CN110551920B

CN110551920B - 一种高性能易加工镍基变形高温合金及其制备方法

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Publication number: CN110551920B
Application number: CN201910811805.7A
Authority: CN
Inventors: 文新理; 章清泉; 李国超; 安宁; 李振瑞; 张�荣; 李丽敏; 刘海稳; 黄建; 吴会云; 魏然
Original assignee: Beijing Beiye Functional Materials Corp
Current assignee: Beijing Beiye Functional Materials Corp
Priority date: 2019-08-30
Filing date: 2019-08-30
Publication date: 2020-11-17
Anticipated expiration: 2039-08-30
Also published as: CN110551920A

Abstract

一种高性能易加工镍基变形高温合金及其制备方法，属于镍基变形高温合金材料技术领域。变形高温合金的化学元素质量百分数为：C：0.02～0.08％、Cr：18～20％、Co：9.1～12％、Mo：8.1～9.1％、Al：1.4～1.7％、Ti：1.8～2.25％％、B：0.002～0.012％、Nb≤0.7％、Fe≤2％、Zr≤0.03％、V：0.02～0.5％、Nd：0.002～0.1％，余量为镍和不可避免的杂质。优点在于，围绕在940℃及以下温度服役的要求，兼具长的高温持久寿命、抗蠕变、良好成型加工性能、优异的焊接性能四大性能要求，通过常规合金元素的优化匹配，并引入新型合金元素Nd和V达到了目的。

Description

一种高性能易加工镍基变形高温合金及其制备方法

技术领域

本发明属于镍基变形高温合金材料技术领域，特别涉及一种高性能易加工镍基变形高温合金及其制备方法。高性能体现在该合金具有长的高温持久寿命和抗蠕变性能，易加工体现在该合金具有良好成型加工性能和优异的焊接性能。该合金兼具长的高温持久寿命、抗蠕变、良好成型加工性能、优异的焊接性能四大性能特点，适用于制造在940℃左右及以下温度服役的航空发动机、地面或舰用燃气轮机的燃烧室或其他复杂形状部件及其焊材。

背景技术

高温合金是指以铁、钴、镍为基体，能在600℃以上的高温和一定力作用下长期工作的一类金属材料。按基体元素的不同，分为铁基、镍基和钴基高温合金，按制备方法的不同，可分为铸造、变形和粉末高温合金。

镍基变形高温合金是指以镍为基体的高温合金，可通过锻造、热轧、冷轧或冷拔等变形手段制备出成品的一类高温合金，变形高温合金是相对于铸造高温合金和粉末高温合金而言。高温合金从一开始主要用于航天发动机，如今已发展为航空发动机、火箭发动机及燃气轮机高温热端部件不可替代的材料，现代燃气涡轮发动机有50％以上的重量采用高温合金，其中镍基高温合金在发动机材料中所占比重约为40％。

随着航空发动机、地面和舰用燃气轮机向着大功率、高效率发展，发动机涡轮进口温度不断提高，对高温合金的性能要求日益苛刻。自20世纪40年代初期用于Whitte发动机的Nimonic75合金出现以来，高温合金的耐热温度以每年提高10℃的速度迅速发展。以地面燃气轮机为例，E级和F级(当代级)燃气轮机的燃气初温分别达到1150℃和1350℃，G级和H级(先进级)燃气轮机的燃气初温达到1450～1500℃；J级(未来级)燃气轮机的燃气初温将达到1600～1700℃。在燃气初温不断提高的情况下，要求与燃气接触的发动机燃烧室及相关部件不断提高承温能力，其技术途径是：一是在这些部件外表面喷涂耐高温涂层、内部采用多孔结构和气体冷却，以避免与高温燃气直接接触并加快热量散发，即使如此，先进重型燃气轮机燃烧室镍基高温合金本体承受的温度仍高达940℃左右，现有镍基变形高温合金，如Nimonic263、HastelloyX、Haynes230、GH738等已无法满足需要；二是开发新材料，提高材料本身的耐高温能力。

先进航空发动机、地面或舰用燃气轮机燃烧室及相关部件的特点是服役温度高且时间长、形状复杂，需利用板材经过冷成型加工和焊接加工的方法制造，对材料的要求是要兼具高的蠕变和持久强度、抗蠕变、良好成型加工性能、优异的焊接性能，这四点是材料开发的关键。目前，在世界范围内的商用高温合金中，尚没有兼具上述四大性能的镍基变形高温合金。现有燃烧室常用的镍基变形高温合金，如Nimonic263、HastelloyX、Haynes230、GH738、Haynes282等，只具备上述四大性能中的某几项而不具备全部性能。Nimonic263、HastelloyX、Haynes230合金虽然具有良好的成型性能、焊接性能和长期组织稳定性，但这些合金只能在850℃以下长期服役，其850～940℃高温蠕变强度和持久寿命不足；GH738虽然具备较高的870～927℃高温蠕变强度，组织稳定性也处于中等水平，但因其平衡组织中γ′体积分数达到了23～26％且析出温度高(1000～1012℃)、析出速度快，无论是坯料热加工、冷加工还是最终的零件成型，难度都比较大，焊接性能也较差；Haynes282合金虽然兼具871～927℃范围良好的蠕变强度、热稳定性和耐应变时效开裂性能，其耐高温能力的极限是927℃，不具备在940℃温度下服役的能力，在加工燃烧室的复杂部件时，其加工成型性能也不理想。

