CN111455220B - 一种组织稳定的第三代镍基单晶高温合金及制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种组织稳定的第三代镍基单晶高温合金及其制备方法。所述组织稳定的第三代镍基单晶高温合金由Al、Ta、W、Re、Mo、Cr、Co、Hf和Ni组成。所述W与所述Ni以Ni‑W中间合金的形式加入。本发明采用定向凝固制备单晶合金，经多步、高温、长时固溶均匀化处理、高温时效处理和低温时效处理，使本发明合金无初熔、无TCP相析出，降低TCP析出倾向，使具有降低Re含量的合金达到第三代镍基单晶高温合金的性能水平，得到的镍基单晶高温合金具有较高的中、高温强度和良好的瞬时拉伸性能与蠕变性能，并具有良好的组织稳定性。

Description

一种组织稳定的第三代镍基单晶高温合金及制备方法
技术领域
本发明涉及高温合金领域，具体是一种组织稳定性好且蠕变性能好第三代镍基单晶高温合金及其制备方法。
背景技术
高温合金是指能够在600℃以上高温承受较大复杂应力，并具有表面稳定性的高合金化铁基、钴基或镍基奥氏体金属材料。镍基单晶高温合金具有优越的综合性能，目前被广泛应用于航空发动机热端的涡轮叶片等部件。其承温能力是衡量发动机机动性和工作效率的关键技术指标。
在镍基单晶高温合金发展的过程中，承温能力的提高主要体现在难熔元素Re、W、Ta、Mo的含量逐渐增加。在典型的第一代CMSX-2、第二代CMSX-4和第三代CMSX-10镍基单晶高温合金中，难熔元素Re+W+Ta+Mo的总含量从14.0wt.％、16.5wt.％增长到超过20.0wt.％。其中Re元素作用尤为显著，在镍基单晶高温合金中通常以Re元素含量为0wt.％、3wt.％和6wt.％来划分上述三个代次。Re显著提升蠕变性能的原因在于Re具有较低的扩散系数，可有效阻碍高温下由扩散导致的组织退化和空位聚集。但随着Re元素的不断加入，也带来了合金成本高、密度大、易析出TCP相(topologically close-packed phase拓扑密排相)等缺点。当合金中析出了脆性的TCP相，合金基体被割裂，蠕变时在两相界面处变形不连续，易形成应力集中，严重恶化了合金的性能，降低了材料的可靠性。TCP相主要由难熔元素Re、W、Mo、Cr等构成，其形成消耗了基体中难熔元素，削弱了基体的强度。为了确保合金力学性能优异，需要确保合金组织稳定，限制TCP相析出。Re元素是主要的固溶强化元素，约90％以上的Re富集于基体γ相中，当Re含量超过基体的固溶极限时，基体中析出TCP相。同时，因Re元素在Ni合金中的扩散系数低，在凝固组织中Re元素在枝晶干和枝晶间存在较大偏析，难以通过热处理完全消除，导致枝晶干处的基体中Re元素饱和度相对较高，TCP相极易在此处析出。难熔元素W也是主要的固溶强化元素，其在Ni合金中的扩散系数较低，仅次于Re，增加W元素同样能提高合金的蠕变性能。与Re不同的是，W在两相中分配比接近1，致使基体中TCP相析出的倾向小于Re。关键强化元素Re属于战略资源，储量稀少，价格昂贵，密度大，直接决定合金的成本。因此，适量降低Re元素含量，提高W元素的含量，能够使合金在提升高温强度的同时，具备良好的组织稳定性和较低成的本，有利于充分发挥合金的使用潜力。
