粉末高温合金中Al、Ti的总质量分数为：6.0％≤(Al+Ti)≤6.5％，Al、Ti的质量比为1.00≤(Al/Ti)≤1.28。
优选地，粉末高温合金中Nb、Ta、Hf的总质量分数为：5.0％≤(Nb+Ta+Hf)≤5.9％；
Nb、Ta的质量比为：0.7≤(Nb/Ta)≤1.1。
优选地，粉末高温合金中Cr、Co、W、Mo的总质量分数为：29.0％≤(Cr+Co+W+Mo)≤38.5％。
优选地，粉末高温合金中Cr、W、Mo的总质量分数为：(Cr+W+Mo)≤18.0％。
优选地，粉末高温合金的工作温度为815℃～850℃。
优选地，粉末高温合金的显微组织主要由γ、γ′、MC和M6C、M3B2相组成。
本发明还提供了一种粉末高温合金的制备方法，用于制备上述粉末高温合金，该制备方法包括以下步骤：
S1.按粉末高温合金的化学成分及其质量分数配制原料，采用真空感应熔炼工艺制备母合金棒料；
S2.采用旋转电极法(例如，等离子旋转电极法)或氩气雾化法将母合金棒料制成合金粉末。其中，可以选择等离子旋转电极法制备合金粉末，经筛分、去除夹杂后，得到粒度范围为50μm～150μm的合金粉末；
S3.将符合粒度要求的合金粉末装入Φ108×170mm低碳钢包套，进行真空脱气和封焊(例如，电子束封焊)，得到封焊后的合金粉末；
S4.对封焊后的合金粉末进行热等静压成形，得到锭坯，具体地，热等静压的温度为1160℃～1200℃，热等静压的压力为120MPa～140MPa，热等静压的时间为3h～5h。
S5.对成形后的锭坯进行热处理。热处理工艺包括固溶和时效，具体地，固溶的温度为1140℃～1200℃，固溶时间为1.0h～2.5h，固溶后进行油淬；时效的温度为815℃～860℃，时效时间为6h～9h，时效采用空冷。
本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分优点可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过说明书、权利要求书以及附图中所特别指出的内容来实现和获得。
附图说明
附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。
图1为新型第四代粉末高温合金的制备工艺流程图；
图2为实施例1中新型第四代粉末高温合金热处理态的光学显微组织图；
图3为实施例1中新型第四代粉末高温合金经850℃/200h长时效后的光学显微组织图。
具体实施方式
下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本申请一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理，并非用于限定本发明的范围。
一方面，本发明提供了一种新型第四代粉末高温合金，该合金为γ′相沉淀强化型镍基粉末高温合金，该合金的化学成分及其质量分数为：Cr 7～12％；Co 15～20％；W 2.5～3.5％；Mo 2.5～3.5％；Ta 2.2～2.8％；Nb 2.2～2.8％；Al 3.0～3.6％；Ti 2.8～3.4％；Hf 0.3～0.7％；C 0.03～0.08％；B 0.03～0.06％；Zr 0.03～0.06％，余量为Ni。
本发明的主要技术方案是通过添加γ′相形成元素Al、Ti、Nb、Ta，固溶强化元素Cr、Co、W、Mo和晶界强化元素C、B、Zr、Hf来实现粉末高温合金的高强度、高损伤容限和高工作温度，同时控制Cr、W、Mo含量以降低拓扑密排TCP相的析出倾向，从而获得具有良好的综合性能的成分范围。具体来说，合金组分中加入的Al、Ti、Nb、Ta可以提高γ′相含量和合金化程度，增加位错切割γ′相时的反相畴界能，起到沉淀强化作用；Cr、Co、W、Mo能够加强基体原子结合力，增加扩散激活能，起到固溶强化作用；C、B、Zr、Hf主要形成碳化物相和硼化物相，可降低晶界扩散、减慢位错攀移，起到晶界强化作用。
因此，本发明提供的新型第四代粉末高温合金具有良好的高温强度(850℃下，σb可达950MPa以上，σ0.2可达800MPa以上)和高温组织稳定性(850℃/200h长时效后无明显TCP相析出)，具有突出的高温蠕变性能(815℃/400MPa/50h下εp低于0.20％)和高温持久性能(815℃/450MPa下，持久寿命不少于400h)。
综上所述，本发明提供的第四代新型粉末高温合金不仅具有良好的高温强度、高温组织稳定性，而且具有突出的高温蠕变性能和高温持久性能，以上性能能够满足航空发动机涡轮盘等热端部件对制备材料的要求，同时也加速了我国在第四代新型粉末高温合金领域的研究进程。
需要说明的是，从晶界强化方面进行分析，为了改善合金的晶界状态，提高晶界强度，应加入适量的晶界强化元素C、B、Zr和Hf。C、B因与Ni的原子尺寸差异大而形成小溶解度的间隙固溶体。B的加入会降低C的溶解度而影响到晶界碳化物的析出，所以在考虑晶界碳化物对热强性的影响时，应综合考虑C和B。C有利于在晶界析出链状、不连续的碳化物来强化晶界；B则在晶界偏聚造成局部合金化，强烈改变晶界状态，降低元素在晶界的扩散过程而强化晶界，B还能抑制晶界碳化物或金属间化合物以不利的片层状或胞状析出并改善晶界碳化物密集不均匀分布状态，因而对热强性有利。但当添加过量C和B时，会造成碳化物或硼化物的大量析出，而合金性能并未得到进一步提高。Zr用于强化晶界，此外还有助于降低固相线、扩大固溶相线间温度区间，为了提高合金的使用温度，Zr含量不易太多。且当B和Zr同时加入时，有利于延长低周疲劳寿命。Hf原子半径很大，可进入γ′相和γ相，增加两相的点阵常数以强化合金；同时能形成稳定的富Hf的MC型碳化物，强化晶界，提高疲劳裂纹扩展抗力；还可与O结合形成稳定的HfO2，净化晶界。因此控制元素含量为：0.03％≤C≤0.08％，0.03％≤B≤0.06％，0.03％≤Zr≤0.06％，0.3％≤Hf≤0.7％。
