CN104894434A - 一种组织稳定的抗热腐蚀镍基高温合金 - Google Patents
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Abstract
本发明的目的在于提供一种组织稳定的抗热腐蚀镍基高温合金，其特征在于：所述合金成分如下（wt%）：C0.06～0.2；B≤0.035；Cr13.0～15.0；Co9.0～10.0；Mo1.2～1.8；W3.5～4.1；Al2.8～3.4；Ta3.1～4.0；Ti4.6～5.2；Fe≤1.0；Zr≤0.06；Ni余量；其中杂质含量P≤0.005；Si≤0.2；Pb≤0.0005；Bi≤0.0001；As≤0.005；Sn≤0.002；Sb≤0.001。该合金具有较高的组织稳定性和良好的抗热腐蚀性能，适于制作燃气轮机高温部件，可在燃气腐蚀环境下长期使用。
Description
技术领域
本发明属于金属材料领域，特别提供一种组织稳定的抗热腐蚀镍基高温合金。
背景技术
燃气轮机使用寿命8万小时以上，为此要求其发动机叶片材料具有优异的高温组织稳定性和优异性能。GTD111是美国GE公司发明的含有Zr或Hf（见表1）抗热腐蚀多晶合金，用于燃气轮机发动机涡轮叶片，已长期使用。由于抗热腐蚀合金中Cr含量高，一般高于12%，合金组织稳定性差，在800-950℃易析出有害相。Superalloys2004,Edited by K.A.Green,T.M.Pollock,H.Harada,T.E.Howson,R.C.Reed,J.J.Schirra,and S,Walston,TMS(The Minerals,Metals&Materials Society),2004，pp163-171中报道了GTD111合金在871℃时效10000h后出现了σ有害相，见附图1。GTD111合金在816℃/440MPa蠕变过程中σ相处易形成裂纹源，见附图2，降低抗蠕变性能，见附图3。
在我国广泛应用的抗热腐蚀合金K438性能低于GTD111。急需高强度抗热腐蚀合金以满足燃气轮机发展的需求。
为此本发明合金通过控制合金微量元素及熔化工艺技术来改善合金力学性能、提高合金的组织稳定性。
表1美国专利中GTD111合金成分（wt.%）
*含有1.5-3.5wt%的Ta,Nb和Hf中至少两种元素。
发明内容
本发明的目的在于提供一种组织稳定的抗热腐蚀镍基高温合金，该合金具有较高的组织稳定性和良好的抗热腐蚀性能，可以满足燃气轮机透平使用要求。
本发明具体提供了一种组织稳定的抗热腐蚀镍基高温合金，其特征在于：所述合金成分如下（wt%）：C0.06～0.2；B≤0.035；Cr13.0～15.0；Co9.0～10.0；Mo1.2～1.8；W3.5～4.1；Al2.8～3.4；Ta3.1～4.0；Ti4.6～5.2；Fe≤1.0；Zr≤0.06；Ni余量；其中杂质含量P≤0.005；Si≤0.2；Pb≤0.0005；Bi≤0.0001；As≤0.005；Sn≤0.002；Sb≤0.001。
本发明所述组织稳定的抗热腐蚀镍基高温合金，其特征在于，合金成分优选范围如下（wt%）：C0.1～0.15；B0.01-0.015；Cr13.5～14.5；Co9.0～10.0；Mo1.2～1.8；W3.5～4.1；Al2.8～3.2；Ta3.1～3.5；Ti4.8～5.0；Fe0.4～0.8；Zr≤0.06；Ni余量。
本发明还提供了所述组织稳定的抗热腐蚀镍基高温合金的制备工艺，其特征在于：1600℃±20℃精炼5-10分钟，1410±20℃浇注，壳温850±50℃；热处理：1120±10℃/2h空冷，850±20℃/24h空冷。
本发明所述组织稳定的抗热腐蚀镍基高温合金，具有优异的抗热腐蚀性能，具有良好的长期使用组织稳定性，特别适宜制作热腐蚀环境下长期使用的高温部件，如燃气涡轮叶片等部件。
本发明合金经成分设计优化和制备工艺优化，改善了合金组织均匀性，提高了合金的性能和组织稳定性，合金上万小时长期时效无TCP有害相析出。长期时效后性能优于国内相近成分抗热腐蚀高温合金性能。本发明合金适于制作燃气轮机高温部件，可在燃气腐蚀环境下上万小时长期使用。
附图说明
图1GTD111合金871℃时效10000h析出TCP相；
图2GTD11合金871℃时效10000h后816℃/440MPa持久断口大量TCP相；
图3GTD111合金816℃/440MPa蠕变性能；
图4本发明合金900℃12800h时效后组织（无析出TCP相）。
具体实施方式
