耐高温钴基高温合金
技术领域
本发明涉及到材料技术的领域。该材料技术涉及具有γ/γ’结构的钴基高温合金(Kobaltbasis-Superlegierung),该钴基高温合金在高达约1000℃的高使用温度下具有很好的机械性质和良好的抗氧化性。
背景技术
钴基或镍基高温合金从现有技术是已知的。
特别地,镍基高温合金组件(其中通常利用γ/γ’-析出增强机制来改善高温的机械性质)在高温条件下尤其具有很好的材料强度,而且也具有很好的耐腐蚀性和耐氧化性,以及良好的蠕变性。根据这些性质,例如在燃气轮机使用这样的材料时,可以提高燃气轮机的进气温度,由此燃气轮机装置的效率提高了。
与此不同,许多的钴基高温合金由于高熔点元素的加合金(Zulegieren),通过碳化物析出和/或混合晶体增强而得到增强,这通过与γ/γ’-镍基高温合金相比更低的高温强度表现出来。通过在大约650℃-927℃温度范围内的二次碳化物析出,大大恶化了延展性。然而,与镍基高温合金相比较,钴基高温合金常常有利地具有改进的抗热腐蚀性,以及更高的抗氧化性和抗磨损性。
对于汽轮机的应用来说,不同的钴基铸造合金是商业可得的,例如MAR-M302,MA-M509和X-40,这些合金具有比较高的铬含量,并部分地与镍制成合金。表1列出了这些合金的名义组成。
|
Ni |
Cr |
Co |
W |
Ta |
Ti |
Mn |
Si |
C |
B |
Zr |
M303 |
- |
21.5 |
58 |
10 |
9.0 |
- |
- |
- |
0.85 |
0.005 |
0.2 |
M509 |
10.0 |
23.5 |
55 |
7 |
3.5 |
0.2 |
- |
- |
0.60 |
- |
0.5 |
X-40 |
10.5 |
25.5 |
54 |
5.5 |
- |
- |
0.75 |
0.75 |
0.50 |
- |
- |
表1:已知的商业钴基高温合金的名义组成
但是这些钴基高温合金的机械性质,特别是抗蠕变度还有待改进。
近来,还获知了具有占优势的γ/γ’-组织结构的钴基高温合金,与上述的商业钴基高温合金相比较,该钴基高温合金具有改进的高温强度。
这种已知的钴基高温合金由下列组成(数据按原子%计):
27.6Ni,
12.9Ti,
8.7Cr,
0.8Mo,
2.6Al,
0.2W和
47.2Co
(D.H.Ping等人:Microstructural Evolution of a NewlyDevelopedStrengthened Co-base Superalloy,Vacuum Nanoelectronics Conference,2006和the 50th International Field Emission Symposium.,IVNC/IFES 2006,Technical Digest.19th International Volume,Issue,2006年7月,第513-514页)。
在这种合金的场合下,铬和镍的含量也相当的高,此外还附加地含有钛。这种合金的结构主要由典型的γ/γ’-结构组成,这种结构具有六角形的带似平板形态的(Co,Ni)3Ti-化合物,其中后者对高温性质具有负面影响,因此这种合金被限制应用于温度低于800℃的条件。
此外,Co-Al-W-基γ/γ’-高温合金也是已知的(Akane Suzuki,GarretC.DeNolf,和Tresa M.Pollock:High Temperature Strength of Co-basedγ/γ’-Superalloys,Mater.Res.Soc.Symp.Proc.第980卷,2007,MaterialsResearch Society)。这里研究的合金总具有9原子%的铝和9-11原子%钨。此时,还选择性地附加了2原子%钽或2原子%铼。由此文件表明,将钽添加到三元Co-Al-W合金中使得γ’-相稳定化,这里说明,三元体系(也就是不含钽)具有近似的棱长约150和200纳米的立方形γ’-析出,而在额外含有2原子%钽的合金中,此合金的结构具有棱长约400纳米的立方形γ’-析出。
发明内容
本发明的目的在于避免现有技术的已知缺点。本发明基于开发钴基高温合金的任务,该钴基高温合金特别在高达约1000℃的高使用温度下具有改进的机械性质和好的抗氧化性。该合金也应该优选地适合于制造单晶部件。
根据本发明的任务由如下方式得到解决,钴基高温合金具有下列的化学组成(数据以重量%计):
