CN107841697A - 一种镍基粉末高温合金原始颗粒边界的消除方法 - Google Patents

一种镍基粉末高温合金原始颗粒边界的消除方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种镍基粉末高温合金原始颗粒边界的消除方法，属于高温合金技术领域。本发明采用低于γ＇相完全溶解温度热等静压+大塑性变形热挤压的方法，在热等静压阶段充分利用γ＇相对晶界的钉扎作用，控制高温合金的晶粒尺寸，防止晶粒的过分长大，再通过后续的热挤压参数的优化设计，进一步细化晶粒尺寸并破碎消除原始粉末颗粒边界。通过本方法，既能消除镍基粉末高温合金中的原始颗粒边界且能获得晶粒尺寸特别细小均匀的制件。

Description

一种镍基粉末高温合金原始颗粒边界的消除方法
技术领域
本发明涉及合金材料技术领域，尤其涉及在消除镍基粉末高温合金中原始粉末颗粒边界的同时获得晶粒特别细小的镍基粉末高温合金的方法。
背景技术
高温合金材料一般采用镍基合金、铁基合金和钴基合金。为了满足更加恶劣的使用环境，需要不断提高高温合金材料的合金化程度，但材料的合金化程度越高则合金越易出现偏析严重、组织不均匀以及热加工性能恶化等问题，因此传统的铸造、变形工艺生产的高温合金已经满足不了使用性能的要求。
采用快速凝固技术制备预合金粉末，通过粉末冶金的方法将预合金粉末压实成型制备的高温合金，其显微组织均匀、力学性能优异，解决了传统铸造、变形方法所遇到的问题。但是粉末冶金高温合金也有自身的缺陷，例如在热等静压固结成型过程中，原始粉末颗粒与颗粒结合处形成的碳化物、氧化物以及碳氧化物的连续或不连续网状薄膜，勾勒出原始粉末的轮廓，形成所谓的原始粉末颗粒边界(PPB，Prior Particle Boundaries)，将阻碍颗粒与颗粒界面之间的冶金结合，并容易促发裂纹的萌生和扩展，上述问题对粉末高温合金的综合力学性能、组织稳定性以及安全性有不利影响，从而影响合金的服役。
目前，消除原始粉末颗粒边界(PPB)的方法主要包括以下三种：一是通过微合金(成分)设计和粉末预处理等方法，促进碳化物在粉末内部形核，从而抑制碳化物在原始颗粒边界的形成，例如：添加铪(Hf)可抑制碳化物在颗粒表面形成，使碳化物形成于粉末内；同时对合金粉末进行预热处理，改善颗粒内碳化物的稳定性和分布状态，但是以上方法都将增加工艺步骤，增加成本，并且操作困难。二是采用高温扩散，促进碳化物、氧化物分解并回溶于基体，例如在亚固相线温度进行热等静压(SS-HIP,Sub-solidus hot isostaticpressing)，或者是对热等静压后的坯锭进行高于γ＇相的完全溶解温度的长时间热处理。图1为粉末高温合金晶粒尺寸与热等静压温度的关系图，由图1可知，随着热等静压温度升高，晶粒尺寸逐渐升高，在亚固相线温度附近时，晶粒尺寸增大很快，虽然可以利用高温促进碳化物、氧化物的回溶，减轻原始粉末颗粒边界(PPB)，但同时也容易造成晶粒组织粗化以及不均匀等问题，导致晶粒过分长大，影响材料力学性能指标；三是采用热挤压变形破碎消除PPB，但组织条件达不到或变形条件不当可能会造成晶粒粗化。因此，为了提高镍基高温合金的性能，使其满足更广泛的使用性能要求的消除原始颗粒边界的方法。本发明将亚固溶热等静压与大塑性热挤压变形二者相结合，制备出晶粒尺寸细小、并且没有原始粉末颗粒边界的镍基粉末高温合金。
发明内容
本发明解决的技术问题在于在消除镍基粉末高温合金中原始颗粒边界的同时获得一种晶粒特别细小均匀的制品。
有鉴于此，本申请提供了一种既能效消除镍基粉末高温合金原始颗粒边界和又可细化晶粒的方法，包括：