示例性地，上述的化学成分及其质量分数为：Cr 7～10％；Co 17～20％；W 2.5～3.5％；Mo 2.5～3.5％；Ta 2.4～2.6％；Nb 2.2～2.5％；Al 3.0～3.6％；Ti 2.8～3.1％；Hf 0.3～0.6％；C 0.03～0.08％；B 0.03～0.05％；Zr 0.04～0.06％，余量为Ni。
为了进一步控制γ′相含量和合金化程度，粉末高温合金的中Al、Ti、Nb、Ta的总质量分数为：10.4％≤(Al+Ti+Nb+Ta)≤12.2％。粉末高温合金中Al、Ti的总质量分数控制在6.0％≤(Al+Ti)≤6.5％，Al、Ti的质量比控制在1.00≤(Al/Ti)≤1.28。粉末高温合金中Nb、Ta、Hf总质量分数控制在：5.0％≤(Nb+Ta+Hf)≤5.9％，Nb、Ta的质量比为0.7≤(Nb/Ta)≤1.1。
这是因为，从沉淀强化分析，γ′相沉淀强化效果随其含量和合金化程度的提高而增强，Al、Ti、Nb、Ta是主要的γ′相强化元素，因此需要控制粉末高温合金的中Al、Ti、Nb、Ta的总质量分数为10.4％≤(Al+Ti+Ta+Nb)≤12.2％，。根据对前三代粉末高温合金进行分析，将第四代合金的γ′相含量范围限定为50％～60％。
其中，Al+Ti含量对γ′相体积分数和完全溶解温度的影响显著，增加Al+Ti含量可明显提高γ′相的体积分数，γ′相完全溶解温度随其体积分数的增加而升高，如果Al+Ti含量过低，无法明显提高γ′相的体积分数。不同Al/Ti比对组织和性能也有不同影响。因此，粉末高温合金中Al、Ti的总质量分数可以控制在6.0％≤(Al+Ti)≤6.5％，Al、Ti的质量比可以控制在1.0≤(Al/Ti)≤1.28。
Nb的作用主要是促进形成更多γ′相，导致合金γ′相完全溶解温度升高；增大γ′相的反向畴界(APB)能，提高合金的高温强度。但Nb含量过多时会增加合金的缺口敏感性，严重损坏合金抗氧化性能，导致高温下的疲劳裂纹扩展速率增大。Ta的原子半径较大，可明显增加γ′相点阵常数，提高γ′相强化效果。加入一定量Ta，还可以提高合金的裂纹扩展抗力。Nb/Ta比也是高性能粉末高温合金成分设计的一个重要内容，强调Nb/Ta比的平衡，可以保证获得优异的综合性能。因此控制γ′相形成元素含量为：0.7％≤Nb/Ta≤1.1％。另外，MC型碳化物在长期时效过程中会发生向TCP相的转变：MC+M→M23C6+TCP。需保证高Nb、Ta含量及添加Hf以稳定MC型碳化物。因此控制Nb+Ta+Hf元素的总含量为：5.0％≤(Nb+Ta+Hf)≤5.9％。
为了进一步控制固溶强化效果，上述粉末高温合金中Cr、Co、W、Mo的总质量分数为：29.0％≤(Cr+Co+W+Mo)≤38.5％。粉末高温合金中Cr、W、Mo的总质量分数为：(Cr+Mo+W)≤18.0％。
这是因为，从固溶强化分析，Cr、Co、W、Mo是主要的固溶强化元素。Cr与Ni形成具有一定溶解度的有限固溶体，主要固溶强化γ基体。但过多的Cr会降低合金的高温强度，由于Cr的高温强化效果远低于W、Mo等难熔元素，故需要降低Cr含量并增加难熔元素的含量以进一步提高合金的高温强度。Co有助于降低基体的堆垛层错能，降低Al、Ti在基体中的溶解度，从而在一定范围内增加γ′相数量和提高γ′相固溶温度，有助于提高合金的蠕变抗力。W、Mo在γ相中有较大的固溶度，固溶强化效果明显；还能减缓Al、Ti、Cr的高温扩散速度，增加蠕变的扩散激活能，从而加强原子间的结合力，减缓高温合金的蠕变软化速度。因此，控制固溶强化元素的总含量为：29.0％≤(Cr+Co+Mo+W)≤38.5％。此外，粉末高温合金高温长时工作后，易析出对性能有害的TCP相，常见的有σ相和μ相，Cr、W、Mo是其主要形成元素，因此，(Cr+W+Mo)≤18％。
为了进一步提高粉末高温合金的综合性能，粉末高温合金的显微组织主要由γ、γ′、MC和M6C、M3B2相组成。其中，MC中的M主要是Nb、Ta、Ti、Hf元素；M6C中的M主要是W、Mo元素，M3B2中的M主要是Cr、W、Mo元素。
通过对上述粉末高温合金的各组分进行调整和优化，可以获得性能优异的新型第四代粉末高温合金。值得注意的是，本发明中的粉末高温合金长期工作温度为815℃，短时工作温度可达850℃，该温度比第三代合金的承温能力高出50℃以上。而推重比为20的在研VAATE(通用的、经济可承受的先进涡轮发动机计划)发动机，其高压涡轮盘的最高工作温度将达到815℃或更高。再次证明我们制备的粉末高温合金材料的性能已经达到了第四代新型粉末高温合金的标准。
另一方面，本发明还提供了一种粉末高温合金的制备方法，用于制备上述粉末高温合金，该制备方法包括以下步骤：
S1.按粉末高温合金的化学成分及其质量分数配制原料，采用真空感应熔炼(VIM)工艺对原料进行真空感应熔炼，制备母合金棒料；