实施例合金成分见表2，实施例热处理为：1120±10℃/2h空冷+850±20℃/24h空冷。
表2实施例合金成分（wt%）
| No. | C | Cr | Co | W | Mo | Ta | Al | Ti | B | Zr | Fe | Ni | Nv,at% |
| 1 | 0.11 | 14.1 | 9.5 | 3.8 | 1.5 | 3.2 | 3.0 | 5.2 | 0.014 | 0.3 | 余 | 2.36 | |
| 2 | 0.10 | 14.0 | 9.5 | 3.8 | 1.5 | 3.2 | 3.0 | 4.9 | 0.010 | 0.05 | 余 | 2.34 | |
| 3 | 0.11 | 14.1 | 9.5 | 3.8 | 1.5 | 3.2 | 3.3 | 5.2 | 0.014 | 0.06 | 余 | 2.44 | |
| 4 | 0.12 | 14.0 | 9.6 | 3.8 | 1.5 | 3.2 | 3.0 | 5.0 | 0.01 | - | 余 | 2.32 | |
| 5 | 0.11 | 13.9 | 9.6 | 3.8 | 1.5 | 3.4 | 3.2 | 4.9 | 0.007 | - | 余 | 2.34 | |
| 6 | 0.10 | 13.8 | 9.5 | 3.7 | 1.5 | 3.3 | 3.3 | 5.1 | 0.015 | - | 余 | 2.40 | |
| 7 | 0.1 | 13.8 | 9.34 | 3.66 | 1.54 | 3.1 | 3.1 | 4.86 | 0.01 | 0.68 | 余 | 2.33 |
实施例1：
表2中合金No.1中无Zr，含有0.3wt%Fe，成分见表2，合金的Nv值2.36at%，低于TCP相形成Nv临界值2.49at%，TCP形成倾向低。采用制备工艺：1600℃±10℃精炼5分钟，1410±20℃浇注，壳温850±50℃；合金各温度下性能见表3。
表3No.1合金拉伸性能
| T，℃ | σb，MPa | σs，MPa | δ，MPa | ψ，MPa |
| 20 | 1120 | 1030 | 4.5 | 4.5 |
| 600 | 1060 | 950 | 4.0 | 6.5 |
| 800 | 1050 | 840 | 8.5 | 9.5 |
实施例2：
表2中No.2合金成分中含有0.05wt%Zr，见表2。合金Nv值稍有降低，为2.34at%。采用制备工艺：1550℃±10℃精炼8分钟，1410±20℃浇注，壳温850±50℃；No.2合金拉伸、持久性能见表4、5。
表4No.2合金拉伸性能
| T，℃ | σb，MPa | σs，MPa | δ，MPa | ψ，MPa |
| 20 | 1145 | 1070 | 6 | 9 |
| 650 | 1140 | 855 | 8 | 10 |
| 816 | 960 | 805 | 13 | 11 |
表5No.2合金持久性能
| T,℃ | σ,MPa | τ,h | δ,% |
| 850 | 422 | 92 | 2 |
| 871 | 372 | 62 | 7 |
实施例3：
表2中No.3合金成分含有0.06wt%Zr，合金Nv值稍有提高，为2.44at%。采用的制备工艺同实施例1。合金室温塑性低，见表6，高温屈服强度与实施例1合金相同，见表6。
表6No.3合金性能
| T，℃ | σb，MPa | σs，MPa | δ，MPa | ψ，MPa |
| 20 | 1030 | 1020 | 2.0 | 3.5 |
| 600 | 1150 | 890 | 7.5 | 9 |
| 800 | 1050 | 840 | 5.5 | 7.5 |
实施例4：
表2中No.4合金采用的制备工艺同实施例1。No.4合金各温度下拉伸性能见表7。
表7实施例3合金拉伸性能
| T，℃ | σb，MPa | σ0.2，MPa | δ，% | ψ，% |
| 室温 | 1110 | 1000 | 4.5 | 7.5 |
| 600 | 1160 | 885 | 8.0 | 9.5 |
| 800 | 1040 | 825 | 12.5 | 16.0 |
对比例1：
Superalloys2004Edited by K.A.Green,T.M.Pollock,H.Harada,T.E.Howson,R.C.Reed,J.J.Schirra,and S,Walston，TMS(The Minerals,Metals&Materials Society),2004，PP163-172中GTD111成分见表8，性能见表9。