将筛分后的镍基高温合金粉末置于不锈钢包套中，进行脱气与封焊，再在低于镍基高温合金γ＇相完全溶解温度50℃以内下进行热等静压，然后在1000～1140℃进行挤压比为4:1～15:1的大塑性变形热挤压，得到无原始颗粒边界且晶粒细小的镍基粉末高温合金。
优选的，所述镍基高温合金粉末的粉末粒度为-100目，所述镍基高温合金粉末的粉末粒度优选为-200目，所述镍基高温合金粉末的粉末粒度优选为-250目。
优选的，所述脱气的温度为300～500℃。
优选的，所述热等静压的温度T为：Tγ＇-25＜T＜Tγ＇，其中Tγ＇为镍基高温合金γ＇相的完全溶解温度。
优选的，所述热等静压的压力为100～250MPa，所述热等静压的保温时间为1～8h。
优选的，所述热挤压的挤压比为6:1～12:1；所述热挤压的温度为1040℃～1120℃。
优选的，所述镍基粉末高温合金包括：13wt％～30wt％的Co、8wt％～18wt％的Cr、1wt％～8wt％的Mo、1wt％～8wt％的W、1wt％～5wt％的Al、1wt％～5wt％的Ti及少量的C、B、Zr和Hf，余量为Ni。
优选的，所述镍基粉末高温合金包括：25wt％～30wt％的Co、10wt％～15wt％的Cr、3wt％～6wt％的Mo、3wt％～6wt％的W、2wt％～4wt％的Al、2wt％～4wt％的Ti，C、B、Zr与Hf的含量各自独立地大于等于0.02wt％，且总和小于等于0.5wt％，余量为Ni。
优选的，所述镍基粉末高温合金中包含：25wt％～30wt％的Co、10wt％～15wt％的Cr、3wt％～6wt％的Mo、3wt％～6wt％的W、2wt％～4wt％的Al、2wt％～4wt％的Ti、0.05～0.25wt％的Hf、0.02～0.1wt％的C、0.02～0.09wt％的B、0.02～0.08wt％的Zr。
本申请提供了一种镍基粉末高温合金中原始颗粒边界的消除方法，首先将镍基高温合金粉末进行筛分，然后将筛分后的粉末置于不锈钢包套中，再进行脱气与封焊；将粉末包套在低于γ＇相完全溶解温度进行热等静压；最后将热等静压后得到的镍基高温合金进行热挤压，获得无原始颗粒边界且晶粒特别细小的镍基高温合金制件。本申请将热等静压与热挤压相结合，并通过严格限定热等静压阶段的温度、热挤压过程中的挤压比与挤压温度，在热等静压阶段利用γ＇相等第二相颗粒控制高温合金的晶粒尺寸，防止晶粒的过分长大，可保持晶粒尺寸细小均匀，再通过后续的大塑性变形破碎消除原始粉末颗粒边界进一步细化晶粒，从而在消除粉末颗粒边界的同时，保证了其组织的均匀细小。
附图说明
图1为镍基高温合金晶粒尺寸与热等静压温度的关系图；
图2为本发明实施例1的镍基高温合金在1120℃/150MPa/4h热等静压后的微观组织照片；
图3为本发明实施例1的镍基高温合金在1120℃/150MPa/4h热等静压后的晶粒取向图和晶粒尺寸统计分布图；
图4为合金1粉末在1170℃/150MPa/4h热等静压后的微观组织照片；
图5为合金1粉末在1170℃/150MPa/4h热等静压后的晶粒取向图和晶粒尺寸统计分布图；
图6为本发明实施例1制备的镍基高温合金的微观组织照片；
图7为本发明实施例1制备的镍基高温合金的纵向晶粒取向图和晶粒尺寸统计分布图；
图8为合金1粉末在1170℃/150MPa/4h热等静压+热挤压后制备的镍基高温合金的微观组织照片；
图9为合金1粉末在1170℃/150MPa/4h热等静压+热挤压后制备的镍基高温合金的纵向晶粒取向图和晶粒尺寸统计分布图；