目前国内外典型的第三代镍基单晶高温合金Re、W元素的成分如下(wt.％)：CMSX-10(美国,U.S.Pat.No.5366695)中Re:5.0～7.0％，W:3.5～7.5％,RenéN6(美国,U.S.Pat.No.5270123)中Re:5.1～5.6％，W:5.0～6.5％，TMS-75(日本,U.S.Pat.No.6755921)中Re:4.0～5.5％，W:4.0～7.0％，DD33(中国,CN102732750A)中Re:3.3～4.5％，W:5.0～7.5％。可见国外已公布的合金中Re元素含量通常在5～6wt.％，W元素含量通常在5～6wt.％，合金组织稳定性良好。国内公布的DD33合金Re含量仅为4wt.％，W含量为6wt.％，其持久性能与国外典型的第三代镍基单晶高温合金相当。在CMSX-10系列合金中，CMSX-10A合金中Re含量为5.0wt.％，W含量为7.2wt.％，在1038℃以上进行蠕变性能测试后发现，蠕变断裂后的组织中出现了TCP相，性能弱于该系列其他合金。在DD33系列合金中的实施例8，Re含量为4wt.％，当W含量到7.2wt.％时，合金经1000℃/1000h热暴露，组织中也出现了TCP相。可见，在典型的第三代镍基单晶高温合金中，难熔元素含量趋于饱和。
热处理可减弱合金偏析，使难熔元素在枝晶间和枝晶干处分布更均匀，即有效降低枝晶干处基体中难熔元素的浓度，降低TCP相析出倾向。提高热处理的温度和增加热处理的时间是促进元素的扩散的主要方式，有利于减弱偏析，但温度过高时，合金会发生局部初熔，破坏单晶组织的连续性，易导致裂纹在此处萌生。同时，合金通过充分热处理有利于提高力学性能，但继续提高热处理温度和增加热处理时间，对合金性能的提升作用减弱。文献“W.S.Walston.Superalloys 1996，p.27-34”记录了RenéN6合金的最优固溶制度是：1315-1335℃/6h，研究表明增加固溶时间，对TCP相的析出没有影响，对蠕变性能而言，在1093℃和983℃条件下的蠕变性能均提升微小，因此作者认为需综合考虑组织稳定性、力学性能和热处理成本，即便合金组织稳定性未能达到理想状态，过度的增加固溶时间并非必要。文献“G.L.Erickson.JOM,April1995(1995)36-39”记录了CMSX-10系列合金的最高固溶温度为1366℃，固溶总时长为30-35h，作者认为Re含量为6wt.％的高温合金在热处理过程中，需保证偏析较高的区域成分充分均匀化，增加热处理时间十分必要。文献“G.E.Fuchs.J.Mater.Eng and Perf.2002(11)19-25”中记录了CMSX-10K合金的固溶制度的优化方案，将最高固溶温度由1366℃进一步提高到1370℃，固溶总时长增加到40h以上。经调整，合金均匀化程度提高，使合金在850℃、950℃和1100℃条件下的蠕变性能均有不同程度提升。可见，针对不同体系合金，需要设定合理的热处理制度，确保合金在热处理和使用过程中不初熔、不析出TCP相，同时最大程度提高合金力学性能、有效控制成本。
发明内容
为克服现有技术中存在的成本高、显微组织不稳定的步骤，本发明提出了一种组织稳定的第三代镍基单晶高温合金及其制备方法。
所述组织稳定的第三代镍基单晶高温合金，由Al、Ta、W、Re、Mo、Cr、Co、Hf和Ni组成；其中，Al为5.62～5.82wt％，Ta为7.53～8.13wt％，W为6.04～8.82wt％，Re为2.92～4.12wt％，Mo为0.11～1.83wt％，Cr为2.17～4.02wt％，Co为8.48～12.54wt％，Hf为0.028～0.103wt％，余量为Ni。
所述W与所述Ni以Ni-W中间合金的形式加入。所述Ni-W中间合金是将所述W与所述Ni混合，制成W含量为20％的Ni-W中间合金。
所述Ni-W中间合金的外形尺寸小于40mm×40mm×40mm。
本发明提出的制备所述组织稳定的第三代镍基单晶高温合金的具体过程是：
步骤1，制备母合金锭：
