CN105296809A - 一种高强度沉淀强化钴基单晶高温合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种高强度沉淀强化钴基单晶高温合金及其制备方法，属于钴基单晶高温合金及制备技术领域。该合金成分(wt.％)：C？0.05～0.9％，Cr？3.0～9.0％，Al？2.0～8.0％，Ti？1.0～4.0％，Ta？2.0～10.0％，W？10.0～16.0％，Ni？2.0～18.0％，Co为余量。制备方法包括在单晶生长炉温度梯度范围40K/cm～80K/cm，浇注温度1480～1580℃，模壳温度与浇注温度保持一致；单晶生长速率为4～8mm/min范围内制备单晶叶片或试棒，再经热处理使该合金具有高的持久强度极限和蠕变极限。在1000℃使用温度下100小时的持久强度≥150MPa。
Description
技术领域
本发明涉及钴基单晶高温合金及其制备技术领域，具体涉及一种高强度沉淀强化钴基单晶高温合金及其制备方法，所制备的钴基单晶高温合金用于涡轮工作叶片和导向叶片材料。
背景技术
为了提高航空运输经济效益，减少温室气体排放，需要大幅提高航空发动机燃油效率和涡轮前进口温度，这促使涡轮叶片合金高温性能不断提高。镍基高温合金在燃气涡轮发动机已成功应用了几十年，主要由于在面心立方(fcc)γ-Ni基体中均匀分布着立方的共格L12结构的γ′-Ni3(Al,Ti)沉淀强化相，因而镍基合金拥有最高的蠕变抗力和损伤容限。但目前先进航空发动机的涡轮前进口温度已近2000K，超过了最先进的镍基单晶合金熔点，因而镍基高温合金的发展出现了瓶颈，研发新体系的高温合金迫在眉睫。
钴基合金的液相线和初熔温度比镍基合金高出约50～150K，并且具有优良的抗热腐蚀性能、耐磨损性能、热疲劳性能和可焊性等优点。在高温条件下可以形成连续、致密的氧化物防护膜如CoO、Cr2O3、SiO2和Al2O3等。相对于镍基合金表面形成的氧化物，钴基合金氧化物热力学上更趋稳定、生长速率更慢、表面粘附力更强。但固溶强化和碳化物强化的钴基合金力学性能低于镍基合金，限制了在关键涡轮叶片上的应用。2006年Sato等人发现了具有γ-γ′相组织的Co-Al-W基合金，900℃与第一代镍基单晶相近的蠕变抗力。这些表明Co-Al-W基合金有望发展成为新的高温合金体系，因而引起高温合金研究人员广泛关注。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高强度沉淀强化钴基单晶高温合金及其制备方法，通过在现有Co-Al-W合金中添加特定的合金元素，以及优化的合金制备工艺，使得本发明合金具有高的持久强度极限和蠕变极限，同时具备优异的合金拉伸性能和持久塑性。
本发明的技术方案是：
一种高强度沉淀强化钴基单晶高温合金，按重量百分比计，该合金化学成分如下：
C0.05～0.9％，Cr3.0～9.0％，Al2.0～8.0％，Ti1.0～4.0％，Ta2.0～10.0％，W10.0～16.0％，Ni2.0～18.0％，Co为余量。
该钴基单晶高温合金中，4.0wt.％≤Al+Ti≤10.0wt.％。
该钴基单晶高温合金中，Cr含量优选为4.0～8.0％。
该钴基单晶高温合金中，Al与Ti的重量之比大于2.0:1。
上述高强度沉淀强化钴基单晶高温合金的制备方法为：首先在真空感应炉熔炼所需成分的母合金，然后采用定向凝固技术制备钴基单晶高温合金叶片或试棒；所述定向凝固技术中，单晶生长炉温度梯度范围为40～80K/cm，浇注温度为1480～1580℃，模壳温度与浇注温度保持一致，单晶生长速率为3～8mm/min。
该钴基单晶高温合金的热处理制度如下：
(1)固溶均匀化处理：在1290～1315℃保温4～12小时，随后进行空冷至室温；
(2)高温时效处理：在900～1100℃保温20～40小时，随后进行空冷至室温；
(3)低温时效处理：在700～900℃保温10～30小时，随后进行空冷至室温。
本发明合金设计原理如下：
Co-Al-W基合金相图的确定是发展新合金的前提和理论依据，与Ni3Al不同，Co3Al相在Co-Al二元相图中不存在，但添加W后在合适的热处理条件下促使有序三元化合物Co3(Al,W)在面心立方γ-Co基体上析出。该Co3(Al,W)相的强化作用和镍基高温合金的类似，立方状的γ′与基体γ呈共格关系。成分为Co-9.2Al-9W的合金，经过1173K的退火热处理，室温下的X射线分析发现其晶格错配度为0.53％，略大于一般镍基合金中γ/γ′错配度的合理范围。DSC分析表明Co-Al-W合金中γ′相的溶解温度也和镍基合金中的γ′相近。