图10为本发明实施例2的镍基高温合金在1100℃/150MPa/4h热等静压后的微观组织照片；
图11为本发明实施例2的镍基高温合金在1100℃/150MPa/4h热等静压后的晶粒取向图和晶粒尺寸统计分布图；
图12为本发明实施例2制备的镍基高温合金的微观组织照片；
图13为本发明实施例2制备的镍基高温合金的纵向晶粒取向图和晶粒尺寸统计分布图。
具体实施方式
为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明优选实施方案进行描述，但是应当理解，这些描述只是为进一步说明本发明的特征和优点，而不是对本发明权利要求的限制。
本发明实施例公开了一种镍基粉末高温合金原始颗粒边界的消除方法，包括：
将筛分后的镍基高温合金粉末置于不锈钢包套中，进行脱气与封焊，再在低于镍基高温合金γ＇相完全溶解温度50℃以内下进行热等静压，然后在1000～1140℃进行挤压比为4:1～15:1的大塑性变形热挤压，得到无原始颗粒边界且晶粒细小的镍基粉末高温合金。
本申请采用热等静压与热挤压的组合工艺方案制备了镍基粉末高温合金，在热等静压阶段充分利用γ＇相等第二相颗粒控制高温合金的晶粒尺寸，防止晶粒的过分长大，再通过后续的热挤压破碎消除原始粉末颗粒边界并进一步细化晶粒尺寸，制备出合金晶粒尺寸组织特别均匀细小且没有原始粉末颗粒边界的镍基高温合金。
按照本发明，在制备镍基高温合金的过程中，首先将镍基高温合金粉末置于包套中，再将其进行脱气与封焊。本申请所述镍基高温合金粉末优选采用氩气雾化或等离子体旋转电极方法制备。所述镍基高温合金粉末的粉末粒度优选为-100目，在某些实施例中，优选为-200目，在某些实施例中，优选为-250目；粉末的粒度会直接影响到合金的晶粒尺寸大小，越细小的粉末会得到越细小的晶粒。在将镍基高温合金粉末置于包套之前，本申请优选将镍基高温合金粉末进行筛分，以得到粒径细小的镍基高温合金粉末，同时降低、减少粉末中夹杂物的尺寸与数量，提高合金的力学性能。本申请所述包套优选为碳钢包套或不锈钢包套，在实施例中，所述包套更优选为不锈钢包套，不锈钢包套的碳含量相比于碳钢更低，在高温下热等静压过程中碳的扩散对合金的影响更小，有利于控制合金中的碳含量。
本申请所述脱气优选在真空高温条件下进行，以最大限度的去掉粉末表面吸附的气体，尤其是氧气，保证粉末表面干净，尽量减少热等静压后粉末颗粒边界处出现氧化物，保证合金的性能。所述脱气的温度优选为300～500℃，更优选为400～450℃，此温度范围内镍基高温合金不会产生有害相且方便包套的封焊。所述封焊为本领域技术人员熟知的技术手段，本申请对此不进行特别的限制。
按照本发明，将含有粉末的包套放入热等静压设备中进行热等静压。所述热等静压的温度低于合金γ＇相的完全溶解温度，并高于合金发生动态再结晶温度。本申请热等静压针对的是所有镍基粉末高温合金，因此本申请对热等静压的温度可以没有一个确定的范围；由于不同的镍基高温合金γ＇相的完全溶解温度不同，所以本申请所述热等静压的温度只要低于γ＇相的完全溶解温度并高于发生动态再结晶温度即可。作为优选方案，对于镍基粉末高温合金而言，所述镍基粉末高温合金的温度优选低于镍基高温合金γ＇相的完全溶解温度50℃以内，更优选低于25℃以内。
热等静压温度低于γ＇相的完全溶解温度，可以保证热等静压过程中存在γ＇相、碳化物、氧化物以及碳氧化物，上述析出相对晶界具有钉扎作用，保证热等静压过程中动态再结晶晶粒不会长大太多，进而可以控制晶粒尺寸。所述热等静压的压力优选为100～250MPa，在实施例中，所述热等静压的压力优选为120～150MPa；上述范围内的热等静压压力能够保证合金致密化，不出现孔洞。在热等静压的过程中，采用同时升温升压的方式达到热等静压温度后再进行保温。所述热等静压的保温时间为0.5～8h，在实施例中，所述热等静压的时间优选为2～4h。