按所述合金成分配料。通过真空感应熔炼制备母合金。合金在1540℃～1580℃精炼5min。精炼结束后降温至1500℃～1540℃，浇铸。得到尺寸母合金锭。
步骤2，制备单晶试棒：
采用籽晶法+螺旋选晶法在定向凝固炉上制备所述单晶试棒。
步骤3，热处理：
对得到的单晶试棒进行热处理。所述热处理包括固溶处理和两次时效过程。
将单晶试棒置于管式炉内。对该管式炉抽真空后通入Ar气。重复所述抽真空后通入氩气的过程3～4次，以确保Ar气持续充满炉腔，使该炉腔与大气联通的一端持续有Ar气排出，并保持该状态直至热处理结束。
固溶处理：从初始温度25℃开始，炉温以7℃/min的速率升温至210℃，随后以10℃/min升至1285℃～1300℃。
在1285℃～1300℃保温1～8h；继续升温至1325℃～1330℃并保温2～15h；保温结束后，继续升温至1335℃～1360℃并保温20～36h；保温结束后取出试棒空冷至室温，得到经过固溶处理的单晶试棒。所述温度从1285℃至1360℃的升温过程中，升温速率均为2℃/min。
一次时效：将经过固溶处理的单晶试棒置于管式炉内。炉温从初始温度25℃开始，以10℃/min升到1150℃～1180℃并保温4h。保温结束后取出试棒空冷至室温。得到经过一次时效的单晶试棒。
二次时效：将所述经过一次时效的单晶试棒置于箱式炉内。将该箱式炉升温至850℃～870℃并保温24h。保温结束后取出试棒空冷至室温。
至此，完成对所述单晶试棒的热处理，得到组织稳定的第三代镍基单晶高温合金。
本发明提出了一种使用温度能达到1100℃，并且低成本、高强度，以及组织稳定性好的第三代镍基单晶高温合金及其制备方法。
本发明将纯度为99.95％及以上的金属料块按照所述配比在真空感应炉熔炼成母合金，将所得母合金放入定向凝固炉制备单晶，定向凝固炉的温度梯度范围为40K/cm～80K/cm，浇注温度1500℃～1540℃，模壳温度与浇注温度保持一致，定向生长速度为5～6mm/min范围内，制备单晶试棒，然后进行热处理。所获得的第三代镍基单晶高温合金的密度为8.92±0.015g/cm3，与典型第三代镍基单晶高温合金CMSX-10的密度(9.05g/cm3)、RenéN6的密度(8.97g/cm3)、TMS-75的密度(8.89g/cm3)相当，且力学性能较好。
本发明将合金的化学成分中的Re含量控制在4.5％以下，相应的增加了W和Mo的含量，以保证合金具有较好的蠕变性能；适当降低Cr含量、提高Co含量，以保证合金的组织稳定性。在热处理中采取固溶处理与两次时效处理方法，并提高了固溶处理的温度，使合金偏析减轻，降低TCP析出倾向，使具有降低Re含量的合金达到第三代镍基单晶高温合金的性能水平。
本发明化学成分的设计主要基于如下理由：
Al和Ta是镍基高温合金中形成γ′相的形成元素，其含量决定了高温合金中γ′相的强度和体积分数，对合金高温性能起着重要作用。但提高Al、Ta含量会增加共晶含量，增大热处理难度，因此Al含量控制在5％～7％，Ta含量控制在6％～10％。
W是强固溶强化元素，具有较低的扩散系数，能够提高合金的蠕变寿命。在Re含量较低的情况下，需充分发挥W的强化作用。但W含量过高会促进合金析出TCP相，破坏组织稳定性；同时影响合金的铸造性能，引起“雀斑”能缺陷出现。因此在Re含量较低的情况下，W的含量控制在6％～10％。
Re是镍基单晶高温合金中的重要强化元素，具有极低的的扩散系数，可有效阻碍高温下由扩散导致的组织退化和空位聚集。但Re元素偏析严重，给固溶处理带来很大困难，同时强烈促进合金中TCP相的析出，加之Re储量稀少、价格非常昂贵，因此将Re的含量控制在3％～5％。
