CN117467868A - 一种高强抗富氧烧蚀镍基高温合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

一种高强抗富氧烧蚀镍基高温合金及其制备方法，属于镍基高温合金技术领域。合金包含如下成分：Cr：16.0～17.0％，Mo：2.5～3.5％，W：0～1.0％，Cu：0.5～3.0％，Ta：0～3.0％，Nb：4.5～5.5％，Al：0.5～1.8％，Ti：0.5～1.0％，Co：0～9.0％，Fe：0～12.0％，C：0.02～0.06％，V：0.3～0.6％，其余为Ni。制备工艺步骤如下：步骤1：真空感应熔炼制备铸锭；步骤2：对所述合金锭进行均匀化处理；步骤3：对均匀化处理后的合金铸锭进行锻造加工；步骤4：锻造后坯料进行热处理。高强抗富氧烧蚀镍基高温合金特点是含有0.5～3.0％的Cu元素，燃烧热值<1430cal/g，使得合金具有优异的抗富氧烧蚀性能；合金锻造后具有优异的室温和高温拉伸断裂强度。本发明主要用于设计一种在高温、高压、富氧环境下使用的高温合金材料，如液氧煤油火箭发动机涡轮泵材料。

Description

一种高强抗富氧烧蚀镍基高温合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种高温合金制备领域，特别是一种高强抗富氧烧蚀镍基高温合金及其制备方法。

背景技术

镍基高温合金以其优良的高温力学性能被广泛地用作先进航空、航天发动机热端部件，其研发、制造和应用情况已成为衡量一个国家材料发展水平的重要标志之一。

涡轮泵作为液氧煤油火箭发动机核心热端部件，需要面临高温、高压、富氧的极端苛刻工作环境。在此环境下，金属材料容易发生一种既不同于一般氧化，也不同于熔化，而是类似于木材、尼龙等的燃烧现象，称为金属燃烧。金属燃烧往往伴随温度急剧升高、火焰产生、体积减少和热量剧烈释放等现象，严重限制了高温合金材料的使用温度。

随着发动机推力的增加，涡轮泵工作的温度和压力逐渐增加，这对涡轮泵材料的力学性能和抗富氧烧蚀性能提出了更高的要求。因为，为了满足推力更大液氧煤油火箭发动机的使用需求，亟需研制着火点更高的高温合金材料。

发明内容

本发明提供一种高强抗富氧烧蚀镍基高温合金及其制备方法，主要目的在于使合金兼具优异的拉伸强度和抗富氧烧蚀性能。

为达到上述目的，本发明主要提供如下技术方案：

一种高强抗富氧烧蚀镍基高温合金(GH4022)，以重量百分比计，所述变形高温合金包含如下成分：

Cr：16.0～17.0％，Mo：2.5～3.5％，W：0～1.0％，Cu：0.5～3.0％，Ta：0～3.0％，Nb：4.5～5.5％，Al：0.5～1.8％，Ti：0.5～1.0％，Co：0～9.0％，Fe：0～12.0％，C：0.02～0.06％，V：0.3～0.6％，其余为Ni。

优选的合金成分为(wt.％)：Cr：16.0～17.0％，Mo：2.5～3.5％，W：0.8～1.2％，Cu：1.0～2.0％，Ta：1.0～2.0％，Nb：4.5～5.5％，Al：0.5～1.0％，Ti：0.5～1.0％，Co：8.5～9.5％，Fe：≤0.5％，C：0.02～0.06％，V：0.3～0.6％，其余为Ni。

本发明合金GH4022化学成分设计主要基于如下理由：

金属材料在高温高压富氧环境燃烧的特性与元素的燃烧热是相关的。燃烧热高的元素放热量大，会促使材料持续燃烧。高温合金中常用强化合金元素及Cu元素的燃烧热如表1所示。

从表中可以看出，Cu燃烧热非常低，合金中加入Cu可以提升其抗富氧烧蚀能力。然而，铜在高温合金中属于杂质元素，要控制其含量。早期的研究认为Cu偏聚在晶界，降低晶界结合力，从而不利于合金的持久性能。但是，火箭发动机工作时间非常短，对材料的持久性能要求不高，反而更重视合金的瞬时力学性能。这为抗富氧烧蚀合金的成分设计提供了一个设计窗口——添加Cu使得合金兼顾优异的抗高压富氧烧蚀能力和拉伸性能的合金设计思路。

表1金属元素燃烧热(cal/g)

元素	Ni	Al	Ti	W	Mo	Cu	Fe	Nb	Cr	Ta	Co
												燃烧热	980	7425	4710	1090	1460	585	1560	2490	2595	1345	955

基于此，本发明的实施例提供一种变形高温合金，在原合金基础上，以Co和Cu代Fe，以W代Mo，以Ta代Al，使合金兼具优异的力学性能和抗富氧烧蚀性能。然而，过多量加入Cu元素，会降低合金固相线和液相线温度，不利于合金的燃烧性能。因此，优选的合金中加入了1.0～2.0wt.％Cu元素。