本申请最后将热等静压后的镍基高温合金进行热挤压，得到镍基高温合金。本申请中所述挤压比为4:1～15:1，优选为6:1～12:1，若挤压比过大，镍基合金的变形量越大，对合金晶粒的细化以及原始粉末颗粒边界的破碎消除效果越好，但是过大的挤压比也容易造成合金的开裂，并且容易挤不出材料。本申请所述热挤压的温度与镍基合金的成分相关，所述热挤压的温度优选在镍基高温合金发生动态再结晶温度以上，更优选为镍基高温合金发生动态再结晶温度以上并低于镍基高温合金γ＇相的完全溶解温度，本申请所述热挤压的挤压比为1000～1140℃，更优选为1040℃～1120℃。
本申请所述镍基粉末高温合金的制备方法针对所有的镍基粉末高温合金，作为优选方案，所述镍基粉末高温合金包括：13wt％～30wt％的Co、8wt％～18wt％的Cr、1wt％～8wt％的Mo、1wt％～8wt％的W、1wt％～5wt％的Al、1wt％～5wt％的Ti及微量的C、B、Zr和Hf，余量为Ni；进一步的，所述镍基粉末高温合金包括：25wt％～30wt％的Co、10wt％～15wt％的Cr、3wt％～6wt％的Mo、3wt％～6wt％的W、2wt％～4wt％的Al、2wt％～4wt％的Ti，C、B、Zr与Hf的含量各自独立地大于等于0.02wt％，且总和小于等于0.5wt％，，余量为Ni，更进一步，所述镍基粉末高温合金中含微量元素：0.05～0.25wt％的Hf，0.02～0.1wt％的C，0.02～0.09wt％的B，0.02～0.8wt％的Zr，其余组分的含量与上述范围相同。
本申请提供了一种镍基粉末高温合金中原始颗粒边界的消除方法，其主要采用低于γ＇相完全溶解温度的热等静压与热挤压变形结合的技术手段；在低于γ＇相完全溶解温度下进行热等静压，此时合金中的γ＇强化相，粉末颗粒边界上择优析出的碳化物、氧化物以及碳氧化物均存在，上述析出相在高温下将对晶界起到钉扎作用，阻碍晶界的运动，保证合金的晶粒细小。但是此时高温合金中的原始粉末颗粒边界(PPB)大量存在，容易促进合金裂纹萌生以及扩展，对合金的性能不利，因此本申请在热等静压之后利用热挤压可对其进行破碎消除，促使粉末颗粒之间发生冶金结合，并且热挤压可以使合金发生动态再结晶，将进一步使合金的晶粒细化并且均匀。综上，本申请提供了一种在低于γ＇相完全溶解温度下进行热等静压，利用了γ＇相等第二相颗粒的钉扎阻碍作用，控制晶粒尺寸细小，并结合后续的热挤压工艺，获得晶粒组织特别细小并且没有原始粉末颗粒边界的镍基粉末高温合金制件。
同时由于高温合金的应用很广泛，在不同的环境以及条件下，对其要求也不同，而本发明方法具有很强的适应性，可以根据具体的要求选择相应的组合工艺方法，例如：当要求高温合金材料的强度高时，可以选择细小的粉末以及高的挤压比，得到晶粒尺寸特别细小并且均匀无PPB的材料来保证高温合金的强度；当为了控制成本，对高温合金材料强度要求不高时，可以选择尺寸较粗大的粉末以及较低的挤压比，得到晶粒尺寸较大并且均匀无PPB的材料。也就是说本发明可以根据实际需求对粉末尺寸以及挤压比的工艺进行匹配，制备出所需晶粒尺寸并且没有PPB的材料。本申请的实施例就是两个细粉和粗粉以及两种挤压比的实施例，最终制备的晶粒尺寸各异并且没有PPB；其中，实施例1中是采用细粉并配合热挤压的结果，相应的可以获得晶粒尺寸特别细小并且均匀无PPB的显微组织。