Mo是固溶强化元素，能增大γ/γ′的错配度，促进致密位错网形成，有效阻碍位错运动，提高合金性能；但Mo对合金的抗热腐蚀性能有不利影响，并且强烈促进合金中TCP相的析出，不宜过多添加，因此Mo的含量控制在1％～3％。
Cr是提高合金抗热腐蚀性能的关键元素，主要分配于基体中，但为了使基体能固溶更多的Re、W、Mo等难熔元素以获得优异的蠕变性能，需要降低Cr的含量；同时Cr是TCP相的主要成分之一，Cr含量增加会降低合金的组织稳定性，因此Cr的含量控制在1.5％～3.5％。
Co能显著提高合金的塑性及高应力下的蠕变寿命；同时能够抑制合金中TCP相的析出，提高组织稳定性，因此Co含量为：9％～13％。
本发明采用多步、高温、长时的固溶处理制度，可使铸态组织中的共晶充分溶解，促进元素充分扩散，减轻合金中元素偏析，降低基体中难熔元素的含量，降低了TCP相析出倾向，提高了合金的组织稳定性。同时，合金中元素充分扩散，使立方状γ′相尺寸相近、分布均匀、排列规整，有利于加强沉淀强化，提升整体力学性能。
本发明的有益效果是：
1、本发明采用定向凝固制备单晶合金，经多步、高温、长时固溶均匀化处理、高温时效处理和低温时效处理，使本发明合金无初熔、无TCP相析出。
2、与现有第三代单晶合金相比，本发明具有较高的中、高温强度。
瞬时拉伸性能：20℃时，屈服强度≥940MPa，760℃时，屈服强度≥970MPa；980℃时，屈服强度≥730MPa，1100℃屈服强度≥500MPa，好于同温度段Re含量在5wt％及以上的第三代镍基单晶高温合金CMSX-10Ri和TMS-75；
蠕变性能：1100℃/150MPa下蠕变寿命≥115h；蠕变强度与含Re量为6wt.％的CMSX-10合金相当，优于含Re量为5.4％的RenéN6合金。
3、本发明合金中稀贵元素Re含量低，极大降低了合金成本。
4、本发明合金经1000℃/1000h，1100℃/500h热暴露验证，均无TCP相析出，具有良好的组织稳定性。
附图说明
图1为本发明实施例1合金完全热处理后的微观组织。
图2为本发明实施例1合金在20℃、760℃、980℃和1100℃温度下拉伸曲线。
图3为本发明实施例1合金与典型第三代单晶合金的Larson-Miller参数P的对比。
图4为本发明实施例1合金和实施例11合金在1100℃/150MPa条件下蠕变曲线对比。
图5为本发明实施例1合金在1000℃热暴露1000h后的微观组织；其中图5a是5000倍下背散射电子成像，图5b是20000倍下二次电子成像。
图6为本发明实施例1合金在1100℃热暴露500h后的微观组织；其中图6a是5000倍下二次电子成像，图6b是20000倍下二次电子成像。
图7为本发明实施例1合金在1100℃/150MPa蠕变断裂后近断口处微观组织。
图8为实施例14合金在1000℃热暴露1000h后的微观组织。
图9为实施例15合金在1000℃热暴露1000h后的微观组织。
图10是本发明的流程图。
图中：1.实施例1中合金在20℃下的拉伸曲线；2.实施例1中合金在760℃下的拉伸曲线；3.实施例1中合金在980℃下的拉伸曲线；4.实施例1中合金在1100℃下拉伸曲线；5.实施例1在不同蠕变条件下的P值曲线；6.CMSX-10在不同蠕变条件下的P值曲线；7.TMS-75在不同蠕变条件下的P值曲线；8.RenéN6在不同蠕变条件下的P值曲线；9.实施例1中合金在1100℃/150MPa下的蠕变曲线；10.实施例11合金在1100℃/150MPa下的蠕变曲线。
具体实施方式
本发明是一种组织稳定的第三代镍基单晶高温合金及制备方法，将通过15个实施例详细描述其技术方案。