Co对TCP相有抑制作用，但过高的Co含量会降低固溶温度，导致合金高温性能降低。更重的是，与Fe相比，Co的燃烧热值较低，有利于合金燃烧性能。因此，为保证合金的高温性能，兼顾燃烧性能，Co含量控制在8.5～9.5wt.％。

Cr是提高合金抗热腐蚀性能的关键元素，在合金中必须添加适量的Cr，优选的合金中添加16.0～17.0wt.％Cr元素。

W和Mo是固溶强化元素，能产生晶格畸变，阻碍位错在基体内运动，从而提高合金的强度和抗蠕变性能。但过量的W和Mo也会导致有害相的析出，对合金的热腐蚀性能也有不利影响。与Mo相比，W的燃烧热值更低。因此，在原合金基础上采用部分W代替Mo，控制Mo的含量在2.5～3.5wt.％，W含量控制在0.8～1.2wt.％之间。

Nb是常见的固溶强化元素之一，同时也是沉淀强化元素。Nb原子半径比W和Mo更大，因此固溶强化作用比W和Mo更明显。与此同时，Nb也是本合金中重要强化相γ”相(Ni₃Nb)的形成元素。合金中γ”相呈圆盘状,具有显著的共格应力强化效果，因此γ”相可以使合金获得比较高的屈服强度。但是Nb含量过高还会引起Laves相的析出，因此在合金中加入4.5～5.5％的Nb。

Al、Ti和Ta是γ'相形成元素，对合金具有时效沉淀强化作用，保证合金具有高的高温强度和持久性能。合金中Ti含量以及Ti/Al比例高，易形成有害相η相，影响合金的热加工性能。更重要的是，Al和Ti燃烧热非常高，过高的Al和Ti含量不利于合金的抗富氧烧蚀性能。因此，本合金中要求Al、Ti的含量为0.5～1.0wt.％为宜。与Al和Ti相比，Ta元素燃烧热值较低，以Ta代Al可以使合金兼顾力学和燃烧性能，但过高的Ta含量显著降低合金燃烧性能，因此在合金中加入1.0～2.0％的Ta。

C和V是高温合金中应用最广泛的微合金化元素，加C是为了净化合金液(脱氧)，析出的碳化物可以强化晶界，提高合金力学性能；钒加入到高温合金中主要分布在γ相中，约占钒加入量的70％～87％，其次分布在γ’相中，约14％～29％。分布于奥氏体基体中的V原子半径比Ni原子半径大5％，产生品格畸变，起到明显的固溶强化的作用。此外V对合金还有细化晶粒的作用。因此，合金要求C和V元素含量分别为0.02～0.06wt.％和0.3～0.6wt.％。

上述各元素的合理配比是使本发明合金获得良好的力学性能和抗富氧烧蚀性能的保证。

上述变形高温合金的制备方法，其中，包括如下步骤：

1)真空感应熔炼制备铸锭，精炼温度1500℃±10℃，时间20分钟，真空度1～20Pa，然后浇注成铸锭(Φ80mm)，浇注温度1450℃±10℃；

2)对所述合金锭进行均匀化处理，均匀化处理温度为1150℃±10℃，均匀化处理时间不小于20小时；

3)对均匀化处理后的合金铸锭进行锻造加工，采用两墩两拔锻造工艺得到变形高温合金(变形量在50％～60％之间)。锻造处理的温度为970℃-1100℃。；

4)锻造后坯料进行热处理，固溶处理制度为：960±20℃，保温1h，空冷；时效处理制度为：780℃±10℃保温8h炉冷至700℃±10℃保温8h，空冷。

本发明的优点及有益效果说明如下：

与现有我国液氧煤油火箭发动机常用的变形高温合金相比，本发明合金同时提高了材料的室温和高温拉伸强度，及抗富氧烧蚀性能。本发明合金室温拉伸抗拉强度≥1250MPa；750℃下的抗拉强度≥780MPa。抗富氧烧蚀压力阈值由原来的5MPa提高到8MPa，显著提高了材料在高温、高压、富氧环境使用安全性。

附图说明

下面结合附图及实施方式对本发明作进一步详细的说明：

图1为本发明实施例所制备的变形高温合金的晶粒组织；

图2为本发明实施例所制备的变形高温合金的析出相形貌；

图3为本发明实施例所制备的变形高温合金的沉淀相形貌；

图4为本发明实施例所制备的变形高温合金的室温拉伸强度；

图5为本发明实施例所制备的变形高温合金的750℃拉伸强度；

图6为本发明实施例所制备的变形高温合金的富氧燃烧性能。

具体实施方式

下面结合附图及实施例对本发明作进一步详细的说明。本发明实施例1-5合金成分具体见表2，为了方便对比，表2中也列出了两种液氧煤油火箭发动机用高温合金材料的化学成分，对比合金1和2。表2中Ni含量一栏的“余”含义为“余量”。该变形高温合金的制备步骤如下：