从目前镍基变形高温合金领域申请的专利技术和发表的文献看，在合金的使用温度范围、化学成分和制备方法上与本专利有本质的差别。

申请号为CN201810797690.6的专利公开了“一种高强高弹镍基高温合金带材及其制备方法”，涉及的镍基高温合金带材是制作航空、航天、核能和石化等行业中的关键弹性构件，虽然该专利未提及合金的允许使用温度，但本技术领域的技术人员可从该合金的成分特点判断其允许使用温度应在900℃以下，不适用于制造900℃以上温度服役的高温部件；此外，该合金以质量分数高达9.0～10.5％的W元素作为第二大合金元素，这导致合金的密度明显增加，达到8.56g/cm³，而同类合金GH738的密度是8.23g/cm³、Haynes282的密度是8.29g/cm³，材料的密度对于航空发动机、舰用燃气轮机而言是至关重要的，这些发动机都希望采用密度尽可能小的材料以减小自重、降低燃料消耗和提高机动性能，即便是地面燃气轮机，也希望燃烧室的部件重量越小越好，因为发动机工作过程中振动非常大，大重量的部件形成振动破坏的可能性更大，这影响到发动机的整体设计；其次，W的大量添加增加了冶炼难度并导致W偏析，W的熔点在自然界单质中排名第2，仅次于C，达到3410℃，在合金冶炼过程中很难熔化并完全均匀，由此导致的偏析问题虽可借助于钢坯扩散退火改善，但很难完全消除，这种偏析会遗传至成品并损害性能的一致性，同时W的大量添加显著提高合金变形抗力，增加热加工难度，该专利也指出，由初始厚度28mm的板坯轧制2.8mm需要经过6火次热轧和6次退火处理，生产效率很低、成本极高，不适用于工业化批量生产；另外，该专利公开的合金制备方法仅适用于小批量生产带材，特别是厚度1.0～2.0mm的带材，这是因为其采用的铸锭制备方法为电渣重熔连续定向凝固技术，这种方法只能制备小规格板坯，板坯厚度30～50mm，宽度100～160mm，长度160～500mm，而在940℃及以下温度服役的地面燃气轮机的燃烧室部件一般采用厚度≥5.0mm、宽度200～2000mm的板材，这些部件的焊材一般为Φ4mm以下的丝材，因此，该专利公开的制备方法也不适用于940℃左右服役的地面燃气轮机的燃烧室部件及其焊材的制备。

申请号为CN201210057737.8的专利公开了“用于先进燃气涡轮发动机的Ni-Cr-Co合金”，具体涉及一种用于制造燃气涡轮发动机的过渡管的Ni-Cr-Co合金，该合金在1600～1700°F(817～927℃)范围内具有良好的蠕变强度、热稳定性和耐应变时效开裂性能，但该合金不具备在940℃左右服役的能力，特别是作为燃气轮机燃烧室的复杂部件，另外该合金虽然具备良好蠕变强度、良好热稳定性、耐应变时效开裂三项性能，但其加工成型性能不理想。本发明中合金含有V和Nd元素，而申请号为CN201210057737.8的专利不含这两种元素，本发明通过添加V和Nd元素提高了合金的高温持久寿命和抗蠕变性能，使之能够满足在940℃及以下温度使用，V和Nd含量的优化设计是本发明的创造性和新颖性的主要体现。

本发明通过对Cr、Co、Mo、Al、Ti、Nb、C、V、Nd等元素作用机理的分析，特别是Mo、Al、Ti、V、Nd等合金元素对高温持久寿命、抗蠕变性能、加工成型性能和焊接性能的研究，合理匹配固溶强化、时效强化、晶界强化等强化机制，结合合理的制备工艺得到一种能够在940℃及以下温度服役的镍基变形高温合金，该合金同时具备长的高温持久寿命、抗蠕变、易加工成型和易焊接的优点，可用于制造940℃及以下温度服役的航空发动机、地面或舰用燃气轮机的燃烧室或其他复杂形状部件及其焊材。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高性能易加工镍基变形高温合金及其制备方法，解决了现有传统镍基高温合金不适用于制造940℃左右及以下温度服役的航空发动机、地面或舰用燃气轮机的燃烧室或其他复杂形状部件及其焊材的问题。在940℃左右及以下温度服役并兼具长的高温持久寿命、抗蠕变、易加工成型和易焊接优点，合金成分设计合理，制备工艺可行，在工业上得到了应用。

一种高性能易加工镍基变形高温合金，其化学元素质量百分数为：C：0.02～0.08％、Cr：18～20％、Co：9.1～12％、Mo：8.1～9.1％、Al：1.4～1.7％、Ti：1.8～2.25％％、B：0.002～0.012％、Nb≤0.7％、Fe≤2％、Zr≤0.03％、V：0.02～0.5％、Nd：0.002～0.1％，余量为镍和不可避免的杂质；杂质元素中S、P、Si、Mn、Cu、Ta的范围为：S≤0.008％、P≤0.008％、Si≤0.15％、Mn≤1.0％、Cu≤0.5％、Ta≤1.5％，Pb、Sn、As、Sb和Bi五害元素中每一个元素≤0.001％，Mg、Ca、Hf、Y、Ce、La、Re和Ru中每一个元素≤0.1％。

一种高性能易加工镍基变形高温合金的制备方法，具体步骤及参数如下：

1、选择纯度满足要求的原材料，质量百分数为C：0.02～0.08％、Cr：18～20％、Co：9.1～12％、Mo：8.1～9.1％、Al：1.4～1.7％、Ti：1.8～2.25％％、B：0.002～0.012％、Nb≤0.7％、Fe≤2％、Zr≤0.03％、V：0.02～0.5％、Nd：0.002～0.1％、余量为镍和不可避免的杂质装入真空感应熔炼炉内，在0.1～0.6Pa的真空条件下，在真空感应熔炼炉内熔炼；原料全部融化后保持0.1～0.6Pa的真空条件，进行时间不低于30min的精炼以去除气体；精炼结束后，在真空条件下浇铸成合金锭；

2、将合金锭进行扩散退火，锻造开坯成电极棒，经保护气氛电渣重熔成电渣锭后再次进行扩散退火，并对电渣锭进行锻造开坯成所需的坯料，用于进一步加工成锻件、板材、带材、棒材、管材、丝材或粉末冶金用材料；