本发明提出的第三代镍基单晶高温合金由Al、Ta、W、Re、Mo、Cr、Co、Hf和Ni组成；其中，Al为5.62～5.82wt％，Ta为7.53～8.13wt％，W为6.04～8.82wt％，Re为2.92～4.12wt％，Mo为0.11～1.83wt％，Cr为2.17～4.02wt％，Co为8.48～12.54wt％，Hf为0.028～0.100wt％，余量为Ni。
制备高温合金母合金各组分原料中：
所述Al的纯度和Ni纯度均为99.99％。该Al与Ni均为颗粒状，其粒径近似为φ6mm×6mm。
所述Co的纯度和Mo的纯度为99.99％。该Co与Mo均为1～10mm的不规则块状。
所述Hf的纯度为99.95％。该Hf为颗粒状，其粒径近似为φ2mm×4mm。
所述Cr的纯度为99.95％。该Cr为1～5mm的不规则块状。
所述Re的纯度为99.99％。该Re为颗粒状，其粒径近似为φ10mm×10mm。
所述Ta的纯度为99.99％。该Ta为片状，其外形尺寸小于40mm×40mm×1mm。
所述W的纯度为99.95％。该W为1～3mm的不规则块状。
本发明中，所述W与所述Ni以Ni-W中间合金的形式加入。具体是将所述W与所述Ni混合，制成W含量为20％的Ni-W中间合金。将该中间合金作为下一步熔炼的原料，即在合金熔炼母合金配料时W元素全部以Ni-W合金的方式加入。该Ni-W中间合金为块状，外形尺寸小于40mm×40mm×40mm。
Ni-W中间合金制备过程同现有技术，具体是：
将所述的W与Ni混合后装炉，共计25kg，对该熔炼炉抽真空后充入氩气，开启熔炼电源，随后15min内将功率升至100kw，5min后将功率加至120kw，再过5min后将功率加至140kw，待合金熔清后，降低熔炼电源功率，使熔体温度降至1600℃，在此温度下精炼5min，随后继续降低电源功率，待熔体降温至1500℃时进行浇铸。冷却后取出，至此获得Ni-W中间合金。
本发明中各实施例的具体成分见表1。
表1本发明中各实施例的化学成分单位：wt％
Figure BDA0002499019250000071
Figure BDA0002499019250000081
为了对比方便，表2中给出了现有技术中典型的第三代镍基单晶高温合金CMSX-10K、CMSX-10Ri、TMS-75和RenéN6的化学成分。
表2对比合金的化学成分单位：wt％
合金 Al Ta W Re Mo Cr Co Hf C B Ti Nb Ni
CMSX-10K 5.7 8.4 5.5 6.3 0.4 2.3 3.3 0.03 - - 0.3 0.1 余量
CMSX-10Ri 5.8 7.5 6.4 5.5 0.6 2.65 7.0 0.06 - - 0.8 0.4 余量
RenéN6 5.75 7.2 6.0 5.4 1.4 4.2 12.5 0.15 0.05 0.004 - - 余量
TMS-75 6.0 6.0 6.0 5.0 2.0 3.0 12.0 0.1 - - - - 余量
本实施例的制备过程是：
步骤1，制备母合金锭：
按表1所述合金成分进行配料。采用常规方法，通过真空感应熔炼制备母合金。合金在1540℃～1580℃精炼5min。精炼结束后降温至1500℃～1540℃，浇铸。得到尺寸为
Figure BDA0002499019250000082
的母合金锭。
对得到的母合金锭打磨去除氧化皮，经酒精超声清洗后用于制备单晶棒。
步骤2，制备单晶试棒：
采用现有技术中的籽晶法+螺旋选晶法在定向凝固炉上制备所述单晶试棒。