S2.采用旋转电极法(例如，等离子旋转电极法)或氩气雾化法将母合金棒料制成合金粉末。其中，可以选择等离子旋转电极法制备合金粉末，经筛分、去除夹杂后，得到粒度范围为50μm～150μm的合金粉末；
S3.将符合粒度要求的合金粉末装入Φ108×170mm低碳钢包套，进行真空脱气和封焊(例如，电子束封焊)，得到封焊后的合金粉末；
S4.对封焊后的合金粉末进行热等静压成形，得到锭坯，具体地，热等静压的温度为1160℃～1200℃，热等静压的压力为120MPa～140MPa，热等静压的时间为3h～5h。
S5.对成形后的锭坯进行热处理。热处理工艺包括固溶和时效，具体地，固溶的温度为1140℃～1200℃，固溶时间为1.0h～2.5h，固溶后进行油淬；时效的温度为815℃～860℃，时效时间为6h～9h，时效采用空冷。
通过本发明制备的粉末高温合金具有良好的高温强度、高损伤容限性能，以及优异的高温蠕变与持久性能，并且能够长期在815℃高温下工作，达到了新型第四代粉末高温合金的标准。
下面通过具体实施例对本申请提供的粉末高温合金做进一步说明。
实施例1
本实施例公开了一种新型第四代粉末高温合金，其化学成分及其质量分数为：Cr9.47％；Co 17.14％；W 2.98％；Mo 3.06％；Ta 2.43％；Nb 2.49％；Al 3.19％；Ti 3.02％；Hf 0.43％；C 0.044％；B 0.031％；Zr 0.057％，余量为Ni。
该新型第四代粉末高温合金的制备方法如下：
S1.按粉末高温合金的化学成分及其质量分数配制原料，采用真空感应熔炼工艺制备母合金棒料；
S2.采用旋转电极法(例如，等离子旋转电极法)或氩气雾化法制备合金粉末。我们选择等离子旋转电极法制备合金粉末，经筛分、去除夹杂后，得到粒度范围为50μm～150μm的合金粉末；
S3.将符合粒度要求的合金粉末装入Φ108×170mm低碳钢包套，进行真空脱气、电子束封焊，得到封焊后的合金粉末；
S4.对封焊后的合金粉末进行热等静压成形，得到锭坯，具体地，热等静压的温度为1180℃，热等静压的压力为130MPa，热等静压的时间为4h。
S5.对成形后的锭坯进行热处理。热处理工艺包括固溶和时效，具体地，固溶的温度为1180℃，固溶时间为1.5h，固溶后进行油淬；时效的温度为850℃，时效时间为8h，时效采用空冷。
将实施例制备的粉末高温合金与国内现有的四种粉末高温合金FGH95、FGH96、FGH97和FGH98进行性能对比，具体测试过程如下：
在相同的制备工艺条件下，分别制备上述五种合金，其中，表1和表2分别为上述五种合金在室温和850℃条件下的拉伸强度对比表，表3为上述五种合金的高温蠕变性能对比表，表4为上述五种合金的高温持久性能对比表。
表1本实施例合金与国内已有四种合金的室温拉伸强度对比表
合金 σb/MPa σ0.2/MPa
实施例1 1614 1145.5
FGH95 1594.5 1244
FGH96 1515.5 1082.5
FGH97 1446.5 948.5
FGH98 1568.5 1159.5
表2本发明合金与国内已有四种合金的850℃拉伸强度对比表
合金 σb/MPa σ0.2/MPa
实施例1 1000 803
FGH95 957.5 810
FGH96 847.5 742.5
FGH97 897.5 722.5
FGH98 927.5 787.5
表3本实施例合金与国内已有四种合金的高温蠕变性能对比表
合金 试验条件 塑性伸长率
实施例1 815℃/400MPa/50h 0.120％
FGH95 815℃/400MPa/50h 0.308％
FGH96 815℃/400MPa/50h 1.928％
FGH97 815℃/400MPa/50h 0.417％
FGH98 815℃/400MPa/50h 0.169％
表4本实施例合金与国内已有四种合金的高温持久性能对比表
合金 试验条件 持久寿命
实施例1 815℃/450MPa 457.4h
FGH95 815℃/450MPa 94.5h
FGH96 815℃/450MPa 44.7h
FGH97 815℃/450MPa 160.4h
FGH98 815℃/450MPa 150.5h
由表1和表2可看出，本实施例提供的新型第四代粉末高温合金在室温和850℃拉伸强度与FGH95和FGH98相当，优于FGH96和FGH97；由表3可看出，本实施例合金的815℃/400MPa/50h蠕变性能明显优于FGH95、FGH96、FGH97和FGH98；由表4可看出，本实施例合金的815℃/450MPa持久寿命远远高于FGH95、FGH96、FGH97和FGH98。
图2为本实施例制备的粉末高温合金热处理态的光学显微组织图，图3为合金经850℃/200h长时效后的光学显微组织图，可以看出，本实施例合金组织稳定性良好，经850℃/200h长时效后无明显TCP相析出。
实施例2
本实施例公开了一种新型第四代粉末高温合金，其化学组分和含量(质量分数)分别为：Cr 9.27％；Co 19.86％；W 3.48％；Mo 3.02％；Ta 2.51％；Nb 2.48％；Al 3.28％；Ti3.02％；Hf 0.47％；C 0.049％；B 0.039％；Zr 0.042％，余量为Ni。
该新型第四代粉末高温合金的制备方法包括以下步骤：