本发明通过加入较大量的铝和钛元素(3.0wt.％≤Al+Ti≤8.0wt.％)形成高体积分数的γ′相来提高其强度；同时，保持较高的铬含量并使Al/Ti之比大于2.0，使合金高温条件下更好地达到完全抗氧化级。
本发明通过加入钽可进一步增加γ′相数量，提高了γ-γ′的晶格错配度，增强了γ′相的强化作用；加入一定量的碳，一方面来强化晶界，另一方面与钽、铬等形成较多的碳化物来强化合金；钨、钴等合金元素主要起固溶强化合金的重要作用，W和Ta含量的限定是增加蠕变寿命的重要参数，随着它们含量的增加蠕变寿命随之而增加。Co对合金的热强性影响不大，但能显著提高合金的塑性，而且Co能提高高应力下的蠕变寿命。
另外，热处理对单晶合金的持久强度有明显的影响，因此必须仔细研究单晶合金的热处理制度，以充分发挥合金的潜力。正确的热处理制度要使立方γ′相能获得理想的蠕变强度，原因是要促进一个均匀的变形结构，以保证低的蠕变速率。
本发明合金试样采用定向凝固技术制备，消除了横向和纵向晶界，只加入少量的碳强化亚晶界，从而提高了该合金的初熔温度。
本发明具有如下优点和有益效果：
1、本发明合金具有高的持久强度极限和蠕变极限，在1000℃使用100小时的持久强度≥150MPa。
2、本发明合金拉伸和持久塑性好。
3、本发明合金热处理窗口宽，固溶处理易于控制。
4、本发明合金具有良好的工艺性能，采用该合金制备单晶，生产效率高。
附图说明
图1为实施例合金经1310℃/10h固溶后在不同温度时效后组织；其中：(a)900℃时效12h；(b)950℃时效12h；(c)1000℃时效12h；(d)900℃时效200h；(e)950℃时效200h；(f)1000℃时效200h；(g)900℃时效600h；(i)950℃时效600h；(j)1000℃时效600h；。
图2为实施例合金(8Ta)与其他合金的Larson-Miller曲线。
具体实施方式
以下通过附图及实施例详述本发明。
实施例1
本实施例的合金成分见表1。
表1实施例1合金成分(wt.％)
实验用母合金经真空感应炉熔炼，按所述合金成分进行常规的配料和真空感应熔炼后，浇铸成尺寸为φ80×500mm的母合金锭，然后打磨去除氧化皮，切成合适的块料用于制备单晶试样。
单晶试样用常规的螺旋选晶法在定向凝固炉上进行制备。单晶生长炉(定向凝固炉)温度梯度50K/cm左右，浇注温度1550℃，模壳温度与浇注温度保持一致；保温10分钟后，用预定单晶生长速率为3mm/min进行抽拉，制备出定向试样。
热处理制度如下：
(1)固溶均匀化处理：在1310℃保温4小时，随后进行空冷至室温；
(2)高温时效处理：在1100℃保温4小时，随后进行空冷至室温；
(3)低温时效处理：在850℃保温20小时，随后进行空冷至室温。
表2为本实施例沉淀强化钴基单晶合金初熔温度和固液相线温度等，该合金的固液相线温度都在1420℃以上，且合金初熔温度达到1350℃，甚至比第二代镍基单晶高温合金初熔温度提高30℃以上。这为该合金的应用奠定了坚实基础。表3为本实施例合金典型温度拉伸性能，实施例1合金从室温到高温都具有较高的屈服强度和良好的拉伸塑性。还可以发现该合金在700℃和800℃之间屈服强度有反常增加的现象，这与镍基单晶高温合金拉伸性能的变化趋势基本相同，这主要归因于沉淀强化γ′相强度随温度的增加而增加，在中温达到了峰值有关。
表2实施例1合金固液相线等温度
| 液相线温度 | 固相线温度 | 初熔温度 | 密度(g/cm3) |
| 1444℃ | 1428℃ | 1350℃ | 8.87 |
表3实施例1合金各温度拉伸性能
| R.T. | 600℃ | 700℃ | 800℃ | 900℃ | 1000℃ | |
| 屈服强度/MPa | 600 | 493 | 510 | 525 | 456 | 216 |
| 抗拉强度/MPa | 1393 | 1030 | 873 | 850 | 560 | 222 |
实施例2
与实施例1不同之处在于，本实施例的合金成分见表4。
单晶试样用螺旋选晶法在定向凝固炉上进行制备。单晶生长炉温度梯度50K/cm左右，浇注温度1550℃，模壳温度与浇注温度保持一致；保温10分钟后，用预定单晶生长速率为6mm/min进行抽拉，制备出定向试样。
热处理制度如下：
(1)固溶均匀化处理，在1295℃保温4小时，随后进行空冷至室温；
(2)高温时效处理，在1105℃保温4小时，随后进行空冷至室温；
(3)低温时效处理，在870℃保温24小时，随后进行空冷至室温。