为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明提供的镍基高温合金的制备方法进行详细说明，本发明的保护范围不受以下实施例的限制。
实施例1
本实施例采用的镍基高温合金的主要成分如表1所示，
表1合金1的成分表(wt.％)
采用氩气雾化制备镍基高温合金粉末，利用振动筛分仪将镍基高温合金粉末进行筛分，得到粒度范围在-200目的粉末，将粉末装入包套中，进行脱气并封焊，然后放入热等静压设备中开始热等静压，本实施例镍基高温合金的γ＇相完全溶解温度在1140-1150℃之间，对于该合金选择的热等静压工艺制度为1120℃/150MPa/4h，即热等静压温度为1120℃，热等静压压力为150MPa，热等静压保温时间为4h。
通过上述热等静压工艺制备的镍基高温合金的显微组织如图2所示，图2(a)为本实施例的镍基高温合金在1120℃/150MPa/4h热等静压后的低倍组织照片，由图2(a)能够明显观察到由原始粉末颗粒边界勾勒出的粉末轮廓，图2(b)为本实施例的镍基高温合金在1120℃/150MPa/4h热等静压后的高倍组织照片，图2(b)中深色岛状分布的为γ＇相强化相，浅色的为γ基体相，并且可以观察碳化物以及部分白点状的氧化物；由图2(a)与2(b)可知，通过该热等静压方法制备出的合金微观组织细小，晶界上有大块未溶解的γ＇相，起到对晶界钉扎的作用，原始粉末颗粒边界(PPB)明显。图3为本实施例镍基高温合金的热等静压合金晶粒取向图和晶粒尺寸统计分布图，图3(a)为镍基高温合金在1120℃/150MPa/4h热等静压后的EBSD晶粒取向图，由图3(a)可知，合金的晶粒细小，尺寸分布不均匀，含有部分孪晶，图3(b)为镍基高温合金在1120℃/150MPa/4h热等静压后的晶粒尺寸统计分布图，由图3(b)可以看出，晶粒尺寸细小，平均晶粒尺寸为6.52微米。
图4为镍基高温合金在1170℃/150MPa/4h热等静压后的微观组织照片，图4(a)为镍基高温合金在1170℃/150MPa/4h热等静压后的低倍显微组织照片，图4(b)为镍基高温合金在1170℃/150MPa/4h热等静压后的高倍显微组织照片，由图4可知，在超过γ＇相完全溶解温度下热等静压后，镍基高温合金的显微组织较粗大，粉末颗粒边界处也含有碳化物相，白点状的氧化物相。图5为镍基高温合金中在1170℃/150MPa/4h热等静压后的晶粒取向图和晶粒尺寸统计分布图，图5(a)为镍基高温合金在1170℃/150MPa/4h热等静压后的EBSD晶粒取向图，由图5(a)可知，合金晶粒粗大，尺寸分布不均匀，含有部分孪晶，图5(b)为镍基高温合金在1170℃/150MPa/4h热等静压后的晶粒尺寸统计分布图，由图5(b)可知，镍基高温合金的平均晶粒尺寸为10.78微米；相比于低于γ＇完全溶解温度下的热等静压，高于γ＇完全溶解温度热等静压的镍基合金的晶粒尺寸增大了不少，导致晶粒长大的原因就是温度升高，超过了γ＇相完全溶解温度，失去了对晶界的钉扎阻碍作用，因此晶粒粗化明显。
将热等静压后的制件，根据挤压设备情况以及最终材料尺寸确定出挤压比为7:1，然后将热等静压制件加热到预热温度1070℃后进行热挤压。