3、该合金所加工的锻件、板材、带材、棒材、管材、丝材或粉末冶金用材料的热处理制度包括固溶制度和时效制度。

步骤2中所述合金锭的扩散退火的温度为1160～1200℃，时间为24～48h。

步骤2中所述电渣锭的扩散退火的温度为1160～1180℃×24～48h空冷+1180～1200℃×12～24h空冷。

步骤2中所述的锻造开坯温度为不低于1080℃。

步骤2中所述经保护气氛电渣重熔时采用的四元提纯渣系，包括CaF₂：30～40wt％、Al₂O₃：10～20wt％、CaO：10～20wt％、TiO₂：20～50wt％，渣系在使用前要经过820℃烘烤5h，采用该渣系可保证该合金中稳定的Al、Ti含量控制。

步骤3中所述的固溶制度为：在1100～1200℃范围选择一固溶温度，温控精度在±15℃以内，保温一定时间(根据产品尺寸确定)，以相当于或大于空冷的冷却速度冷却；所述的时效制度分为两阶段：第一阶段时效：1000～1050℃，温控精度在±8℃以内，保温8h以上，以相当于空冷的冷却速度冷却；第二阶段时效：750～800℃，温控精度在±8℃以内，保温8h以上，以相当于或大于空冷的冷却速度冷却。

本发明镍基高温合金的的主要合金元素C、Cr、Co、Mo、Al、Ti、B、V、Nd、Ni、Nb、Fe、Zr和一些在工业化生产过程中不可避免的杂质元素S、P、Si、Mn等的含量控制范围如上所述。除此之外，还应当按照现有工业化生产技术，严格控制Pb、Sn、As、Sb、Bi等微量有害元素杂质元素的含量，这些元素对合金的锻造加工、持久性能和高温塑性有害。

本发明中镍基变形高温合金的成分范围限定的原因如下：

C在镍基高温合金中主要通过在晶界形成M₂₃C₆、MC、M₆C和M₇C₃等类型的碳化物发挥晶界强化作用，其中M₂₃C₆对合金高温持久强度有利，当C含量小于0.02％时，不足以在晶界形成足够数量的M₂₃C₆。C还可与合金中的Ti和Nb形成一次碳化物MC，这种碳化物的固溶温度很高，一般在1300℃以上，因此在通常加热条件下不会回溶，起到了钉扎晶界，防止晶粒粗化的作用。当C含量过高时形成的MC尺寸较大，并会过多的消耗合金中的Ti和Nb，这样用于形成γ′强化相的Ti和Nb就少了，降低合金的强度、高温性能和持久性能，应控制在0.08％以下。另外，一定含量的C还能降低液态合金的粘度，提高流动性，有利于浇铸过程的进行。

Cr主要以固溶态存在于镍基高温合金基体中，其最主要的作用是提高合金的抗氧化和抗热腐蚀能力，并具有一定的固溶强化效果，同时也能与C结合形成沿晶分布的颗粒状M₂₃C₆，起到强化晶界的作用。但是Cr含量过高时会降低合金的组织稳定性和成型加工性能，其含量一般不超过25％，本发明的合金主要用作航空发动机、地面或舰用燃气轮机的燃烧室和复杂形状部件及其焊材，在加工成零件后表面还要喷涂耐高温涂层，合金并不与高温燃气介质直接接触，因此对抗氧化和抗热腐蚀的要求降低了，但对合金的成型加工性能的要求提高了，所以允许Cr的含量比通常的镍基高温合金低，以换取相对高的组织稳定性和成型加工性能。因此本发明将Cr含量控制在了18～20％。

Co大部分固溶于基体，降低基体的堆垛层错能，拉宽扩展位错宽度，使位错不易束集而发生交滑移，从而提高合金的持久强度和抗蠕变能力。Co的另一个作用是降低Al、Ti元素在基体中的固溶度，促进γ′强化相的析出并提高其析出数量和固溶温度。当Co含量低于9％时，高温强度偏低，当Co含量高于12％时，在长期服役中易形成影响其性能的η相，因此将Co含量控制在了9.1～12％。

Mo可固溶于镍基合金的基体和γ′强化相，起固溶强化作用，同时可提高原子间结合力，提高扩散激活能和再结晶温度，从而有效地提高高温强度。但是Mo过高时在长期服役时容易生成μ相，从而降低合金的韧性。因此，将Mo含量控制在8.1～9.1％。

W与Mo在元素周期表中同属第六副族过渡金属，具有相似的物理化学性质，W在镍基高温合金中的作用也主要是固溶强化，其原子半径比较大，比镍原子半径大百分之十几，固溶强化作用明显。但是W是加速高温腐蚀的一种元素，且在长期服役时会形成有害相δ相，降低合金强度和韧性。W也是密度较大的合金元素，其密度为19.35g/cm³，镍基合金中添加W会提高其密度，使所制造的部件重量增加，考虑到本合金主要作为航空发动机、火箭发动机、地面或舰用燃气轮机的火焰筒和复杂形状部件，要求材料越轻越好，因此本合金中不添加W。

Al、Ti和Nb：三者是γ′形成元素，且随三者含量的增加，γ′数量增加、固溶温度提高，材料的高温蠕变和持久性能提高，但是过多的γ′会恶化焊接性能、损害成型加工性能，因此Al、Ti和Nb含量的确定要平衡高温性能、焊接性能和成型加工性能。Ti、Nb还会与C结合形成MC型碳化物，在高温时能够阻碍晶界长大和晶界滑动，起到提高高温力学性能的作用。为了很好的平衡高温性能、焊接性能和成型加工性能，本发明将三者的控制为：Al 1.4～1.7％、Ti1.8～2.25％、Nb≤0.7％。

B：是一种微合金元素，其特点是原子半径很小，只有约85皮米，而Ni原子半径约135皮米，因此B很容易在晶界富集，增加晶界的结合力。晶界硼化物可以组织晶界滑移和空洞萌生及扩展，对提高合金的抗蠕变和持久寿命有利，但是过多的B却会恶化合金的性能，因此B存在一个最佳范围，本发明将B控制在0.002～0.012％。