S1.按粉末高温合金的化学成分及其质量分数配制原料，采用真空感应熔炼工艺制备母合金棒料；
S2.采用旋转电极法(例如，等离子旋转电极法)或氩气雾化法制备合金粉末。我们选择等离子旋转电极法制备合金粉末，经筛分、去除夹杂后，得到粒度范围为50μm～150μm的合金粉末；
S3.将符合粒度要求的合金粉末装入Φ108×170mm低碳钢包套，进行真空脱气、电子束封焊，得到封焊后的合金粉末；
S4.对封焊后的合金粉末进行热等静压成形，得到锭坯，具体地，热等静压的温度为1180℃，热等静压的压力为130MPa，热等静压的时间为4h。
S5.对成形后的锭坯进行热处理。热处理工艺包括固溶和时效，具体地，固溶的温度为1180℃，固溶时间为1.5h，固溶后进行油淬；时效的温度为850℃，时效时间为8h，时效采用空冷。
将实施例2制备的新型第四代粉末高温合金与实施例1制备的国内现有粉末高温合金FGH95、FGH96、FGH97和FGH98进行性能对比，具体测试过程如下：
表5和表6分别为上述五种合金在室温和850℃条件下的拉伸强度的对比表，表7为上述五种合金的高温蠕变性能对比表，表8为上述五种合金的高温持久性能对比表。
表5本实施例合金与国内已有四种合金的室温拉伸强度对比表
合金 σb/MPa σ0.2/MPa
实施例2 1610 1147.5
FGH95 1594.5 1244
FGH96 1515.5 1082.5
FGH97 1446.5 948.5
FGH98 1568.5 1159.5
表6本实施例合金与国内已有四种合金的850℃拉伸强度对比表
表7本实施例合金与国内已有四种合金的高温蠕变性能对比表
合金 试验条件 塑性伸长率
实施例2 815℃/400MPa/50h 0.102％
FGH95 815℃/400MPa/50h 0.308％
FGH96 815℃/400MPa/50h 1.928％
FGH97 815℃/400MPa/50h 0.417％
FGH98 815℃/400MPa/50h 0.169％
表8本实施例合金与国内已有四种合金的高温持久性能对比表
合金 试验条件 持久寿命
实施例2 815℃/450MPa 442.7h
FGH95 815℃/450MPa 94.5h
FGH96 815℃/450MPa 44.7h
FGH97 815℃/450MPa 160.4h
FGH98 815℃/450MPa 150.5h
本实施例提供的新型第四代粉末高温合金的综合性能具有明显的优越性，尤其是高温蠕变和高温持久性能，在815℃/450MPa的条件下该合金的持久寿命高达442.7小时，远远超过了其它各组现有的合金，而且，该粉末高温合金的残余应变为0.102％，确保了材料的综合性能的稳定性。
实施例3
本实施例公开了一种新型第四代粉末高温合金，其化学组分和含量(质量分数)分别为：Cr 7.06％；Co 18.15％；W 3.01％；Mo 3.03％；Ta 2.56％；Nb 2.48％；Al 3.28％；Ti3.08％；Hf 0.51％；C 0.042％；B 0.038％；Zr 0.043％，余量为Ni。
该新型第四代粉末高温合金的制备方法包括以下步骤：
S1.按粉末高温合金的化学成分及其质量分数配制原料，采用真空感应熔炼工艺制备母合金棒料；
S2.采用旋转电极法(例如，等离子旋转电极法)或氩气雾化法制备合金粉末。我们选择等离子旋转电极法制备合金粉末，经筛分、去除夹杂后，得到粒度范围为50μm～150μm的合金粉末；
S3.将符合粒度要求的合金粉末装入Φ108×170mm低碳钢包套，进行真空脱气、电子束封焊，得到封焊后的合金粉末；
S4.对封焊后的合金粉末进行热等静压成形，得到锭坯，具体地，热等静压的温度为1180℃，热等静压的压力为130MPa，热等静压的时间为4h。
S5.对成形后的锭坯进行热处理。热处理工艺包括固溶和时效，具体地，固溶的温度为1180℃，固溶时间为1.5h，固溶后进行油淬；时效的温度为850℃，时效时间为8h，时效采用空冷。
同样的，将实施例3制备的新型第四代粉末高温合金与实施例1制备的现有粉末高温合金FGH95、FGH96、FGH97和FGH98进行性能对比，具体测试过程如下：
其中，表9和表10分别为上述五种合金在室温和850℃条件下的拉伸强度的对比表，表11为上述五种合金的高温蠕变性能对比表，表12为上述五种合金的高温持久性能对比表。
表9本实施例合金与国内已有四种合金的室温拉伸强度对比表
合金 σb/MPa σ0.2/MPa
实施例3 1605 1150.5
FGH95 1594.5 1244
FGH96 1515.5 1082.5
FGH97 1446.5 948.5
FGH98 1568.5 1159.5
表10本实施例合金与国内已有四种合金的850℃拉伸强度对比表
合金 σb/MPa σ0.2/MPa
实施例3 996.5 806.5
FGH95 957.5 810
FGH96 847.5 742.5
FGH97 897.5 722.5
FGH98 927.5 787.5
表11本实施例合金与国内已有四种合金的高温蠕变性能对比表
合金 试验条件 塑性伸长率
实施例3 815℃/400MPa/50h 0.108％
FGH95 815℃/400MPa/50h 0.308％
FGH96 815℃/400MPa/50h 1.928％
FGH97 815℃/400MPa/50h 0.417％