经过1120℃/150MPa/4h热等静压+热挤压大塑性变形后的粉末高温合金制件的显微组织如图6所示，图6(a)为镍基高温合金热挤压后的横向组织照片，与图2(a)热等静压后的微观组织相比，晶粒尺寸明显变小，并且PPB的轮廓已观察不到，图6(b)为镍基高温合金热挤压后的纵向组织照片，由图6(b)可以看出，PPB已经被破碎并被分散；因此由图6可知，经过热挤压大塑性变形后的粉末高温合金晶粒组织细小均匀，PPB被破碎消除。图7(a)和图7(b)为镍基高温合金热挤压大塑性变形后的EBSD晶粒取向图和晶粒尺寸统计分布图，由图7(a)可知，合金晶粒细小，尺寸分布均匀，图7(b)为镍基高温合金热挤压大塑性变形后的晶粒尺寸分布图，图7(b)中可以看到经过热挤压后，晶粒尺寸非常细小，平均晶粒尺寸仅为4.01微米。
图8为在1170℃/150MPa/4h热等静压+热挤压后制备的镍基高温合金的微观组织照片，图8(a)为在1170℃/150MPa/4h热等静压+热挤压后制备的镍基高温合金的低倍微观组织照片，图8(b)为镍基高温合金在1170℃/150MPa/4h热等静压+热挤压后制备的镍基高温合金的高倍微观组织照片，由图8可知，经过热挤压后，合金的晶粒得到了细化，晶粒尺寸也更加均匀，原始粉末颗粒边界(PPB)得到了破碎并消除，但在相同的放大倍数下，图6(a)和图8(a)相比可知，图8(a)的晶粒尺寸更大，图9(b)给出了其所对应的晶粒尺寸分布图，原因是因为热等静压的温度越高，在热挤压之前材料本身的晶粒尺寸就越大，所以导致晶粒尺寸比图6(a)中的大。
图9(a)为在1170℃/150MPa/4h热等静压+热挤压后制备的镍基高温合金的纵向晶粒EBSD取向图，图9(b)为在1170℃/150MPa/4h热等静压+热挤压后制备的镍基高温合金的晶粒尺寸统计分布图，由图9(a)可知合金经过热挤压后，晶粒细小，尺寸分布均匀，图9(b)为镍基高温合金热挤压大塑性变形后的晶粒尺寸分布图，图9(b)中可以看到经过热挤压后，平均晶粒尺寸为7.08微米。
实施例2
本实施例采用的镍基高温合金的主要成分如表2所示，
表2合金2的成分表(wt.％)
采用等离子体旋转电极方法制备镍基高温合金粉末，利用振动筛分仪筛分高温合金粉末，得到统一的粒度范围-100目～+270目的粉末。将粉末装入包套中，进行脱气并封焊，然后放入热等静压设备中开始热等静压，本实施例镍基高温合金的γ＇相完全溶解温度在1120-1130℃之间，对于该合金选择的热等静压工艺制度为1100℃/150MPa/4h，即热等静压温度为1100℃，热等静压压力为150MPa，热等静压保温时间为4h。
通过上述热等静压工艺制备的镍基高温合金的显微组织如图10所示，图10(a)为本实施例的镍基高温合金在1100℃/150MPa/4h热等静压后的低倍组织照片，由图10(a)可以观察到由原始粉末颗粒边界勾勒出的粉末轮廓，图10(b)为本实施例的镍基高温合金在1100℃/150MPa/4h热等静压后的高倍组织照片，图10(b)中边界上黑色的为碳化物相，深色的为γ＇相强化相，浅色的为γ基体相；由图10(a)与10(b)可知，通过该方法制备出的合金晶粒均匀，并且能在粉末颗粒边界处观察到大块未溶解的γ＇相，起到对晶界钉扎的作用，原始粉末颗粒边界(PPB)明显。
图11为本实施例镍基高温合金的热等静压后合金的晶粒取向图和晶粒尺寸统计分布图，图11(a)为镍基高温合金在1100℃/150MPa/4h热等静压后晶粒的EBSD晶粒取向图，由图11(a)可知，合金的晶粒尺寸分布比较均匀，含有部分孪晶，图11(b)为镍基高温合金在1100℃/150MPa/4h热等静压后的晶粒尺寸统计分布图，平均晶粒尺寸为18.37微米。
将热等静压后的制件，根据挤压设备情况以及最终材料尺寸确定出挤压比为10:1，然后将热等静压制件加热到预热温度1160℃后进行热挤压。