V：V是强烈的碳化物和γ′形成元素，V能够替代Ni3Al(γ′)中Al的位置，提高其稳定性，V还能固溶于基体中，有效增大晶格畸变，产生固溶强化作用。V在航空发动机、地面和舰用燃气轮机燃烧室及其部件中的应用优势还特别体现在V降低合金的膨胀系数、提高合金热导率两方面，低的膨胀系数有利于燃烧室及其部件在高温下保持形状、尺寸的稳定性，防止热胀冷缩引起早期破坏，高的热导率有利于燃烧室及其部件散热，特别是加快了燃烧室汽冷介质和本体之间的热交换，有利于降低燃烧室及其部件的温度。V在铸造高温合金中被广泛应用，如：Alloy122、Alloy133、Rene125和Rene150等。但在镍基变形高温合金中应用比较少，这方面的研究也比较少，本文在试验研究的基础上，发现V对提高镍基变形高温合金的高温持久寿命和抗蠕变性能有利，而且V含量存在最佳范围：0.02～0.5％。过低含量(质量分数0.02％以下)的V起不到固溶强化和时效强化作用，过高含量(质量分数超过0.5％)的V反而降低持久寿命和抗蠕变性能。

Nd：Nd是镧系稀土元素，以往人们普遍关注并在镍基高温合金中得到应用的稀土元素主要有La和Ce，对于稀土元素Nd在镍基变形高温合金中作用的研究和应用均未见报道，本发明的研究表明，Nd具有强的脱氧、脱硫能力，可净化钢液，延缓碳化物沿晶界析出和聚集长大，还能阻碍晶界裂纹的形成和扩展，并可削弱或消除杂质元素在晶界的偏聚，从而强化晶界，起到提高合金高温持久寿命和抗蠕变能力的作用。Nd的特点是添加量很少(质量分数0.002％以上)就能明显提高合金高温性能，添加量过多时(质量分数超过0.1％时)则会形成系统夹杂物，反而对合金的性能有害。本发明将Nd含量控制在0.02～0.1％。

Fe：镍基高温合金中Fe是有害元素，但在工业生产中不可避免，研究表明不超过2％的Fe在本合金中是允许的，这就使得在工业生产中可经济地利用含微量Fe的原材料和返回料。

Zr：Zr有助于净化晶界，增强晶界结合力，和B的复合添加有助于保持合金的高温强度和持久寿命，过量的Zr会降低热加工性能。本发明将Zr控制在≤0.03％。

S：S是一种有害元素，凝固过程促进元素偏析和有害相生成，在组织中偏聚于晶界和相界并弱化晶粒和相之间的结合力，往往引起热加工裂纹和高温持久性能的明显下降，S含量越低越好，考虑现有工业冶炼技术水平，将S限制在≤0.008％。

P：P在高温合金中具有两面性，适量的P可以改善持久蠕变性能，过量时会在晶界严重偏析，降低晶界结合强度，影响合金的韧性，在本发明中控制在≤0.008％。

Si：Si是一种杂质元素，易于富集在晶界，降低晶界强度，促进TCP相的生成，降低合金长期服役的组织稳定性，因此控制在≤0.15％。

Mn：Mn也是一种杂质元素，易于在晶界偏聚，削弱晶界结合力，降低高温持久强度和寿命，也会促进晶界有害相的形成。但保持一定量的Mn可与S结合形成MnS，从而降低S的有害作用，因此Mn≤1.0％。

Pb、Sn、As、Sb、Bi：俗称五害元素，属于低熔点元素，其含量越低越好，本发明将其控制在≤0.001％。

Mg、Ca、Hf、Y、Ce、La、Re、Ru：这些元素是原材料、炉衬和浇铸系统中可能带入合金中的元素，含量过多会损害合金的性能，将每一种元素都控制在≤0.1％。

Cu：Cu容易在晶界形成低熔点富Cu相，引起龟裂，损害合金的高温强度和塑性，将其控制在≤0.5％。

Ta：Ta是γ′形成元素，可部分替代Al、Ti或Nb，一般添加量不能超过2.0％，本发明将其控制在≤1.5％。

Ni：Ni是最重要的基体元素和析出强化相γ′的形成元素，以Ni作为基体，组织具有很强的稳定性、高温强度、韧性和加工成型性能，其含量保持在60％左右。

本发明的优点在于，围绕在940℃及以下温度服役的要求，兼具长的高温持久寿命、抗蠕变、良好成型加工性能、优异的焊接性能四大性能要求，通过常规合金元素的优化匹配，并引入新型合金元素Nd和V达到了目的。本发明还揭示了影响该类合金高温持久寿命和抗蠕变性能的成分因素主要为Mo、Al+Ti、V+Nd含量，影响焊接性能的主要因素为Al+Ti含量，影响成型加工性能的主要因素为W和Al+Ti含量。在此基础上，通过大量不同成分配比合金的冶炼和性能测试，筛选出了满足要求的合金成分范围。

图1为Mo含量对高温持久寿命的影响，是在基本合金成分确定条件下，通过调整Mo含量冶炼了8炉合金，经过测试分析，揭示了Mo含量对高温持久寿命的影响，确定了Mo含量的控制范围为8.1～9.1％。

图2为Al+Ti含量对高温持久寿命的影响，是在基本合金成分确定条件下，通过调整Al+Ti含量冶炼了7炉合金，经过测试分析，揭示了Al+Ti含量对高温持久寿命的影响，确定了Al+Ti含量控制范围为3.2～3.95％。

图3为V+Nd含量对高温持久寿命的影响，是在基本合金成分确定条件下，通过调整V+Nd含量冶炼了7炉合金，经过测试分析，揭示了V+Nd含量对高温持久寿命的影响，确定了V+Nd含量控制范围为0.022～0.6％，其中V0.02～0.5％、Nd 0.002～0.1％。

图4为Al+Ti含量对焊接开裂倾向的影响，是在基本合金成分确定条件下，通过调整Al+Ti含量冶炼了49炉合金，经过测试分析，揭示了Al+Ti含量对焊接开裂倾向的影响，确定了获得良好焊接性能需将Al+Ti含量控制范围为2～3.95％，同时考虑Al+Ti含量对高温持久寿命的影响，确定了Al+Ti含量控制范围为3.2～3.95％。