FGH98 815℃/400MPa/50h 0.169％
表12本实施例合金与国内已有四种合金的高温持久性能对比表
合金 试验条件 持久寿命
实施例3 815℃/450MPa 445.1h
FGH95 815℃/450MPa 94.5h
FGH96 815℃/450MPa 44.7h
FGH97 815℃/450MPa 160.4h
FGH98 815℃/450MPa 150.5h
由表9和表10可看出，本实施例提供的新型第四代粉末高温合金室温拉伸强度与FGH95、FGH98相当，850℃拉伸强度优于现有合金；从表11可以看出，本实施例合金的815℃/400MPa/50h蠕变性能明显优于FGH95、FGH96、FGH97和FGH98；由表12可看出，本实施例合金的815℃/450MPa持久寿命远远高于FGH95、FGH96、FGH97和FGH98。
实施例4
本实施例公开了一种新型第四代粉末高温合金，其化学组分和含量(质量分数)分别为：Cr 9.25％；Co 17.54％；W 2.53％；Mo 3.45％；Ta 2.48％；Nb 2.54％；Al 3.25％；Ti3.05％；Hf 0.68％；C 0.058％；B 0.032％；Zr 0.046％，余量为Ni。
该新型第四代粉末高温合金的制备方法包括以下步骤：
S1.按粉末高温合金的化学成分及其质量分数配制原料，采用真空感应熔炼工艺制备母合金棒料；
S2.采用旋转电极法(例如，等离子旋转电极法)或氩气雾化法制备合金粉末。我们选择等离子旋转电极法制备合金粉末，经筛分、去除夹杂后，得到粒度范围为50μm～150μm的合金粉末；
S3.将符合粒度要求的合金粉末装入Φ108×170mm低碳钢包套，进行真空脱气、电子束封焊，得到封焊后的合金粉末；
S4.对封焊后的合金粉末进行热等静压成形，得到锭坯，具体地，热等静压的温度为1160℃，热等静压的压力为140MPa，热等静压的时间为5h。
S5.对成形后的锭坯进行热处理。热处理工艺包括固溶和时效，具体地，固溶的温度为1140℃，固溶时间为2.5h，固溶后进行油淬；时效的温度为860℃，时效时间为6h，时效采用空冷。
同样的，将实施例4制备的新型第四代粉末高温合金与实施例1制备的现有粉末高温合金FGH95、FGH96、FGH97和FGH98进行性能对比，具体测试过程如下：
其中，表13和表14分别为上述五种合金在室温和850℃条件下的拉伸强度的对比表，表15为上述五种合金的高温蠕变性能对比表，表16为上述五种合金的高温持久性能对比表。
表13本实施例合金与国内已有四种合金的室温拉伸强度对比表
表14本实施例合金与国内已有四种合金的850℃拉伸强度对比表
合金 σb/MPa σ0.2/MPa
实施例4 1010 809
FGH95 957.5 810
FGH96 847.5 742.5
FGH97 897.5 722.5
FGH98 927.5 787.5
表15本实施例合金与国内已有四种合金的高温蠕变性能对比表
合金 试验条件 塑性伸长率
实施例4 815℃/400MPa/50h 0.112％
FGH95 815℃/400MPa/50h 0.308％
FGH96 815℃/400MPa/50h 1.928％
FGH97 815℃/400MPa/50h 0.417％
FGH98 815℃/400MPa/50h 0.169％
表16本实施例合金与国内已有四种合金的高温持久性能对比表
合金 试验条件 持久寿命
实施例4 815℃/450MPa 450.3h
FGH95 815℃/450MPa 94.5h
FGH96 815℃/450MPa 44.7h
FGH97 815℃/450MPa 160.4h
FGH98 815℃/450MPa 150.5h
由表13和表14可看出，本实施例提供的新型第四代粉末高温合金室温拉伸性能优势不明显，850℃拉伸强度优于现有合金；从表15和表16可以看出，本实施例合金的815℃/400MPa/50h蠕变性能及815℃/450MPa持久寿命都明显优于FGH95、FGH96、FGH97和FGH98。
实施例5
本实施例公开了一种新型第四代粉末高温合金，其化学组分和含量(质量分数)分别为：Cr 9.31％；Co 17.29％；W 3.04％；Mo 2.54％；Ta 2.48％；Nb 2.23％；Al 3.58％；Ti2.81％；Hf 0.32％；C 0.032％；B 0.047％；Zr 0.044％，余量为Ni。
该新型第四代粉末高温合金的制备方法包括以下步骤：
S1.按粉末高温合金的化学成分及其质量分数配制原料，采用真空感应熔炼工艺制备母合金棒料；
S2.采用旋转电极法(例如，等离子旋转电极法)或氩气雾化法制备合金粉末。我们选择等离子旋转电极法制备合金粉末，经筛分、去除夹杂后，得到粒度范围为50μm～150μm的合金粉末；
S3.将符合粒度要求的合金粉末装入Φ108×170mm低碳钢包套，进行真空脱气、电子束封焊，得到封焊后的合金粉末；
S4.对封焊后的合金粉末进行热等静压成形，得到锭坯，具体地，热等静压的温度为1200℃，热等静压的压力为120MPa，热等静压的时间为4h。
S5.对成形后的锭坯进行热处理。热处理工艺包括固溶和时效，具体地，固溶的温度为1200℃，固溶时间为1h，固溶后进行油淬；时效的温度为815℃，时效时间为9h，时效采用空冷。