将清洗后的母合金块置于坩埚中，导流管置于坩埚下方，将预置籽晶的模壳固定在结晶盘上。将该模壳升至预定位置，使得导流管下端刚好进入模壳冒口。待上述浇铸系统装填完毕后，对所述定向凝固炉抽真空至4×10-2Pa。打开温控开关，对定向凝固炉保温区的上端和下端加热，使该保温区上端的温度为1540℃，该保温区下端的温度为1550℃。当保温区上端温度和下端温度均升至1200℃时，开启熔炼电源至7.5kw，对母合金进行预热；当保温区上端温度达到预设的1540℃、下端温度达到预设的1550℃时，加大熔炼电源功率至10kw进行化料，使坩埚中母合金融化。待熔体温度达到1540℃时进行浇铸。熔体在模壳中静置20分钟后，进行抽拉，制备出单晶试棒。所述定向凝固炉温度梯度为60K/cm，抽拉速率为6mm/min。
步骤3，热处理：
对得到的单晶试棒进行热处理。所述热处理包括固溶处理和两次时效过程。
将单晶试棒置于管式炉内。对该管式炉抽真空后通入Ar气。重复所述抽真空后通入氩气的过程3～4次，以确保Ar气持续充满炉腔，使该炉腔与大气联通的一端持续有Ar气排出，并保持该状态直至热处理结束。
固溶处理：从初始温度25℃开始，炉温以7℃/min的速率升温至210℃，随后以10℃/min升至1285℃～1300℃。
在1285℃～1300℃保温1～8h；继续升温至1325℃～1330℃并保温2～15h；保温结束后，继续升温至1335℃～1360℃并保温20～36h；保温结束后取出试棒空冷至室温，得到经过固溶处理的单晶试棒。所述温度从1285℃至1360℃的升温过程中，升温速率均为2℃/min。
一次时效：将经过固溶处理的单晶试棒置于管式炉内。炉温从初始温度25℃开始，以10℃/min升到1150℃～1180℃并保温4h。保温结束后取出试棒空冷至室温。得到经过一次时效的单晶试棒。
二次时效：将所述经过一次时效的单晶试棒置于箱式炉内。将该箱式炉升温至850℃～870℃并保温24h。保温结束后取出试棒空冷至室温。
至此，完成对所述单晶试棒的热处理，得到组织稳定的第三代镍基单晶高温合金。
本发明中各实施例的工艺参数如表3所示：
表3
Figure BDA0002499019250000091
Figure BDA0002499019250000101
固溶制度如表4所示：
表4
Figure BDA0002499019250000102
图1所示实为施例1中合金完全热处理后的微观组织。采用本发明热处理制度元素扩散充分，析出尺寸为0.3～0.5mm的立方状γ′相，分布均匀、排列规整。合金经过热处理后无初熔发生，无TCP相析出，组织稳定性良好。
镍基单晶高温合金试样经完全热处理后进行拉伸、蠕变性能测试。图2中，对比实施例1中合金在20℃下的拉伸曲线1、实施例1中合金在760℃下的拉伸曲线2、实施例1中合金在980℃下的拉伸曲线3和实施例1中合金在1100℃下拉伸曲线4。拉伸曲线表明，实验温度从20℃升到760℃时，实施例1中合金屈服强度和抗拉强度均有提高，特别是合金的抗拉强度提高显著。980℃、1100℃时，合金屈服强度和抗拉强度一定程度降低，延伸率增加，屈服后合金加工硬化效应减弱，曲线缓慢降低。
实施例1中合金与实施例11中合金其在不同温度瞬时拉伸性能见表5。
表5
Figure BDA0002499019250000111
现有技术中典型第三代镍基单晶高温合金不同温度瞬时拉伸性能见表6。
表6
Figure BDA0002499019250000112
对比表5、表6中各合金拉伸性能可以看出，W含量高的实施例1合金与实施例11相比有效提高了合金的屈服强度和抗拉强度。在室温时，实施例1、实施例11合金的拉伸性能优于TMS-75合金。760℃时，实施例1合金的屈服强度和抗拉强度达到最高如图2所示，此温度下实施例1合金的性能与TMS-75合金750℃时的性能接近。980℃时，实施例1合金的性能与CMSX-10Ri在950℃下的性能接近，屈服强度优于TMS-75合金950℃下的性能。1100℃时实施例1合金屈服强度仍能达到500MPa，与典型的第三代镍基单晶高温合金中1050℃下的性能相当。可见本发明合金具有较好的拉伸性能。