图5为Al+Ti含量对成型加工性能的影响，是在基本合金成分确定条件下，通过调整Al+Ti含量冶炼了48炉合金，经过测试分析，揭示了Al+Ti含量对成型加工性能的影响，评价方法为利用固溶态标准板材弯曲试样进行反复180°弯曲试验，以在规定弯曲次数后板材是否断裂作为评价成型加工性能的依据，由此确定的Al+Ti含量范围为2～4.0％，结合Al+Ti含量对持久强度和焊接性能的影响，确定Al+Ti含量控制范围为3.2～3.95％，其中Al含量1.4～1.7％，Ti含量1.8～2.25％。

图6为W含量对成型加工性能的影响，是在基本合金成分确定条件下，通过调整W含量冶炼了8炉合金，经过测试分析，揭示了W含量对成型加工性能的影响，评价方法为利用固溶态标准板材弯曲试样进行反复180°弯曲试验，以在规定弯曲次数后板材是否断裂作为评价成型加工性能的依据，由此确定了W的添加不利于成型加工性能，因此本合金中不添加W元素。

附图说明

图1为Mo含量对高温持久寿命的影响图。

图2为Al+Ti含量对高温持久寿命的影响图。

图3为V+Nd含量对高温持久寿命的影响图。

图4为Al+Ti含量对焊接开裂的影响图。

图5为Al+Ti含量对反复弯曲断裂次数的影响图。

图6为W含量对反复弯曲断裂次数的影响图。

图7为合金经时效处理后的组织形貌图。

具体实施方式

实施例1

一种高性能易加工镍基变形高温合金及其制备方法,包括C、Cr、Co、Mo、Al、Ti、B、V、Nd、Nb、Fe、Zr、Ni和不可避免的杂质，实测得到的各元素质量百分比及杂质元素质量百分比见表1。

上述耐高温长寿命易加工镍基变形高温合金的制备方法为：

精选纯度满足要求的原材料C、Si、Mn、Cr、Co、Mo、Al、Ti、B、V、Nd、Nb、Fe、Zr、Ni，将质量百分数为C0.03％、Cr20％、Co10.5％、Mo9％、Al 1.5％、Ti2.0％％、B0.004％、Si0.15％、Mn0.3％、V0.03％、Nd 0.06％、Nb0.1％、Fe1％、Zr0.01％、余量为Ni和不可避免的杂质。装入真空感应熔炼炉内，在0.1～0.6Pa的真空条件下，在真空感应熔炼炉内熔炼；原料全部融化后保持0.1～0.6Pa的真空条件，进行30min的精炼以去除气体；精炼结束后，在真空条件下浇铸成合金锭。

将合金锭在1180℃进行扩散退火24h，锻造开坯成电极棒，经保护气氛电渣重熔成电渣锭，采用复杂的四元提纯渣系，所述的复杂四元提纯渣系包括CaF₂30％、Al₂O₃20％、CaO20％、TiO₂30％，所述的渣系在使用前要经过820℃烘烤5h，电渣锭再次扩散退火，退火温度1180℃，退火时间24h，并对电渣锭进行锻造开坯成60×1000×1500mm的扁坯，开坯温度1100℃，进一步热轧成5mm厚板材，热轧开轧温度1150℃，终轧温度950℃，板材经1130℃固溶2h，获得固溶态板材，再经1010℃时效2h+780℃时效8h后空冷得到时效态板材。

实施例2

上述耐高温长寿命易加工镍基变形高温合金的制备方法为：

精选纯度满足要求的原材料C、Si、Mn、Cr、Co、Mo、Al、Ti、B、V、Nd、Nb、Fe、Zr、Ni，将质量百分数为C0.06％、Cr19％、Co10％、Mo8.5％、Al 1.55％、Ti2.0％％、B0.0045％、Si0.15％、Mn0.22％、V0.05％、Nd 0.05％、Nb0.26％、Fe1.5％、Zr0.03％、余量为Ni和不可避免的杂质。装入真空感应熔炼炉内，在0.1～0.6Pa的真空条件下，在真空感应熔炼炉内熔炼；原料全部融化后保持0.1～0.6Pa的真空条件，进行30min的精炼以去除气体；精炼结束后，在真空条件下浇铸成合金锭。

将合金锭在1180℃进行扩散退火24h，锻造开坯成电极棒，经保护气氛电渣重熔成电渣锭，采用复杂的四元提纯渣系，所述的复杂四元提纯渣系包括CaF₂40％、Al₂O₃10％、CaO20％、TiO₂30％，所述的渣系在使用前要经过820℃烘烤5h，电渣锭再次扩散退火，退火温度1180℃，退火时间24h，并对电渣锭进行锻造开坯成60×200×1500mm的扁坯，开坯温度1103℃，进一步热轧成5mm厚板材，热轧开轧温度1156℃，终轧温度958℃，板材经1130℃固溶2h，获得固溶态板材，再经1010℃时效2h+780℃时效8h后空冷得到时效态板材。

实施例3

上述耐高温长寿命易加工镍基变形高温合金的制备方法为：

精选纯度满足要求的原材料C、Si、Mn、Cr、Co、Mo、Al、Ti、B、V、Nd、Nb、Fe、Zr、Ni，将质量百分数为C0.04％、Cr19％、Co10％、Mo8.8％、Al 1.65％、Ti2.2％％、B0.0045％、Si0.15％、Mn0.15％、V0.12％、Nd 0.1％、Nb0.26％、Fe1.5％、Zr0.03％、余量为Ni和不可避免的杂质。装入真空感应熔炼炉内，在0.1～0.6Pa的真空条件下，在真空感应熔炼炉内熔炼；原料全部融化后保持0.1～0.6Pa的真空条件，进行35min的精炼以去除气体；精炼结束后，在真空条件下浇铸成合金锭。