同样的，将实施例5制备的新型第四代粉末高温合金与实施例1制备的现有粉末高温合金FGH95、FGH96、FGH97和FGH98进行性能对比，具体测试过程如下：
其中，表17和表18分别为上述五种合金在室温和850℃条件下的拉伸强度的对比表，表19为上述五种合金的高温蠕变性能对比表，表20为上述五种合金的高温持久性能对比表。
表17本实施例合金与国内已有四种合金的室温拉伸强度对比表
合金 σb/MPa σ0.2/MPa
实施例5 1612 1149
FGH95 1594.5 1244
FGH96 1515.5 1082.5
FGH97 1446.5 948.5
FGH98 1568.5 1159.5
表18本实施例合金与国内已有四种合金的850℃拉伸强度对比表
合金 σb/MPa σ0.2/MPa
实施例5 1035.5 812
FGH95 957.5 810
FGH96 847.5 742.5
FGH97 897.5 722.5
FGH98 927.5 787.5
表19本实施例合金与国内已有四种合金的高温蠕变性能对比表
合金 试验条件 塑性伸长率
实施例5 815℃/400MPa/50h 0.105％
FGH95 815℃/400MPa/50h 0.308％
FGH96 815℃/400MPa/50h 1.928％
FGH97 815℃/400MPa/50h 0.417％
FGH98 815℃/400MPa/50h 0.169％
表20本实施例合金与国内已有四种合金的高温持久性能对比表
合金 试验条件 持久寿命
实施例5 815℃/450MPa 438.2h
FGH95 815℃/450MPa 94.5h
FGH96 815℃/450MPa 44.7h
FGH97 815℃/450MPa 160.4h
FGH98 815℃/450MPa 150.5h
由表17和表18可看出，本实施例提供的新型第四代粉末高温合金室温拉伸性能与FGH95、FGH98相比优势不明显，但850℃拉伸强度优于现有粉末高温合金；从表19和表20可以看出，本实施例合金的815℃/400MPa/50h蠕变性能及815℃/450MPa持久寿命都明显优于已有粉末高温合金。
本发明提供的新型第四代粉末高温合金由于具有良好的高温强度和高温组织稳定性，突出的高温蠕变性能和高温持久性能，可以用于制造新一代航空发动机的涡轮盘等热端部件。促进了我国在第四代粉末高温合金领域的快速发展。
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种粉末高温合金，其特征在于，所述合金的化学成分及其质量分数为：Cr 7～12％；Co 15～20％；W 2.5～3.5％；Mo 2.5～3.5％；Ta 2.2～2.8％；Nb 2.2～2.8％；Al3.0～3.6％；Ti 2.8～3.4％；Hf 0.3～0.7％；C 0.03～0.08％；B 0.03～0.06％；Zr 0.03～0.06％，余量为Ni。
2.根据权利要求1所述的粉末高温合金，其特征在于：所述粉末高温合金的中Al、Ti、Nb、Ta的总质量分数为：10.4％≤(Al+Ti+Nb+Ta)≤12.2％。
3.根据权利要求2所述的粉末高温合金，其特征在于，所述粉末高温合金中Al、Ti的总质量分数为：6.0％≤(Al+Ti)≤6.5％；
Al、Ti的质量比为：1.00≤(Al/Ti)≤1.28。
4.根据权利要求1所述的粉末高温合金，其特征在于，所述粉末高温合金中Nb、Ta、Hf的总质量分数为：5.0％≤(Nb+Ta+Hf)≤5.9％；
Nb、Ta的质量比为：0.7≤(Nb/Ta)≤1.1。
5.根据权利要求1所述的粉末高温合金，其特征在于，所述粉末高温合金中Cr、Co、W、Mo的总质量分数为：29.0％≤(Cr+Co+W+Mo)≤38.5％。
6.根据权利要求5所述的粉末高温合金，其特征在于，所述粉末高温合金中Cr、W、Mo的总质量分数为：(Cr+W+Mo)≤18.0％。
7.根据权利要求1-6任一项所述的粉末高温合金，其特征在于，所述粉末高温合金的工作温度为815℃～850℃。
8.一种粉末高温合金制备方法，其特征在于，用于制备如权利要求1至7任一项所述的粉末高温合金，所述制备方法包括以下步骤：
S1.按粉末高温合金的化学成分及其质量分数配制原料，采用真空感应熔炼工艺制备母合金棒料；
S2.将母合金棒料制成合金粉末；
S3.合金粉末装入低碳钢包套，进行真空脱气和封焊，得到封焊后的合金粉末；
S4.对封焊后的合金粉末进行热等静压成形，得到锭坯；
S5.对成形后的锭坯进行热处理，得到粉末高温合金。
9.根据权利要求8所述的粉末高温合金制备方法，其特征在于，所述S2中，采用旋转电极法将母合金棒料制成合金粉末，所述合金粉末的粒度为50μm～150μm。
10.根据权利要求8所述的粉末高温合金制备方法，其特征在于，所述S4中，热等静压的温度为1160℃～1200℃，热等静压的压力为120MPa～140MPa，热等静压的时间为3h～5h。