实施例1-4中的合金性能与GTD111性能对比可见：本发明合金强度优异于GTD111，但塑性低于后者。
表8对比例合金成分（wt%）
| C | Cr | Co | W | Mo | Ta | Al | Ti | B | Zr | Fe | Ni |
| 0.113 | 13.86 | 9.24 | 3.78 | 1.57 | 2.91 | 3.05 | 4.86 | 0.013 | 0.008 | 0.051 | 余 |
表9GTD111合金拉伸性能
| T，℃ | σb，MPa | σ0.2，MPa | δ，% | ψ，% |
| 室温 | 1010 | 820 | 10.5 | 15.5 |
| 650 | 1145 | 725 | 13.5 | 14.5 |
| 816 | 855 | 715 | 29.5 | 29 |
实施例5：
No.5合金成分见表2，采用制备工艺同实施例1。本实施例合金的持久性能见表10。
表10No.5合金持久性能
| T，℃ | σ，MPa | τ，h | δ，% |
| 815 | 483 | 164 | 8.0 |
| 870 | 370 | 104，107 | 8.5 |
实施例6：
No.6和No.7合金成分见表2，合金采用的制备工艺同实施例1。本实施例合金的850℃和870℃下持久性能见表11。实施例5和6合金持久性能优于GTD111合金，见表12。
表11No.6和No.7合金持久性能
表12GTD111合金持久性能
| T，℃ | σ，MPa | τ，h |
| 850 | 377 | 120 |
| 871 | 372 | 60 |
实施例7：
实施例2和实施例6合金，成分见表2，制备工艺分别与实施例2和实施例1相同，合金进行900℃长期时效12800h，合金组织稳定，未发现TCP相，见图4。合金长期时效后性能见表13。
表13实施例2和实施例6合金长期时效后的持久性能
对比例2：
《中国高温合金手册》下卷，中国金属学会高温材料分会编，中国质检出版社，中国标准出版社，北京，2012，p154，p168，p324中抗热腐蚀K423、K438和K4537合金成分见表14，长期时效后性能见表15。
表14K423、K438和K4537合金成分（wt.%）
表15对比例合金长期时效后性能：
由实施例7与K423、K438和K4537长期时效后性能对比可见：本发明合金长期时效后性能优异于对比例合金。
上述实施例只为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人士能够了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明精神实质所作的等效变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。
Claims (5)
1.一种组织稳定的抗热腐蚀镍基高温合金，其特征在于：所述合金成分如下（wt%）：C0.06～0.2；B≤0.035；Cr13.0～15.0；Co9.0～10.0；Mo1.2～1.8；W3.5～4.1；Al2.8～3.4；Ta3.1～4.0；Ti4.6～5.2；Fe≤1.0；Zr≤0.06；Ni余量；其中杂质含量P≤0.005；Si≤0.2；Pb≤0.0005；Bi≤0.0001；As≤0.005；Sn≤0.002；Sb≤0.001。
2.按照权利要求1所述组织稳定的抗热腐蚀镍基高温合金，其特征在于，合金成分如下（wt%）：C0.1～0.15；B0.01-0.015；Cr13.5～14.5；Co9.0～10.0；Mo1.2～1.8；W3.5～4.1；Al2.8～3.2；Ta3.1～3.5；Ti4.8～5.0；Fe0.4～0.8；Zr≤0.06；Ni余量。
3.一种按照权利要求1所述组织稳定的抗热腐蚀镍基高温合金的制备工艺，其特征在于：1600℃±20℃精炼5-10分钟，1410±20℃浇注，壳温850±50℃；热处理：1120±10℃/2h空冷，850±20℃/24h空冷。
4.一种按照权利要求1所述组织稳定的抗热腐蚀镍基高温合金的应用，其特征在于：所述合金用于制备热腐蚀环境下长期使用的高温部件。
5.按照权利要求4所述组织稳定的抗热腐蚀镍基高温合金的应用，其特征在于：所述合金用于制备燃气涡轮叶片。
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