将合金锭在1190℃进行扩散退火24h，锻造开坯成电极棒，经保护气氛电渣重熔成电渣锭，采用复杂的四元提纯渣系，所述的复杂四元提纯渣系包括CaF₂30％、Al₂O₃10％、CaO20％、TiO₂40％，所述的渣系在使用前要经过820℃烘烤5h，电渣锭再次扩散退火，退火温度1180℃，退火时间24h，并对电渣锭进行锻造开坯成60×200×1500mm的扁坯，开坯温度1110℃，进一步热轧成5mm厚板材，热轧开轧温度1160℃，终轧温度960℃，板材经1130℃固溶2h，获得固溶态板材，再经1010℃时效2h+780℃时效8h后空冷得到时效态板材。

实施例4

上述耐高温长寿命易加工镍基变形高温合金的制备方法为：

精选纯度满足要求的原材料C、Mn、Cr、Co、Mo、Al、Ti、B、V、Nd、Nb、Fe、Zr、Ni，将质量百分数为C0.07％、Cr20％、Co11％、Mo9％、Al 1.7％、Ti2.2％％、B0.006％、Si0.1％、Mn0.3％、V0.12％、Nd 0.1％、Nb0.3％、Fe2％、Zr0.03％、余量为Ni和不可避免的杂质。装入真空感应熔炼炉内，在0.1～0.6Pa的真空条件下，在真空感应熔炼炉内熔炼；原料全部融化后保持0.1～0.6Pa的真空条件，进行33min的精炼以去除气体；精炼结束后，在真空条件下浇铸成合金锭。

将合金锭在1180℃进行扩散退火24h，锻造开坯成电极棒，经保护气氛电渣重熔成电渣锭，采用复杂的四元提纯渣系，所述的复杂四元提纯渣系包括CaF₂40％、Al₂O₃20％、CaO10％、TiO₂30％，所述的渣系在使用前要经过820℃烘烤5h，电渣锭再次扩散退火，退火温度1180℃，退火时间24h，并对电渣锭进行锻造开坯成60×200×1500mm的扁坯，开坯温度1100℃，进一步热轧成5mm厚板材，热轧开轧温度1100℃，终轧温度950℃，板材经1130℃固溶2h，获得固溶态板材，再经1010℃时效2h+780℃时效8h后空冷得到时效态板材。

实施例5

上述耐高温长寿命易加工镍基变形高温合金的制备方法为：

精选纯度满足要求的原材料C、Si、Mn、Cr、Co、Mo、Al、Ti、B、V、Nd、Nb、Fe、Zr、Ni，将质量百分数为C0.07％、Cr20％、Co10.5％、Mo8.6％、Al1.7％、Ti2.0％％、B0.008％、Si0.15％、Mn0.3％、V0.05％、Nd 0.05％、Nb0.4％、Fe1％、Zr0.03％、余量为Ni和不可避免的杂质。装入真空感应熔炼炉内，在0.1～0.6Pa的真空条件下，在真空感应熔炼炉内熔炼；原料全部融化后保持0.1～0.6Pa的真空条件，进行35min的精炼以去除气体；精炼结束后，在真空条件下浇铸成合金锭。

将合金锭在1180℃进行扩散退火24h，锻造开坯成电极棒，经保护气氛电渣重熔成电渣锭，采用复杂的四元提纯渣系，所述的复杂四元提纯渣系包括CaF₂40％、Al₂O₃10％、CaO10％、TiO₂40％，所述的渣系在使用前要经过820℃烘烤5h，电渣锭再次扩散退火，退火温度1180℃，退火时间24h，并对电渣锭进行锻造开坯成60×200×1500mm的扁坯，开坯温度1120℃，进一步热轧成5mm厚板材，热轧开轧温度1130℃，终轧温度950℃，板材经1130℃固溶2h，获得固溶态板材，再经1010℃时效2h+780℃时效8h后空冷得到时效态板材。

比较例1

上述耐高温长寿命易加工镍基变形高温合金的制备方法为：

精选纯度满足要求的原材料C、Si、Mn、Cr、Co、Mo、Al、Ti、B、Nb、Fe、Zr、Ni，将质量百分数为C0.08％、Cr19％、Co10.5％、Mo9％、Al1.7％、Ti2.0％％、B0.006％、Si0.15％、Mn0.3％、Nb0.25％、Fe1.2％、Zr0.03％、余量为Ni和不可避免的杂质。装入真空感应熔炼炉内，在0.1～0.6Pa的真空条件下，在真空感应熔炼炉内熔炼；原料全部融化后保持0.1～0.6Pa的真空条件，进行35min的精炼以去除气体；精炼结束后，在真空条件下浇铸成合金锭。

将合金锭在1185℃进行扩散退火24h，锻造开坯成电极棒，经保护气氛电渣重熔成电渣锭，采用复杂的四元提纯渣系，所述的复杂四元提纯渣系包括CaF₂40％、Al₂O₃20％、CaO20％、TiO₂20％，所述的渣系在使用前要经过820℃烘烤5h，电渣锭再次扩散退火，退火温度1180℃，退火时间24h，并对电渣锭进行锻造开坯成60×200×1500mm的扁坯，开坯温度1120℃，进一步热轧成5mm厚板材，热轧开轧温度1130℃，终轧温度950℃，板材经1130℃固溶2h，获得固溶态板材，再经1010℃时效2h+780℃时效8h后空冷得到时效态板材。

比较例2

上述耐高温长寿命易加工镍基变形高温合金的制备方法为：

精选纯度满足要求的原材料C、Si、Mn、Cr、Co、Mo、Al、Ti、B、Nb、Fe、Zr、Ni，将质量百分数为C0.05％、Cr19％、Co12％、Mo10％、Al1.5％、Ti2.0％、B0.006％、Si0.15％、Mn0.3％、V0.035％、Nd0.09％、Nb0.55％、Fe1.2％、Zr0.035％、余量为Ni和不可避免的杂质。装入真空感应熔炼炉内，在0.1～0.6Pa的真空条件下，在真空感应熔炼炉内熔炼；原料全部融化后保持0.1～0.6Pa的真空条件，进行30min的精炼以去除气体；精炼结束后，在真空条件下浇铸成合金锭。