实施例1的合金在不同温度应力条件下的蠕变性能见表7。
表7实施例1合金的蠕变性能
蠕变条件 蠕变寿命h 延伸率％ Larson-Miller参数P
1100℃/150MPa 144.8 19.39 30.43
1100℃/150MPa 127.8 15.16 30.35
1100℃/150MPa 115.8 15.56 30.29
1100℃/137MPa 153.7 14.06 30.46
980℃/350MPa 72.5 20.88 27.39
实施例1与典型第三代镍基单晶高温合金Larson-Miller在不同蠕变条件下的P值曲线比较见图3。
比较图3中的实施例1在不同蠕变条件下的P值曲线5、CMSX-10在不同蠕变条件下的P值曲线6、TMS-75在不同蠕变条件下的P值曲线7和RenéN6在不同蠕变条件下的P值曲线8，
Larson-Miller参数P＝T[20+log(t)]/1000,其中T为蠕变温度，t为蠕变寿命，P值反映了合金服役温度与蠕变寿命的相关量，相同蠕变应力条件下，P值越大表明合金的蠕变性能越好。可见实施例1合金在不同温度应力条件下蠕变性能与典型第三代镍基单晶高温合金CMSX-10水平相当，优于RenéN6合金，同时具有低成本、组织稳定性好的优势。
实施例11在不同蠕变条件下的性能数据如表8所示。
表8实施例11合金的蠕变性能
蠕变条件 蠕变寿命h 延伸率％ Larson-Miller参数P
1100℃/150MPa 83.6 24.91 30.10
1100℃/150MPa 86.2 22.34 30.12
1100℃/150MPa 89.4 26.57 30.14
1100℃/137MPa 93.1 18.75 30.16
980℃/350MPa 68.8 39.42 27.36
实施例1与实施例11在1100℃/150MPa条件下蠕变曲线对比见图4。对比实施例1中合金在1100℃/150MPa下的蠕变曲线曲线9与实施例11合金在1100℃/150MPa下的蠕变曲线10，可见在Re含量为4wt.％时，合金中增加W元素，合金的高温力学性能提升明显。
实施例5在1100℃/150MPa条件下蠕变性能见表9
表9
蠕变条件 蠕变寿命h 延伸率％ Larson-Miller参数P
1100℃/150MPa 104.2 17.76 30.23
1100℃/150MPa 101.5 14.37 30.21
实施例5采用的固溶处理制度最高温度为1335℃，固溶总时长大于45h，实施例1采用的固溶处理制度最高温度为1350℃，固溶总时长小于35h。结果表明提高固溶温度可提升合金的高温蠕变性能，同时可减少固溶时间，降低生产成本。
实施例2在1100℃/150MPa条件下蠕变性能见表10
表10
蠕变条件 蠕变寿命h 延伸率％ Larson-Miller参数P
1100℃/150MPa 130.0 18.43 30.36
1100℃/150MPa 125.5 17.21 30.34
实施例2采用的固溶处理制度与实施例1相比，两种固溶制度各温度段保温时长相同，实施例2各温度段的保温温度比实施例1高10℃。结果表明，在实施例1固溶制度的基础上继续升高固溶温度，合金的高温力学性能没有明显提升。综上所述，采用实施例1的固溶制度可有效提升合金的力学性能，有效控制成本。
本发明实施例1中的合金经1000℃/1000h和1100℃/500h热暴露组织见图5、6。可见经过高温长时热暴露的合金组织中仅发生γ′相的长大粗化，部分γ′相发生筏化连接，整个组织中完全没有TCP相析出，该成分的合金组织稳定性优异。