CN201810327365.3A 2018-04-12 2018-04-12 一种粉末高温合金及其制备方法 Active CN108425037B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201810327365.3A CN108425037B (zh) 2018-04-12 2018-04-12 一种粉末高温合金及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201810327365.3A CN108425037B (zh) 2018-04-12 2018-04-12 一种粉末高温合金及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN108425037A true CN108425037A (zh) 2018-08-21
CN108425037B CN108425037B (zh) 2019-07-23

Family

ID=63160875

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201810327365.3A Active CN108425037B (zh) 2018-04-12 2018-04-12 一种粉末高温合金及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN108425037B (zh)

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110205523A (zh) * 2019-07-04 2019-09-06 北京钢研高纳科技股份有限公司 一种具有高拉伸强度的镍基粉末高温合金及其制备方法
CN110241331A (zh) * 2019-07-25 2019-09-17 北京钢研高纳科技股份有限公司 镍基粉末高温合金及其制备方法与应用
CN110643857A (zh) * 2019-09-29 2020-01-03 西安欧中材料科技有限公司 一种无原始颗粒边界的镍基合金粉末及其制备方法
CN110695360A (zh) * 2019-10-30 2020-01-17 西安欧中材料科技有限公司 一种制备功能梯度高温合金涡轮盘的方法
CN110695361A (zh) * 2019-10-31 2020-01-17 西安欧中材料科技有限公司 一种制备合金盘件的装置及方法
CN111378873A (zh) * 2020-04-23 2020-07-07 北京钢研高纳科技股份有限公司 变形高温合金及其制备方法、发动机热端旋转部件和发动机
CN111579323A (zh) * 2020-05-09 2020-08-25 中国航发北京航空材料研究院 一种粉末高温合金夹杂试样的高通量制备和试验方法
CN112326384A (zh) * 2020-10-30 2021-02-05 中国航发北京航空材料研究院 用于镍基高温合金氧含量检测的标准物质制备方法
CN113186431A (zh) * 2021-05-06 2021-07-30 哈尔滨工业大学（深圳） 一种适用于粉末冶金的镍基高温合金粉末及其制备方法
CN115652147A (zh) * 2022-12-29 2023-01-31 北京钢研高纳科技股份有限公司 粉末高温合金及其制备方法和应用
CN115679157A (zh) * 2022-12-29 2023-02-03 北京钢研高纳科技股份有限公司 镍基高温合金及其制备方法和结构件

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101935780A (zh) * 2009-06-30 2011-01-05 通用电气公司 控制和细化经超溶线热处理镍基超合金中最终粒度的方法
CN102409276A (zh) * 2011-11-16 2012-04-11 钢铁研究总院 一种消除粉末冶金高温合金中原始颗粒边界的方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101935780A (zh) * 2009-06-30 2011-01-05 通用电气公司 控制和细化经超溶线热处理镍基超合金中最终粒度的方法
CN102409276A (zh) * 2011-11-16 2012-04-11 钢铁研究总院 一种消除粉末冶金高温合金中原始颗粒边界的方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
郑来苏等: "《铸造合金及其熔炼》", 31 December 1994, 西北工业大学出版社 *

Cited By (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110205523A (zh) * 2019-07-04 2019-09-06 北京钢研高纳科技股份有限公司 一种具有高拉伸强度的镍基粉末高温合金及其制备方法
CN110241331A (zh) * 2019-07-25 2019-09-17 北京钢研高纳科技股份有限公司 镍基粉末高温合金及其制备方法与应用
CN110241331B (zh) * 2019-07-25 2020-10-02 北京钢研高纳科技股份有限公司 镍基粉末高温合金及其制备方法与应用
CN110643857A (zh) * 2019-09-29 2020-01-03 西安欧中材料科技有限公司 一种无原始颗粒边界的镍基合金粉末及其制备方法
CN110695360A (zh) * 2019-10-30 2020-01-17 西安欧中材料科技有限公司 一种制备功能梯度高温合金涡轮盘的方法