将合金锭在1180℃进行扩散退火24h，锻造开坯成电极棒，经保护气氛电渣重熔成电渣锭，采用复杂的四元提纯渣系，所述的复杂四元提纯渣系包括CaF₂30％、Al₂O₃20％、CaO10％、TiO₂20％，所述的渣系在使用前要经过820℃烘烤5h，电渣锭再次扩散退火，退火温度1180℃，退火时间24h，并对电渣锭进行锻造开坯成60×200×1500mm的扁坯，开坯温度1120℃，进一步热轧成5mm厚板材，热轧开轧温度1130℃，终轧温度950℃，板材经1130℃固溶2h，获得固溶态板材，再经1010℃时效2h+780℃时效8h后空冷得到时效态板材。

比较例3

上述耐高温长寿命易加工镍基变形高温合金的制备方法为：

精选纯度满足要求的原材料C、Si、Mn、Cr、Co、Mo、Al、Ti、B、Nb、Fe、Zr、Ni，将质量百分数为C0.07％、Cr19％、Co12％、Mo10％、Al1.5％、Ti2.6％％、B0.006％、Si0.15％、Mn0.3％、Nb0.15％、V0.07％、Nd0.07％、Fe2.2％、Zr0.03％、余量为Ni和不可避免的杂质。装入真空感应熔炼炉内，在0.1～0.6Pa的真空条件下，在真空感应熔炼炉内熔炼；原料全部融化后保持0.1～0.6Pa的真空条件，进行30min的精炼以去除气体；精炼结束后，在真空条件下浇铸成合金锭。

将合金锭在1190℃进行扩散退火24h，锻造开坯成电极棒，经保护气氛电渣重熔成电渣锭，采用复杂的四元提纯渣系，所述的复杂四元提纯渣系包括CaF₂40％、Al₂O₃20％、CaO20％、TiO₂20％，所述的渣系在使用前要经过820℃烘烤5h，电渣锭再次扩散退火，退火温度1190℃，退火时间24h，并对电渣锭进行锻造开坯成60×200×1500mm的扁坯，开坯温度1120℃，进一步热轧成5mm厚板材，热轧开轧温度1130℃，终轧温度950℃，板材经1130℃固溶2h，获得固溶态板材，再经1010℃时效2h+780℃时效8h后空冷得到时效态板材。

比较例4

上述耐高温长寿命易加工镍基变形高温合金的制备方法为：

精选纯度满足要求的原材料C、Si、Mn、Cr、Co、Mo、Al、Ti、B、Nb、Fe、Zr、Ni，将质量百分数为C0.09％、Cr20％、Co13％、Mo9％、Al1.2％、Ti1.9％％、B0.008％、Si0.15％、Mn0.3％、V0.12％、Nd0.1％、Nb0.35％、Fe1.8％、Zr0.02％、余量为Ni和不可避免的杂质。装入真空感应熔炼炉内，在0.1～0.6Pa的真空条件下，在真空感应熔炼炉内熔炼；原料全部融化后保持0.1～0.6Pa的真空条件，进行30min的精炼以去除气体；精炼结束后，在真空条件下浇铸成合金锭。

将合金锭在1190℃进行扩散退火24h，锻造开坯成电极棒，经保护气氛电渣重熔成电渣锭，采用复杂的四元提纯渣系，所述的复杂四元提纯渣系包括CaF₂40％、Al₂O₃20％、CaO20％、TiO₂20％，所述的渣系在使用前要经过820℃烘烤5h，电渣锭再次进行扩散退火，退火温度1190℃，退火时间24h，并对电渣锭进行锻造开坯成60×200×1500mm的扁坯，开坯温度1120℃，进一步热轧成5mm厚板材，热轧开轧温度1130℃，终轧温度950℃，板材经1130℃固溶2h，获得固溶态板材，再经1010℃时效2h+780℃时效8h后空冷得到时效态板材。

表1实施例合金1～5和比较例合金1～4的实测化学成分

实施例合金1～5的实测成分都符合本发明合金成分范围，比较例合金1没有添加V和Nd元素，比较例合金2的Mo含量超出本发明Mo含量范围，比较例合金3的Ti含量超出本发明Ti含量范围，比较例合金4的Al含量超出本发明Al含量范围。

940℃下1万小时持久强度检测：

将实施例1～5和比较例1～4中的合金加工成板状持久拉伸试样，分别进行940℃的1万小时持久拉伸试验，试验结果如表2所示。

表2实施例和比较例合金的940℃下1万小时持久强度

对比表2中的数据可见，实施例1～5中的合金在940℃1万小时条件下的持久强度在29～35MPa，而比较例合金1中因不含V和Nd，其持久强度明显低于其他合金，在940℃下没有长时间服役的能力；比较例合金2中Mo含量超出了本发明的限制范围，其持久强度仅有10MPa，也明显低于实施例合金；比较例3中Ti的含量超出了本发明规定的上限，其持久强度为15MPa；比较例4中合金Al含量低于本发明限定的范围，其持久强度为10MPa，明显低于实施例合金持久强度。可见本发明提出的成分范围为合金具备良好的940℃高温持久寿命提供了有力保证。

抗蠕变性能检测：

将实施例1～5和比较例1～4中的合金加工蠕变试样，分别进行940℃的1000小时蠕变试验，试验结果如表3所示。

表3实施例和比较例合金的940℃下1000小时0.5％蠕变强度

对比表3中的数据可见，实施例1～5中的合金在940℃1000小时条件下的蠕变强度在35～40MPa，而比较例合金1中因不含V和Nd，其蠕变强度明显低于其他合金，在940℃下没有长时间服役的能力；比较例合金2中Mo含量超出了本发明的限制范围，其蠕变强度仅有18MPa，也明显低于实施例合金；比较例3中Ti的含量超出了本发明规定的上限，其蠕变强度为22MPa；比较例4中合金Al含量低于本发明限定的范围，其蠕变强度为21MPa，明显低于实施例合金蠕变强度。可见本发明提出的成分范围为合金具备良好的940℃抗蠕变性能提供了有力保证。