25-28W,
3-8Al,
0.5-6Ta,
0-3Mo,
0.01-0.2C,
0.01-0.1Hf,
0.001-0.05B,
0.01-0.1Si
其余为钴和制造引起的杂质。
该合金由立方面心γ-钴基质相和高的γ’-相Co3(Al,W)的体积份额组成的,该合金通过钽稳定化。γ’-析出是很稳定的,并导致了材料的增强,这特别在高温下对性质(蠕变性,氧化行为)产生了正面的影响。
该钴高温合金即不含Cr也不含Ni,但为此有相当高份额的W。这种高份额的钨(25-28重量%)导致了γ’-相进一步增强,因此蠕变性得到改进。W调节γ-基质和γ’-相之间的晶格位错,其中较低的晶格位错使得能够形成内聚的结构。
钽另外起着析出增强剂的作用。应该添加0.5-6重量%的钽,优选地应添加5.0-5.4重量%的钽。钽提高了高温强度。如果调节到大于6重量%的钽,那么就降低了不利的抗氧化性。
该合金含有3-8重量%的铝,优选地含有3.1-3.4重量%的铝。因此在材料表面形成了Al2O3保护膜,这种保护膜提高了高温耐氧化性。
硼是在0.001到至多0.05重量%的低含量的情况下增强钴基高温合金的晶界的元素。更高的硼含量是极为不利的,因为这会导致不希望的硼的析出,不希望的硼的析出具有脆化效应。此外,硼降低钴合金熔点,因此,超过0.05重量%的硼含量是不合适的。在给定范围内硼与其它成分的相互作用,特别是与钽的相互作用导致得到良好的强度值。
钼是钴基质中的混晶增强剂。钼影响了γ-基质和γ’-相之间的晶格位错,因此也影响了蠕变荷载下的γ’的形态。
在0.01-最高0.2重量%的给定的范围内,碳对碳化物的形成是有利的,碳化物的形成进而提高了合金的强度。此外碳还起着晶界增强剂的作用。如果碳含量高于0.2重量%,那么相反会有害地导致脆化。
铪(在0.01-0.1重量%的给定范围内)主要的增强了γ-基质,因此有助于提高强度。此外,铪与0.01-0.1重量%的硅相结合对抗氧化性产生有利的作用。如果超过了上述的范围,而那么会有害的导致材料的脆化。
如果碳,硼,铪和硅处在上述范围的下限,则能够有利地产生单晶合金(Einkristalllegierung),特别考虑到在燃气轮机中的使用(涉及到温度、氧化、腐蚀的高负荷),这进一步导致了钴合金性质的改进。
总的看来,根据本发明的钴基高温合金基于它们的化学组成(在给定的范围内的给定元素的组合)在达约1000℃的高温下具有杰出的性质,特别是具有良好的持久强度,也就是说具有良好的蠕变性和极高的抗氧化性。
附图说明
这些图阐述了本发明的实施例。其中:
图1示出根据本发明的合金Co-1的结构图;
图2示出Co-1合金和已知的比较合金在从室温至约1000℃的范围内的屈服极限σ0.2与温度的关系;
图3示出在从室温至约1000℃的范围内,Co-1合金和已知的比较合金的抗拉强度σUTS与温度的关系;
图4示出在从室温至约1000℃的范围内,Co-1合金和已知的比较合金的断裂伸长率ε与温度的关系,和
图5示出根据本发明的合金Co-1、Co-4、Co-5和已知比较合金Mar-M509的应力σ与拉尔森米勒(Larson Miller)参数的关系。
具体实施方式
紧接着根据实施例和附图更详细地说明本发明。
在高温时的机械性质方面,研究了由现有技术已知的商业钴基-高温合金Mar-M302,Mar-M509和X-40(组成见表1),研究了由文献所已知的具有9原子%Al、10原子%W和2原子%Ta、剩余钴的Co-Al-W-Ta-γ/γ’-高温合金,以及表2列出的根据本发明的合金。
表中以重量%的形式给出了根据本发明的合金Co-1到Co-5的合金成分。
|
Co |
W |
Al |
Ta |
C |
Hf |
Si |
B |
Mo |
Co-1 |
余量 |
26 |
3.4 |
5.1 |
0.2 |
0.1 |
0.1 |
0.05 |
- |
Co-2 |
余量 |
27.25 |
8 |
5.2 |
0.2 |
0.1 |
0.1 |
0.05 |
- |
Co-3 |
余量 |
26 |
3.4 |
0.5 |
0.2 |
0.1 |
0.05 |
0.05 |
2.8 |
Co-4 |
余量 |
25.5 |
3.1 |
5 |
0.2 |
0.1 |
0.05 |
0.05 |
- |
Co-5 |
余量 |
25.5 |
3.1 |
5.2 |
0.2 |
0.1 |
0.05 |
0.05 |