表5为实施例2合金与DZ640M合金典型温度的拉伸性能对比。由表5可以看出，从中温到高温实施例2合金无论是拉伸强度还是屈服强度都比典型的定向凝固钴基合金DZ640M都具有较大优势；特别是实施例2合金各温度下的屈服强度至少为定向凝固DZ640M的两倍以上。说明沉淀强化钴基单晶合金具有广阔的应用前景。
表4实施例2合金成分(wt.％)
表5实施例2单晶合金和DZ640M合金典型拉伸性能对比
注：表5中列出的对比合金数据都引用自“中国航空材料手册”第二版。
实施例3
与实施例2不同之处在于，本实施例的合金成分见表6所示。
单晶试样用螺旋选晶法在定向凝固炉上进行制备。单晶生长炉温度梯度60K/cm，浇注温度1500℃，模壳温度与浇注温度保持一致；保温10分钟后，用预定单晶生长速率为3mm/min进行抽拉，制备出定向试样。
热处理制度如：
(1)固溶均匀化处理，在1305℃保温2小时，随后进行空冷至室温；
(2)高温时效处理，在1150℃保温2小时，随后进行空冷至室温；
(3)低温时效处理，在890℃保温18小时，随后进行空冷至室温。
表6实施例3合金成分(wt.％)
实施例3单晶合金与DZ640M和K6509合金持久性能对比如表7所示，由表3可以看出，在900℃实施例3单晶合金在载荷远高于DZ640M和K6509合金载荷的情况下，持久寿命却是典型传统钴基合金的几倍；在1000℃实施例3单晶合金载荷也远高于K6509合金载荷的情况下，持久寿命却是该钴基合金的3倍以上。这说明本发明合金持久强化效果要远好于传统钴基合金。
表7实施例合金和DZ640M等合金典型温度持久性能对比
注：表7中列出的对比合金数据都引用自“中国航空材料手册”第二版。
实施例4
与实施例3不同之处在于，本实施例的合金成分见表8。
表8实施例3合金成分(wt.％)
实施例4单晶合金试样采用螺旋选晶法在定向凝固炉上进行制备。单晶生长炉温度梯度60K/cm，浇注温度1500℃，模壳温度与浇注温度保持一致；保温10分钟后，用预定单晶生长速率为3mm/min进行抽拉，制备出定向试样。
热处理制度如下：
(1)固溶均匀化处理，在1295℃保温4小时，随后进行空冷至室温；
(2)高温时效处理，在1120℃保温4小时，随后进行空冷至室温；
(3)低温时效处理，在850℃保温26小时，随后进行空冷至室温。
图1为实施例4合金在不同温度时效不同时间后的组织，由图1可以看出，延长时效时间和提高时效温度，沉淀强化相γ′的形貌发生显著变化。采用本发明热处理制度可以使99％以上的铸态γ′溶解，析出均匀分布和规则排列的细小的立方体γ′相，使该单晶组织稳定，易于控制加强阻碍位错运动的效果，提高蠕变强度。
图2为实施例4单晶合金与其他合金合金的Larson-Miller曲线，由图2可以看出，沉淀共格强化钴基高温合金的蠕变强度要优于传统钴基高温合金(L-605)，并且实施例合金的蠕变性能接近第一代单晶镍基高温合金SRR99。说明本发明的合金蠕变性能已接近第一代单晶性能水平。
Claims (6)
1.一种高强度沉淀强化钴基单晶高温合金，其特征在于：按重量百分比计，该合金化学成分如下：
C0.05～0.9％，Cr3.0～9.0％，Al2.0～8.0％，Ti1.0～4.0％，Ta2.0～10.0％，W10.0～16.0％，Ni2.0～18.0％，Co为余量。
2.按照权利要求1所述的高强度沉淀强化钴基单晶高温合金，其特征在于：该钴基单晶高温合金中，4.0wt.％≤Al+Ti≤10.0wt.％。
3.按照权利要求1所述的高强度沉淀强化钴基单晶高温合金，其特征在于：该钴基单晶高温合金中，Cr含量为4.0～8.0％。
4.按照权利要求1所述的高强度沉淀强化钴基单晶高温合金，其特征在于：该钴基单晶高温合金中，Al与Ti的重量之比大于2.0:1。
5.按照权利要求1所述的高强度沉淀强化钴基单晶高温合金的制备方法，其特征在于：该方法首先在真空感应炉熔炼所需成分的母合金，然后采用定向凝固技术制备钴基单晶高温合金叶片或试棒；所述定向凝固技术中，单晶生长炉温度梯度范围为40～80K/cm，浇注温度为1480～1580℃，模壳温度与浇注温度保持一致，单晶生长速率为3～8mm/min。
6.按照权利要求5所述的高强度沉淀强化钴基单晶高温合金的制备方法，其特征在于：该钴基单晶高温合金的热处理制度如下：
(1)固溶均匀化处理：在1290～1315℃保温4～12小时，随后进行空冷至室温；
(2)高温时效处理：在900～1100℃保温20～40小时，随后进行空冷至室温；
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