经过热挤压大塑性变形后的粉末高温合金制件的显微组织如图12所示，图12(a)为镍基高温合金热挤压后的横向组织照片，与图11(a)热等静压后的微观组织相比，晶粒尺寸明显变小，并且PPB的轮廓观察不到，图12(b)为镍基高温合金热挤压后的纵向组织照片，由12(b)可以看出，PPB已经被破碎并被分散；因此由图12可知，经过热挤压大塑性变形后的粉末高温合金晶粒组织细小均匀，原始粉末颗粒边界(PPB)被破碎消除。图13(a)和图13(b)分别为镍基高温合金热挤压大塑性变形后晶粒的EBSD晶粒取向图和晶粒尺寸统计分布图，由图13(a)可知，合金晶粒细小，尺寸分布均匀，图13(b)为镍基高温合金热挤压大塑性变形后的晶粒尺寸分布图，图13(b)中可以看到经过热挤压后，晶粒尺寸相比于热等静压晶粒尺寸得到细化，平均晶粒尺寸为12.56微米。
以上实施例的说明只是用于帮助理解本发明的方法及其核心思想。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以对本发明进行若干改进和修饰，这些改进和修饰也落入本发明权利要求的保护范围内。
对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (9)

1.一种镍基粉末高温合金原始颗粒边界的消除方法，包括：
将筛分后的镍基高温合金粉末置于不锈钢包套中，进行脱气与封焊，再在低于镍基高温合金γ＇相完全溶解温度50℃以内下进行热等静压，然后在1000～1140℃进行挤压比为4:1～15:1的大塑性变形热挤压，得到无原始颗粒边界且晶粒细小的镍基粉末高温合金。
2.根据权利要求1所述的消除方法，其特征在于，所述镍基高温合金粉末的粉末粒度为-100目，所述镍基高温合金粉末的粉末粒度优选为-200目，所述镍基高温合金粉末的粉末粒度优选为-250目。
3.根据权利要求1所述的消除方法，其特征在于，所述脱气的温度为300～500℃。
4.根据权利要求1所述的消除方法，其特征在于，所述热等静压的温度T为：Tγ＇-25＜T＜Tγ＇，其中Tγ＇为镍基高温合金γ＇相的完全溶解温度。
5.根据权利要求1所述的消除方法，其特征在于，所述热等静压的压力为100～250MPa，所述热等静压的保温时间为1～8h。
6.根据权利要求1所述的消除方法，其特征在于，所述热挤压的挤压比为6:1～12:1；所述热挤压的温度为1040℃～1120℃。
7.根据权利要求1～6任一项所述的消除方法，其特征在于，所述镍基粉末高温合金包括：13wt％～30wt％的Co、8wt％～18wt％的Cr、1wt％～8wt％的Mo、1wt％～8wt％的W、1wt％～5wt％的Al、1wt％～5wt％的Ti及少量的C、B、Zr和Hf，余量为Ni。
8.根据权利要求1～6任一项所述的消除方法，其特征在于，所述镍基粉末高温合金包括：25wt％～30wt％的Co、10wt％～15wt％的Cr、3wt％～6wt％的Mo、3wt％～6wt％的W、2wt％～4wt％的Al、2wt％～4wt％的Ti，C、B、Zr与Hf的含量各自独立地大于等于0.02wt％，且总和小于等于0.5wt％，余量为Ni。
9.根据权利要求1～6任一项所述的消除方法，其特征在于，所述镍基粉末高温合金中包含：25wt％～30wt％的Co、10wt％～15wt％的Cr、3wt％～6wt％的Mo、3wt％～6wt％的W、2wt％～4wt％的Al、2wt％～4wt％的Ti、0.05～0.25wt％的Hf、0.02～0.1wt％的C、0.02～0.09wt％的B、0.02～0.08wt％的Zr。
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