1)将合金原料加入到真空感应炉中进行熔炼处理，将熔炼处理后的合金液浇注成无明显铸造缺陷的合金铸锭(Φ80mm)。

2)将合金铸锭在1140-1160℃的温度段处理20小时。

3)将均匀化后的合金铸锭在970-1100℃的温度之间进行热锻造处理，经过两墩两拔锻造工艺制备成40*40mm方坯(终锻温度≥970℃，变形量控制在50％～60％之间)。

4)锻后方坯进行热处理，热处理制度为：960±20℃，保温1h，空冷，780℃±10℃保温8h炉冷至700℃±10℃保温8h，空冷。

锻造方坯热处理后晶粒组织如图1所示，平均晶粒尺寸大约为20μm。晶界析出了块状碳化物和短棒状σ相，如图2所示。热处理后析出了球状γ’强化相，体积分数大约为45％，如图3所示。锻造后方坯经过机械加工制备成标准拉伸试样(M10*Φ5mm)和富氧燃烧试样(Φ3.2*110mm)，并进行拉伸性能和富氧燃烧性能测试，测试结果如图4-6所示。

表2本发明实施例的合金成分(wt.％)

在对比合金1基础上，添加Cu得到实施例1和实施例2，合金的燃烧性能得到显著改善，但是Cu含量超过3％不利于合金拉伸性能。在实施例1基础上添加Al得到实施例3，合金的拉伸性能得到显著提升，但燃烧性能最差。在实施例1基础上添加Ta得到实施例4，合金的拉伸性能最优，燃烧性能稍差，但与对比合金1燃烧性能相当。在实施例4基础上，以1％W代Mo，以Co和Ni代Fe得到实施例5，合金的燃烧性能最优，显著优于对比合金1和对比合金2，而室温拉伸强度与对比合金1和对比合金2相当，高温拉伸强度优于对比合金1和对比合金2。

综上，本发明提供的变形高温合金及其制备方法，能够同时提高合金拉伸强度和富氧燃烧性能，从而解决了材料力学性能与抗富氧烧蚀性能相矛盾的问题。本发明的变形高温合金燃烧热值非常低(<1430cal/g)，远远低于对比合金的燃烧热值(1520cal/g和1580cal/g)，因此，本发明的变形高温合金具有优异的抗富氧燃烧性能。

本发明未尽事宜为公知技术。

尽管已经示出和描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同物限定。

Claims (6)

1.一种高强抗富氧烧蚀镍基高温合金，其特征在于：按重量百分比计，所述镍基单晶高温合金的化学成分如下，

Cr：16.0～17.0％，Mo：2.5～3.5％，W：0～1.0％，Cu：0.5～3.0％，Ta：0～3.0％，Nb：4.5～5.5％，Al：0.5～1.8％，Ti：0.5～1.0％，Co：0～9.0％，Fe：0～12.0％，C：0.02～0.06％，V：0.3～0.6％，其余为Ni。

2.根据权利要求1所述的高强抗富氧烧蚀高温合金，其特征在于：按重量百分比计，所述镍基高温合金的化学成分如下，

Cr：16.0～17.0％，Mo：2.5～3.5％，W：0.8～1.2％，Cu：1.0～2.0％，Ta：1.0～2.0％，Nb：4.5～5.5％，Al：0.5～1.0％，Ti：0.5～1.0％，Co：8.5～9.5％，Fe：≤0.5％，C：0.02～0.06％，V：0.3～0.6％，其余为Ni。

3.根据权利要求1、2所述的高强抗富氧烧蚀高温合金，其特征在于，合金成分含有1.0～2.0％Cu元素，合金燃烧热值<1430cal/g。

4.根据权利要求1、2所述的高强抗富氧烧蚀高温合金，其特征在于，

所述高强抗富氧烧蚀高温合金在室温抗拉强度≥1250MPa；

所述高强抗富氧烧蚀高温合金在750℃下的抗拉强度≥780MPa。

5.根据权利要求1、2所示的高强抗富氧烧蚀高温合金，其特征在于，

所述高强抗富氧烧蚀高温合金在室温8MPa以下纯氧环境下的燃烧长度小于30mm，氧浓度≥99.5％。

6.一种如权利要求1、2所述的高强抗富氧烧蚀高温合金的制备方法，其特征在于：制备工艺步骤如下：

步骤1：真空感应熔炼制备铸锭，精炼温度1500℃±10℃，时间20分钟，真空度1～20Pa，然后浇注成铸锭，浇注温度1450℃±10℃；

步骤2：对所述合金锭进行均匀化处理，均匀化处理温度为1150℃±10℃，均匀化处理时间不小于20小时；

步骤3：对均匀化处理后的合金铸锭进行锻造加工，采用两墩两拔锻造工艺得到变形高温合金，变形量在50％～60％之间；锻造处理的温度为970℃-1100℃；

步骤4：锻造后坯料进行热处理，固溶处理制度为：960±20℃，保温1h，空冷；时效处理制度为：780℃±10℃保温8h炉冷至700℃±10℃保温8h，空冷。