成型加工性能检测：

将实施例1～5和对比例1～4中的5mm合金板材进行固溶处理，固溶制度：1130℃×2h，固溶后加工成标准弯曲试样，按规定次数进行反复弯曲试验，观察板材开裂情况，结果如表4所示。

表4实施例和比较例合金的反复弯曲开裂情况

对比表4中的数据可见，实施例合金1～5在规定次数反复弯曲试验中均未出现开裂现象，和对比例合金2、3均出现开裂，这是因为对比例合金2的Mo含量超出了本发明规定的上限，而对比例3的Ti含量超出了本发明规定的上限，对比例1和4也未出现开裂的情况，这是因为对比例合金1中对成型加工性能影响大的合金元素Mo、Al、Ti都在本发明规定的范围内，而对比例合金4的Mo、Ti在本发明规定的范围内，其Al含量超出了本发明规定的下限，因此其成型加工性能良好而持久强度不足。

焊接性能检测：

将实施例1～5和对比例1～4中加工的5mm合金板材进行手工氩弧焊焊接实验，焊材选用实施例1加工的Φ2.4mm焊丝，焊后进行固溶和时效处理，固溶制度：1130℃×2h，时效制度：1010℃×2h+780℃×8h，观察热处理后焊缝附近的开裂情况，结果如表5所示。

表5实施例和比较例合金的焊接开裂情况

对比表5中的数据可见，因实施例合金1～5和对比例合金1、2、4的Al、Ti元素含量均满足本发明的限制范围，具有良好的焊接性能，焊后及热处理后均没有发现裂纹，而对比例合金3中的Ti含量超出了本发明的限定范围上限，因此具有明显的焊接开裂倾向，在焊后固溶热处理过程出现了开裂。

将实施例1～5和对比例1～4对应的坯料分别加工成Φ2.4mm焊丝，以实施例1中对应的坯料加工成焊接试板，采用V型坡口，进行手工氩弧焊焊接实验，焊后进行固溶和时效处理，固溶制度：1130℃×2h，时效制度：1010℃×2h+780℃×8h，观察热处理后焊缝附近的开裂情况，结果如表6所示。

表6实施例和比较例合金的焊接开裂情况

对比表6中的数据可见，因实施例合金1～5和对比例合金1、2、4的Al、Ti元素含量均满足本发明的限制范围，其加工的焊丝具有良好的焊接性能，焊后及热处理后均没有发现裂纹，而对比例合金3中的Ti含量超出了本发明的限定范围上限，因此具有明显的焊接开裂倾向，在焊后固溶热处理过程焊缝出现了开裂。这也说明了本发明的合金成分范围适用于加工成焊材。

本发明镍基变形高温合金同时具备了在940℃温度下长的持久寿命、抗蠕变、良好成型加工性能和焊接性能，可用于制造在940℃及以下温度服役的航空发动机、地面或舰用燃气轮机的燃烧室或其他复杂形状部件及其焊材。

Claims

1.一种高性能易加工镍基变形高温合金，其特征在于，其化学元素质量百分数为：C：0.02～0.08％、Cr：18～20％、Co：9.1～12％、Mo：8.1～9.1％、Al：1.4～1.7％、Ti：1.8～2.25％、B：0.002～0.012％、Nb≤0.7％、Fe≤2％、Zr≤0.03％、V：0.02～0.5％、Nd：0.002～0.1％，余量为镍和不可避免的杂质；杂质元素中S、P、Si、Mn、Cu、Ta的范围为：S≤0.008％、P≤0.008％、Si≤0.15％、Mn≤1.0％、Cu≤0.5％、Ta≤1.5％，Pb、Sn、As、Sb和Bi五害元素中每一个元素≤0.001％，Mg、Ca、Hf、Y、Ce、La、Re和Ru中每一个元素≤0.1％；所述高性能易加工镍基变形高温合金的制备步骤及参数如下：

1)选择纯度满足要求的原材料，质量百分数为C：0.02～0.08％、Cr：18～20％、Co：9.1～12％、Mo：8.1～9.1％、Al：1.4～1.7％、Ti：1.8～2.25％％、B：0.002～0.012％、Nb≤0.7％、Fe≤2％、Zr≤0.03％、V：0.02～0.5％、Nd：0.002～0.1％、余量为镍和不可避免的杂质，装入真空感应熔炼炉内，在0.1～0.6Pa的真空条件下，在真空感应熔炼炉内熔炼；原料全部融化后保持0.1～0.6Pa的真空条件，进行时间不低于30min的精炼以去除气体；精炼结束后，在真空条件下浇铸成合金锭；

2)将合金锭进行扩散退火，锻造开坯成电极棒，经保护气氛电渣重熔成电渣锭后再次进行扩散退火，并对电渣锭进行锻造开坯成所需的坯料，用于进一步加工成锻件、板材、带材、棒材、管材、丝材或粉末冶金用材料，所述合金锭的扩散退火温度为1160～1200℃，时间为24～48h，所述电渣锭的扩散退火温度为1160～1180℃×24～48h空冷+1180～1200℃×12～24h空冷；所述的锻造开坯温度不低于1080℃；

3)该合金所加工的锻件、板材、带材、棒材、管材、丝材或粉末冶金用材料的热处理制度包括固溶制度和时效制度，所述的固溶制度为：在1100～1200℃范围选择一固溶温度，温控精度在±15℃以内，保温，以相当于或大于空冷的冷却速度冷却；所述的时效制度分为两阶段：第一阶段时效：1000～1050℃，温控精度在±8℃以内，保温8h以上，以相当于空冷的冷却速度冷却；第二阶段时效：750～800℃，温控精度在±8℃以内，保温8h以上，以相当于或大于空冷的冷却速度冷却。

2.权利要求1所述的高性能易加工镍基变形高温合金，其特征在于，步骤2)中所述经保护气氛电渣重熔时采用的四元提纯渣系包括CaF₂：30～40wt％、Al₂O₃：10～20wt％、CaO：10～20wt％、TiO₂：20～50wt％，渣系在使用前要经过820℃烘烤5h，采用该渣系可保证该合金中稳定的Al、Ti含量控制。