- |
表2所研究的根据本发明合金的组成
比较合金Mar-M302、Mar-M509和X-40以铸造后的状态进行研究。
根据本发明的合金经历下列的热处理;
-在保护气/空气冷却条件下1200℃/15小时的固溶退火,和
-在保护气体/空气冷却条件下1000℃/72小时的退火(析出处理)。
对于根据本发明的合金Co-1,图1画出了以该方式所得到的显微结构。能够很好地看到析出的γ’相在γ-基质中的精细分布。这种γ’-析出非常类似于对于镍基高温合金典型的γ’-相。可以预料到,这种γ’-析出在此种钴基高温合金中比在镍基高温合金中的析出更稳定。这是由于钨以Co3(Al,W)的形式存在,其具有较低的扩散系数。
图2表示了在从室温至约1000℃的范围内,根据本发明的合金Co-1的屈服极限σ0.2与温度的关系曲线。图2同样表示了表1所列出的商业的比较合金以及由文献知道的Co-Al-W-Ta-合金的结果。
合金Co-1的屈服极限0.2在整个的研究的温度范围内都高于三种商业的比较合金的屈服极限σ0.2,尤其是在温度>600℃时,这种差别表现得特别明显。在约700-900℃的范围内,钴基高温合金Co-1的屈服极限约为这里所研究的最好的已知商业合金M302的屈服极限的两倍。虽然由文献已知的Co-Al-W-Ta-合金在从约650℃开始的高温范围下,就屈服极限σ0.2而言,优于商业的比较合金,但是利用根据本发明的合金可以达到显著更好的值。这首先规因于,在根据本发明合金的情况下,除了钴基高温合金的γ/γ’-结构的已述的优点外,额外存在的元素C、B、Hf、Si以及视需要的Mo提供了附加的增强机制(析出增强,晶界增强,混晶增强)。
图3表示了合金Co-1和表1所述的已知比较合金的抗拉强度在从室温至约1000℃的范围内与温度的关系。在从室温至约600℃的温度范围内,已知的高温合金M302具有最高的抗拉强度,从大约600℃开始,根据本发明的钴基高温合金Co-1显著地更好。在900℃时,Co-1的抗拉强度大约是M302抗拉强度的两倍高,甚至为M509和X-40的抗拉强度的大约2.5倍高。这一方面原因在于细分布的γ’-相,γ’-相增强了结构,另一方面在于通过合金元素C、B、Hf、Si的附加增强。正如由图4所知道的那样,这当然以断裂伸长率为代价。
图4表示了在从室温至约1000℃的范围内合金Co-1和已知的比较合金的断裂伸长率与温度的关系。在室温下合金Co-l的断裂伸长率高于商业合金M509和X-40的断裂伸长率值,而在较高的温度下,却比它们低很多。在整个的研究温度范围内,合金M302几乎具有最好的断裂伸长率。
图5表示了根据本发明的合金Co-1、Co-4和Co-5以及已知的比较合金Mar-M509的应力σ与拉尔森-米勒(Larson-Miller)-参数PLM的关系,PLM描述了时效时间和温度对蠕变行为的影响。拉尔森-米勒参数PLM可按下列公式计算出来:
PLM=T(20+logt)10-3
式中T:以°K计温度
t:以小时计的时间
图5总是使用断裂时间为时效时间。在可比较的拉尔森-米勒参数的情况下,根据本发明的合金Co-1、Co-4和Co-5承受的应力从头至尾都比比较合金更高,也就是说,它们具有改进的蠕变性能,这归因于γ’-相的析出和由此带来的增强,以及附加的上述的增强机制。
由根据本发明的钴基高温合金可以制造燃气轮机的有利的高温部件,例如叶片(Schuaufel),导向叶片(Leitschaufel),或者热档板(Hitzeschilder)。这些不见由于材料的良好的蠕变性能特别适用于很高温度。
当然本发明并不限于上述的实施例。特别是单晶部件也能由钴基高温合金有利地制造,也就是说,首先C-和B-含量(B和C是晶界增强剂),还有Hf-和Si-含量与上述实施例相比较都下降了,在这种情况下将选取重量份额,更确切地说重量份额将位于权利要求1对这些元素所述的范围的下限。
这导致了性能的进一步改进。这样的钴基单晶高温合金的实例就是具有下列化学组成(按重量%计)的合金:
26W、3.4Al、5.1Ta、0.02C、0.02Hf、0.002B、0.01Si、剩余钴和制造引起的杂质。
对于根据权利要求1的Co-W-Al-Ta-基单晶高温合金,对于附加的添加元素有利地选取下列范围(按重量%计):
0.01-0.03,优选地0.02C
0.01-0.02,优选地0.02Hf,
0.001-0.003,优选地0.002B,
0.01-0.02,优选地0.01Si。