本发明实施例1中的合金在1100℃/150MPa蠕变断裂后的微观组织见图7。通常，实验合金在高温和外加应力的共同作用下，合金两相中的各元素发生定向扩散，形成筏化组织，消除了纵向的基体通道，导致基体中固溶了更多的难熔元素，此时的基体中极易析出TCP相。实施例1合金蠕变后从断口处取样，从断口处到断口下10mm的区域内均未发现TCP相析出，表明该合金在筏化过程中组织稳定性优异。
实施例14中的合金经过1000℃/1000h热暴露试验结果如图8所示，结果表明：在实施例1的基础上继续增加W和Cr元素的含量，导致固溶元素总量超过合金基体的固溶极限，组织中出现了大量的TCP相，组织稳定性恶化。实施例15合金经过1000℃/1000h热暴露试验结果如图9所示，结果表明，在实施例1的基础上降低Co元素的含量，降低了镍基单晶高温合金的固溶极限，也不利于组织稳定。

Claims (4)

1.一种组织稳定的第三代镍基单晶高温合金，其特征在于，由Al、Ta、W、Re、Mo、Cr、Co、Hf和Ni组成；其中，Al为5.62～5.82wt％，Ta为7.53～8.13wt％，W为7.02～8.82wt％，Re为2.92～4.12wt％，Mo为0.11～1.83wt％，Cr为2.17～4.02wt％，Co为8.48～12.54wt％，Hf为0.028～0.103wt％，余量为Ni。
2.如权利要求1所述组织稳定的第三代镍基单晶高温合金，其特征在于，所述W与所述Ni以Ni-W中间合金的形式加入；所述Ni-W中间合金是将所述W与所述Ni混合，制成W含量为20％的Ni-W中间合金。
3.如权利要求2所述组织稳定的第三代镍基单晶高温合金，其特征在于，所述Ni-W中间合金的外形尺寸小于40mm×40mm×40mm。
4.一种制备权利要求1所述组织稳定的第三代镍基单晶高温合金的方法，其特征在于，制备过程是：
步骤1，制备母合金锭：
按所述合金成分配料；通过真空感应熔炼制备母合金；合金在1540℃～1580℃精炼5min；精炼结束后降温至1500℃～1540℃，浇铸；得到尺寸母合金锭；
步骤2，制备单晶试棒：
采用籽晶法+螺旋选晶法在定向凝固炉上制备所述单晶试棒；
步骤3，热处理：
对得到的单晶试棒进行热处理；所述热处理包括固溶处理和两次时效过程；
将单晶试棒置于管式炉内；对该管式炉抽真空后通入Ar气；重复所述抽真空后通入氩气的过程3～4次，以确保Ar气持续充满炉腔，使该炉腔与大气联通的一端持续有Ar气排出，并保持该状态直至热处理结束；
固溶处理：从初始温度25℃开始，炉温以7℃/min的速率升温至210℃，随后以10℃/min升至1285℃～1300℃；
在1285℃～1300℃保温1～8h；继续升温至1325℃～1330℃并保温2～15h；保温结束后，继续升温至1335℃～1360℃并保温20～36h；保温结束后取出试棒空冷至室温，得到经过固溶处理的单晶试棒；所述温度从1285℃至1360℃的升温过程中，升温速率均为2℃/min；
一次时效：将经过固溶处理的单晶试棒置于管式炉内；炉温从初始温度25℃开始，以10℃/min升到1150℃～1180℃并保温4h；保温结束后取出试棒空冷至室温；得到经过一次时效的单晶试棒；
二次时效：将所述经过一次时效的单晶试棒置于箱式炉内；将该箱式炉升温至850℃～870℃并保温24h；保温结束后取出试棒空冷至室温；
至此，完成对所述单晶试棒的热处理，得到组织稳定的第三代镍基单晶高温合金。
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