CN110695360B (zh) * 2019-10-30 2022-04-12 西安欧中材料科技有限公司 一种制备功能梯度高温合金涡轮盘的方法
CN110695361A (zh) * 2019-10-31 2020-01-17 西安欧中材料科技有限公司 一种制备合金盘件的装置及方法
CN111378873B (zh) * 2020-04-23 2021-03-23 北京钢研高纳科技股份有限公司 变形高温合金及其制备方法、发动机热端旋转部件和发动机
CN111378873A (zh) * 2020-04-23 2020-07-07 北京钢研高纳科技股份有限公司 变形高温合金及其制备方法、发动机热端旋转部件和发动机
CN111579323B (zh) * 2020-05-09 2022-11-01 中国航发北京航空材料研究院 一种粉末高温合金夹杂试样的高通量制备和试验方法
CN111579323A (zh) * 2020-05-09 2020-08-25 中国航发北京航空材料研究院 一种粉末高温合金夹杂试样的高通量制备和试验方法
CN112326384A (zh) * 2020-10-30 2021-02-05 中国航发北京航空材料研究院 用于镍基高温合金氧含量检测的标准物质制备方法
CN112326384B (zh) * 2020-10-30 2024-01-19 中国航发北京航空材料研究院 用于镍基高温合金氧含量检测的标准物质制备方法
CN113186431A (zh) * 2021-05-06 2021-07-30 哈尔滨工业大学（深圳） 一种适用于粉末冶金的镍基高温合金粉末及其制备方法
CN115652147A (zh) * 2022-12-29 2023-01-31 北京钢研高纳科技股份有限公司 粉末高温合金及其制备方法和应用
CN115679157A (zh) * 2022-12-29 2023-02-03 北京钢研高纳科技股份有限公司 镍基高温合金及其制备方法和结构件
WO2024139241A1 (zh) * 2022-12-29 2024-07-04 北京钢研高纳科技股份有限公司 粉末高温合金及其制备方法和应用

Also Published As

Publication number Publication date
CN108425037B (zh) 2019-07-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108425037B (zh) 一种粉末高温合金及其制备方法
Bochenek et al. Advances in processing of NiAl intermetallic alloys and composites for high temperature aerospace applications
CN111378873B (zh) 变形高温合金及其制备方法、发动机热端旋转部件和发动机
CN106521243B (zh) 一种Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料、其制备方法及其应用
JP5278936B2 (ja) 耐熱超合金
CN107419136B (zh) 一种服役温度达700℃以上的镍基变形高温合金及其制备方法
JP2017075403A (ja) ニッケル基耐熱超合金
JPWO2011062231A1 (ja) 耐熱超合金
CN114934211B (zh) 镍基高温合金、镍基高温合金粉末和镍基高温合金构件
JP7450639B2 (ja) 低積層欠陥エネルギー超合金、構造部材及びその使用
CN104109780A (zh) 镍基高温合金及其制造方法
CN110205523A (zh) 一种具有高拉伸强度的镍基粉末高温合金及其制备方法
CN115747577B (zh) 涡轮盘用变形高温合金及其制备方法
CN109706346A (zh) 一种镍基高温合金及由合金形成的物品
CN102443721A (zh) 一种组织稳定性好、易加工的镍钴基高温合金
US20150004043A1 (en) Precipitate strengthened nanostructured ferritic alloy and method of forming
CN106086581B (zh) 700℃超超临界发电机组铁镍基合金转子热处理方法
CN113699414B (zh) 一种优异高温拉伸性能的γ′相强化钴基高温合金
JP5645054B2 (ja) アニーリングツインを含有するニッケル基耐熱超合金と耐熱超合金部材
CN115505790B (zh) 一种焊缝强度稳定的镍基高温合金及其制备方法和应用
CN113969380B (zh) 一种核级镍基合金高性能棒材的制造方法、棒材及应用
CN114231767A (zh) 一种抗热腐蚀镍基高温合金的σ相析出控制方法
CN102392184B (zh) 一种抗高温氧化铁素体耐热钢棒材及其制备方法
CN117305675B (zh) 一种高温高熵合金及其制备方法和应用
CN104988356A (zh) 一种高纯净度镍基合金大型锻件制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant