CN111961920A - 一种高承温能力的镍基单晶高温合金及其制备方法 - Google Patents

一种高承温能力的镍基单晶高温合金及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN111961920A
CN111961920A CN202010792537.1A CN202010792537A CN111961920A CN 111961920 A CN111961920 A CN 111961920A CN 202010792537 A CN202010792537 A CN 202010792537A CN 111961920 A CN111961920 A CN 111961920A
Authority
CN
China
Prior art keywords
single crystal
nickel
alloy
bearing capacity
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN202010792537.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN111961920B (zh
Inventor
赵新宝
张泽
谷月峰
岳全召
贝红斌
丁青青
岳亮
夏万顺
魏晓
曹高劭
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Zhejiang University ZJU
Original Assignee
Zhejiang University ZJU
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Zhejiang University ZJU filed Critical Zhejiang University ZJU
Priority to CN202010792537.1A priority Critical patent/CN111961920B/zh
Publication of CN111961920A publication Critical patent/CN111961920A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN111961920B publication Critical patent/CN111961920B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/52—Alloys

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

本发明公开了一种高承温能力的镍基单晶高温合金，按质量百分数计，该合金的化学成分组成包括：铬2.5wt.％～4.5wt.％，钴4.5wt.％～6.9wt.％，钨5wt.％～7wt.％，钼2.1wt.％～4wt.％，铼4wt.％～5.5wt.％，铝5wt.％～7wt.％，钽5wt.％～6.9wt.％，铪0wt.％～0.2wt.％，铌0.1wt.％～0.5wt.％，钌2wt.％～3.5wt.％，碳0wt.％～0.05wt.％，钇0wt.％～0.03wt.％，余量镍；且该合金中钌和钴的质量分数关系为3.8％≤钌+1/3钴≤5.2％，铬与铼的总质量分数为铬+铼≤8.8％。本发明还公开了一种高承温能力的镍基单晶高温合金的制备方法。本发明通过协同调控关键元素添加和后续制备处理，基于优化微观结构开发了一种高承温能力的镍基单晶高温合金，其承温能力超过典型的第三代单晶高温合金水平，其高温持久性能优于报道的部分第四代单晶高温合金。同时，合金的制备相对易于实施。

Description

一种高承温能力的镍基单晶高温合金及其制备方法
技术领域
本发明属于高温合金材料技术领域，尤其是涉及一种高承温能力的镍基单晶高温合金及其制备方法，适用于先进航空发动机及燃气轮机的涡轮叶片。
背景技术
为提高航空发动机的推重比，降低油耗，高压涡轮前进口温度持续攀升，将从现在第四代航空发动机的2000K左右提升到2200K左右。镍基单晶高温合金是当前制备航空发动机高压涡轮叶片的重要材料，为满足超高的涡轮前燃气温度的需求，需要进一步提高高压单晶涡轮叶片的承温能力，来实现叶片强度的整体提高。
高压涡轮进口温度每提高100℃，航空发动机的推重比就相应提高10％。发动机涡轮前进口温度的升高，对涡轮叶片的承温能力、强度和可靠性提出了更高的要求。为此，主要欧美国国家、日本及知名发动机制造商非常重视单晶高温合金的研发。自上世纪80年代，出现了承温能力为1010℃左右的第一代镍基单晶高温合金。随着难熔元素Re的添加，出现了耐温能力比第一代单晶合金提高25℃左右的第二代镍基单晶高温合金，如CMSX-4，RenéN5、PWA1484、DD6合金等。随后进一步提高了Re的含量，同时优化其他难熔元素，单晶合金的承温能力进一步提高了25℃左右，如CMSX-10、RenéN6、TMS-75、DD10等，其中RenéN6的承温能力达到了1047℃。
为提高合金的高温性能，多数第三代镍基单晶高温合金的难熔元素含量(W+Mo+Re+Ta)超过了20％(质量百分比)，导致有害相—拓扑密堆相(TCP相，Topologically closepacked phase)的析出，该相降低组织稳定性的同时损害了合金的高温性能。高代次镍基单晶中的典型元素Re是强促进TCP相析出的元素；为保障合金的抗氧化和耐蚀性能，合金中往往添加较多的Cr含量，高Re和Cr的耦合添加进一步加剧了有害相的析出。因此，需要在提高合金抗蠕变性能的同时，进一步提高合金的组织稳定，减少有害相的析出，以保障合金的高承温能力。
发明内容
本发明的目的在于针对高涡轮前进气温度的航空发动机高压涡轮叶片的需求，提出一种高承温能力的镍基单晶高温合金及其制备方法。为达到上述目的，本发明采用的技术方案是：
一种高承温能力的镍基单晶高温合金，按质量百分数计，该合金的化学成分组成包括：铬(Cr)2.5wt.％～4.5wt.％，钴(Co)4.5wt.％～6.9wt.％，钨(W)5wt.％～7wt.％，钼(Mo)2.1wt.％～4wt.％，铼(Re)4wt.％～5.5wt.％，铝(Al)5wt.％～7wt.％，钽(Ta)5wt.％～6.9wt.％，铪(Hf)0wt.％～0.2wt.％，铌(Nb)0.1wt.％～0.5wt.％，钌(Ru)2wt.％～3.5wt.％,碳(C)0wt.％～0.05wt.％，钇(Y)0wt.％～0.03wt.％，余量镍(Ni)；且该合金中钌和钴的质量分数关系为3.8％≤钌+1/3钴≤5.2％，铬与铼的总质量分数为铬+铼≤8.8％。
本发明进一步的改进在于，该合金的化学成分组成包括：Cr：2.5wt.％～4wt.％，Co：5wt.％～6.9wt.％，W：5wt.％～6.5wt.％，Mo：2.1wt.％～3.5wt.％，Re：4wt.％～5.5wt.％，Al：5wt.％～6.5wt.％，Ta：5.5wt.％～6.5wt.％，Hf：0wt.％～0.15wt.％，Nb：0.1wt.％～0.3wt.％，Ru:2wt.％～3wt.％,C：0wt.％～0.02wt.％，Y：0wt.％～0.02wt.％，余量Ni；且该合金中Ru和Co的质量分数关系为4wt.％≤Ru+1/3Co≤5.2wt.％，Cr与Re的总质量分数为Cr+Re≤8.5wt.％。
本发明进一步的改进在于，该合金的制备过程包括以下步骤：
1)母合金熔炼：按所需合金成分称量合金原料，在真空感应熔炼炉中熔炼制备母合金；
2)单晶棒制备：采用单晶炉将母合金重熔制备单晶棒，温度梯度为30～80K/cm，单晶的抽拉速率范围为30～200μm/s；
3)热处理：首先将单晶试棒在1300～1345℃范围内固溶处理6～12h，空冷至室温；然后在1080～1160℃范围内处理3～6h，空冷至室温；最后在850～890℃范围内处理12～26h，空冷至室温。
本发明进一步的改进在于，该合金在137MPa，1000h持久寿命的承温能力不低于1070℃。
作为优选，所述步骤2)中单晶的抽拉速率为40～150μm/s。
本发明中合金成分设计的主要依据为：
本发明合金的成分设计中结合γ′相沉淀强化和固溶强化，充分发挥合金元素的错配强化；提高合金持久寿命的重点为解决高温服役过程中的组织稳定性问题，本发明把提高组织稳定性元素含量的设计和控制强促进TCP相析出元素含量的设计协同调控，提高合金的组织稳定性，同时综合考虑合金的抗氧化等性能，最终增强合金的持久寿命和承温能力。
本发明中的合金元素作用和成分范围的选择依据如下：
本发明镍基单晶高温合金的基体为γ奥氏体，主要利用γ′相进行析出沉淀强化，Al、Ta的含量用以保持γ′相的含量和体积分数；Al和Ta可以提高合金的抗氧化和耐蚀性能；本发明控制Al含量为5％～7％，Ta含量为5％～6.9％。
Nb是γ′相形成元素，可以协助Al元素提高合金的高温蠕变强度，但过高的Nb会降低合金的抗氧化和耐蚀性能，促进有害相的析出，因此本发明Nb的加入量为0.1％～0.5％。
Re、W、Mo等形成主要的固溶强化，同时综合利用Mo的点阵错配强化。其中Re主要分布于γ基体中，富集于γ/γ′相界面可有效阻碍位错运动，稳定相界面错配位错网，通常认为Re含量与合金持久性能的提高成对应关系。W和Mo是重要的固溶强化元素，特别是Mo显著增加单晶高温合金的负错配度值，可以细化和调整γ/γ′相界面的位错网形貌，降低高温低应力时的蠕变速率，进而提高蠕变寿命；同时降低基体的堆垛层错能，提高中温的蠕变寿命。因此与其他发明相比，本发明相对提高了Mo的含量。同时Re、W、Mo也是促进TCP相析出元素，因此本发明中三个元素的加入量范围为W：5％～7％，Mo：2.1％～4％，Re：4％～5.5％。
Cr和Al的配合使用来提高合金的抗氧化和抗腐蚀性能，但Cr在基体中的固溶会降低其他元素的固溶度，造成合金的组织稳定性降低。特别是在高含量的Mo、W含量条件下，Cr和Re会加剧合金高温服役过程中在枝晶干析出大量的TCP相，严重损害合金的持久寿命，降低合金的承温能力。因此本发明对Cr和Re的含量进行重点优化控制，Cr的添加含量为2.5％～4.5％，且Cr+Re总含量不超过8.8％。
Co可以作为组织稳定化元素，可以减少Re、W、Mo等元素的分配比，同时提高合金的固溶度，减少TCP相的析出趋势，有高代次镍基单晶高温合金将Co的含量提高到12％以上。但是，高Co会降低γ′的回溶温度，进而影响高温时γ′相的体积分数，降低高温持久寿命及承温能力；因此，本发明中Co的含量范围为4.5％～6.9％。
Ru是高代次镍基单晶高温合金的有效组织稳定化元素，通过其“逆分配”作用促进Re、W、Cr等元素向γ′相的分配，抑制TCP相的析出，对提高高温低应力的持久性能作用显著。但是高Ru会显著增加合金的成本，需对其含量适当调节；因此，本发明中Ru的添加范围为2％～3.5％。同时，本发明重点对提高组织稳定性元素Co和Ru的含量协调设计，通过控制两元素的总含量，充分抑制TCP相的析出。因此，本发明中Ru和Co的质量分数关系为3.8％≤Ru+1/3Co≤5.2％。
Hf有助于提高合金的高温耐蚀性能，同时提高高温合金的铸造性能；但过量的Hf会降低合金的初熔温度。稀土Y具有强烈的脱氧、硫、磷的作用，降低轻元素含量，同时提高合金的抗氧化性能；但过量的Y会与熔炼坩埚等反应，形成夹杂。协同调控Hf和Y提高本发明合金的抗氧化和耐蚀性能，因此，本发明对Hf和Y的含量进行了限定，Hf的含量范围为0％～0.2％，稀土Y的含量范围为0％～0.03％。C可以提高合金在熔炼时的洁净度以及小角度晶界的容限，提高蠕变性能，但过量的加入C会损害持久性能。因此，本发明对C的含量进行了限定，其添加范围为0％～0.05％。
本发明合金的制备过程中，在真空感应熔炼炉进行母合金的熔炼制备，在单晶炉上通过定向凝固来制备单晶试棒，根据温度梯度范围来优化设定抽拉速率，快速凝固的温度梯度为30～80K/cm，单晶合金的抽拉速率范围为30～200μm/s。由于合金中含有Re等慢扩散元素和共晶组织，为充分减少偏析以及回溶γ′相和共晶组织，选择的热处理工艺为：在1300～1345℃范围内固溶处理6～12h，空冷至室温；为获得优化的γ-γ′相组织，然后在1070～1160℃范围内处理3～6h，空冷至室温；最后在850-890℃范围内处理12～26h，空冷至室温。
与现有技术相比，本发明具有的有益效果是：本发明基于高温持久强度和高温组织稳定性的综合需求，通过协同调控关键元素添加和后续制备处理，基于优化微观结构开发了一种高承温能力的镍基单晶高温合金，其承温能力超过典型的第三代单晶高温合金水平，其高温持久性能优于报道的部分第四代单晶高温合金。同时，合金的制备相对易于实施。
附图说明
图1为本发明实施例2的热处理组织。
图2本发明与典型二代、第三代和第四代镍基单晶高温合金持久寿命的拉森米勒曲线(Larson-Miller曲线)。
具体实施方式
为了使本技术领域的人员更好的理解本发明方案，下面将结合本发明实施例中的附图，对发明实施例中的技术方案进行清楚、完整的描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都应当属于本发明保护的范围。
实施例一
一种高承温能力的镍基单晶高温合金，按质量百分数计，该合金的化学成分组成包括：铬(Cr)2.8wt.％，钴(Co)6.6wt.％，钨(W)5.5wt.％，钼(Mo)3.2wt.％，铼(Re)4.8wt.％，铝(Al)6.0wt.％，钽(Ta)6.2wt.％，铪(Hf)0.05wt.％，铌(Nb)0.1wt.％，钌(Ru)2.1wt.％，碳(C)0.02wt.％，钇(Y)0.005wt.％，余量镍(Ni)；且该合金中钌和钴的质量分数关系为钌+1/3钴＝4.3％，铬与铼的总质量分数为铬+铼＝7.6％。
一种高承温能力的镍基单晶高温合金的制备方法，包括以下步骤：
第一步：采用真空感应熔炼炉熔炼母合金，随后浇注凝固制备出母合金；
第二步：在单晶炉中制备单晶，采用螺旋选晶法制备单晶，单晶炉的温度梯度为50K/cm，抽拉速率为80μm/s，制备获得单晶试棒；
第三步：在热处理炉中进行单晶试棒热处理，在1340℃固溶处理10h，空冷至室温；然后在1100℃时效处理4h，空冷至室温；最后在870℃范围内处理20h，空冷至室温，获得热处理态的单晶试棒。
实施例二
一种高承温能力的镍基单晶高温合金，按质量百分数计，该合金的化学成分组成包括：铬(Cr)3.2wt.％，钴(Co)6.3wt.％，钨(W)6.1wt.％，钼(Mo)2.5wt.％，铼(Re)5.2wt.％，铝(Al)5.6wt.％，钽(Ta)5.7wt.％，铪(Hf)0.05wt.％，铌(Nb)0.1wt.％，钌(Ru)2.6wt.％，碳(C)0.01wt.％，钇(Y)0.01wt.％，余量镍(Ni)；且该合金中钌和钴的质量分数关系为钌+1/3钴＝4.7％，铬与铼的总质量分数为铬+铼＝8.4％。
一种高承温能力的镍基单晶高温合金的制备方法，包括以下步骤：
第一步：采用真空感应熔炼炉熔炼母合金，随后浇注凝固制备出母合金；
第二步：在单晶炉中制备单晶，采用螺旋选晶法制备单晶，单晶炉的温度梯度为60K/cm，抽拉速率为100μm/s，制备获得单晶试棒；
第三步：在热处理炉中进行单晶试棒热处理，在1345℃固溶处理10h，空冷至室温；然后在1120℃时效处理5h，空冷至室温；最后在880℃范围内处理16h，空冷至室温，获得热处理态的单晶试棒。
如图1所示为该实施例中的热处理组织形貌。
实施例三
一种高承温能力的镍基单晶高温合金，按质量百分数计，该合金的化学成分组成包括：铬(Cr)3.5wt.％，钴(Co)5.4wt.％，钨(W)5.5wt.％，钼(Mo)2.2wt.％，铼(Re)5.0wt.％，铝(Al)5.8wt.％，钽(Ta)6.0wt.％，铪(Hf)0.05wt.％，铌(Nb)0.2wt.％，钌(Ru)2.8wt.％，碳(C)0.01wt.％，钇(Y)0.01wt.％，余量镍(Ni)；且该合金中钌和钴的质量分数关系为钌+1/3钴＝4.6％，铬与铼的总质量分数为铬+铼＝8.5％。
一种高承温能力的镍基单晶高温合金的制备方法，包括以下步骤：
第一步：采用真空感应熔炼炉熔炼母合金，随后浇注凝固制备出母合金；
第二步：在单晶炉中制备单晶，采用螺旋选晶法制备单晶，单晶炉的温度梯度为40K/cm，抽拉速率为60μm/s，制备获得单晶试棒；
第三步：在热处理炉中进行单晶试棒热处理，在1340℃固溶处理11h，空冷至室温；然后在1100℃时效处理6h，空冷至室温；最后在880℃范围内处理12h，空冷至室温，获得热处理态的单晶试棒。
实施例四
一种高承温能力的镍基单晶高温合金，按质量百分数计，该合金的化学成分组成包括：铬(Cr)3.0wt.％，钴(Co)6.0wt.％，钨(W)6.1wt.％，钼(Mo)2.5wt.％，铼(Re)5.3wt.％，铝(Al)5.6wt.％，钽(Ta)6.2wt.％，铪(Hf)0.05wt.％，铌(Nb)0.1wt.％，钌(Ru)2.6wt.％，碳(C)0.01wt.％，钇(Y)0.01wt.％，余量镍(Ni)；且该合金中钌和钴的质量分数关系为钌+1/3钴＝4.6％，铬与铼的总质量分数为铬+铼＝8.3％。
一种高承温能力的镍基单晶高温合金的制备方法，包括以下步骤：
第一步：采用真空感应熔炼炉熔炼母合金，随后浇注凝固制备出母合金；
第二步：在单晶炉中制备单晶，采用螺旋选晶法制备单晶，单晶炉的温度梯度为40K/cm，抽拉速率为80μm/s，制备获得单晶试棒；
第三步：在热处理炉中进行单晶试棒热处理，在1335℃固溶处理8h，空冷至室温；然后在1140℃时效处理4h，空冷至室温；最后在850℃范围内处理20h，空冷至室温，获得热处理态的单晶试棒。
实施例五
一种高承温能力的镍基单晶高温合金，按质量百分数计，该合金的化学成分组成包括：铬(Cr)2.6wt.％，钴(Co)6.0wt.％，钨(W)6.1wt.％，钼(Mo)2.5wt.％，铼(Re)5.3wt.％，铝(Al)6.2wt.％，钽(Ta)6.2wt.％，铪(Hf)0.05wt.％，铌(Nb)0.1wt.％，钌(Ru)2.6wt.％，碳(C)0.01wt.％，钇(Y)0.01wt.％，余量镍(Ni)；且该合金中钌和钴的质量分数关系为钌+1/3钴＝4.6％，铬与铼的总质量分数为铬+铼＝7.9％。
一种高承温能力的镍基单晶高温合金的制备方法，包括以下步骤：
第一步：采用真空感应熔炼炉熔炼母合金，随后浇注凝固制备出母合金；
第二步：在单晶炉中制备单晶，采用螺旋选晶法制备单晶，单晶炉的温度梯度为55K/cm，抽拉速率为140μm/s，制备获得单晶试棒；
第三步：在热处理炉中进行单晶试棒热处理，在1330℃固溶处理10h，空冷至室温；然后在1090℃时效处理6h，空冷至室温；最后在880℃范围内处理12h，空冷至室温，获得热处理态的单晶试棒。
对比实施例一
第二代镍基单晶高温合金CMSX-4，按质量百分数计，其化学成分组成包括：铬(Cr)6.5wt.％，钴(Co)9.0wt.％，钨(W)6.0wt.％，钼(Mo)0.5wt.％，铼(Re)3.0wt.％，铝(Al)5.6wt.％，钽(Ta)6.5wt.％，钛(Ti)1.0wt.％，铪(Hf)0.1wt.％，余量镍(Ni)。该合金中钌和钴的质量分数关系为钌+1/3钴＝3％，铬与铼的总质量分数为铬+铼＝9.5％
对比实施例二
第三代镍基单晶高温合金CMSX-10，按质量百分数计，其化学成分组成包括：铬(Cr)2.0wt.％，钴(Co)3.0wt.％，钨(W)5.0wt.％，钼(Mo)0.4wt.％，铼(Re)6.0wt.％，铝(Al)5.7wt.％，钽(Ta)8.0wt.％，钛(Ti)0.2wt.％，铌(Nb)0.1wt.％，铪(Hf)0.03wt.％，余量镍(Ni)。该合金中钌和钴的质量分数关系为钌+1/3钴＝1.0％，铬与铼的总质量分数为铬+铼＝8.0％。
对比实施例三
第四代镍基单晶高温合金MC-NG，按质量百分数计，其化学成分组成包括：铬(Cr)4.0wt.％，钨(W)5.0wt.％，钼(Mo)1.0wt.％，铼(Re)4.0wt.％，铝(Al)5.55wt.％，钽(Ta)4.0wt.％，钛(Ti)0.5wt.％，铪(Hf)0.1wt.％，钌(Ru)2.1wt.％，余量镍(Ni)。该合金中钌和钴的质量分数关系为钌+1/3钴＝4.0％，铬与铼的总质量分数为铬+铼＝8.0％。
对比实施例四
第四代镍基单晶高温合金EPM-102，按质量百分数计，其化学成分组成包括：铬(Cr)2.0wt.％，钴(Co)16.5wt.％，钨(W)6.0wt.％，钼(Mo)2.0wt.％，铼(Re)6.0wt.％，铝(Al)5.55wt.％，钽(Ta)8.3wt.％，铪(Hf)0.15wt.％，钌(Ru)3.0wt.％，碳(C)0.03wt.％，余量镍(Ni)。该合金中钌和钴的质量分数关系为钌+1/3钴＝8.5％，铬与铼的总质量分数为铬+铼＝8.0％。
对比实施例五
第四代镍基单晶高温合金TMS-138，按质量百分数计，其化学成分组成包括：铬(Cr)3.2wt.％，钴(Co)5.8wt.％，钨(W)5.9wt.％，钼(Mo)2.9wt.％，铼(Re)5.0wt.％，铝(Al)5.8wt.％，钽(Ta)5.6wt.％，铪(Hf)0.1wt.％，钌(Ru)2.0wt.％，余量镍(Ni)。该合金中钌和钴的质量分数关系为钌+1/3钴＝3.9％，铬与铼的总质量分数为铬+铼＝8.2％。
与典型的高代次镍基单晶高温合金相比，本合金的设计思路和成分特征，具有显著的不同特征。
如下表1给出了选取的3种镍基单晶高温合金以及对比实施例二CMSX-10、对比实施例五TMS-138在1100℃/137MPa的持久寿命，本发明单晶高温合金在高温低应力条件下有较长的持久寿命。
表1本发明实施例及对比实施例合金的1100℃/137MPa的持久寿命
合金名称 持久寿命(h)
实施例1 460
实施例2 431
实施例3 446
实施例4 466
实施例5 435
对比实施例二CMSX-10 220
对比实施例五TMS-138 399
如表1所示，本发明合金与在1100℃/137MPa的持久寿命与二代、三代合金相比有显著提升，与典型四代合金的持久寿命相当。
图2给出了所选取的实施例2和4种比较例镍基单晶高温合金持久性能的Larson-Miller曲线，可以看出，在很宽的温度和应力范围内，发明合金与第二代和第三代镍基单晶合金相比，其持久性能有大幅度提高，与典型第四代镍基单晶高温合金的持久寿命水平相当，在高温段具有一定优势。
表2给出了本发明合金实施例2单晶高温合金与部分典型镍基单晶高温合金的承温能力，本发明在137MPa，1000h的持久寿命，具有突出的优越能力。由上述可知，本发明合金具有较高的承温能力，适于高推重比先进航空发动机等热端部件的应用。
表3本发明合金及参考例合金承温能力(137MPa，1000h持久寿命的承温能力)
合金名称 承温能力，℃
实施例1 1080
实施例2 1082
实施例3 1080
实施例4 1083
实施例5 1081
CMSX-4 1033
RenéN6 1047
CMSX-10K 1072
TMS-138 1083
本发明合金在137MPa，1000h持久寿命的承温能力比第二代、第三代单晶高温合金有显著提高，与第四代镍基单晶高温合金相当。
上述具体实施方式用来解释说明本发明，而不是对本发明进行限制，在本发明的精神和权利要求的保护范围内，对本发明作出的任何修改和改变，都落入本发明的保护范围。

Claims (5)

1.一种高承温能力的镍基单晶高温合金，其特征在于，按质量百分数计，该合金的化学成分组成包括：铬2.5wt.％～4.5wt.％，钴4.5wt.％～6.9wt.％，钨5wt.％～7wt.％，钼2.1wt.％～4wt.％，铼4wt.％～5.5wt.％，铝5wt.％～7wt.％，钽5wt.％～6.9wt.％，铪0wt.％～0.2wt.％，铌0.1wt.％～0.5wt.％，钌2wt.％～3.5wt.％，碳0wt.％～0.05wt.％，钇0wt.％～0.03wt.％，余量镍；且该合金中钌和钴的质量分数关系为3.8wt.％≤钌+1/3钴≤5.2wt.％，铬和铼的总质量分数为铬+铼≤8.8wt.％。
2.根据权利要求1所述的高承温能力的镍基单晶高温合金，其特征在于，按质量百分数计，该合金的化学成分组成包括：铬2.5wt.％～4wt.％，钴5wt.％～6.9wt.％，钨5wt.％～6.5wt.％，钼2.1wt.％～3.5wt.％，铼4wt.％～5.5wt.％，铝5wt.％～6.5wt.％，钽5.5wt.％～6.5wt.％，铪0wt.％～0.15wt.％，铌0.1wt.％～0.3wt.％，钌2wt.％～3wt.％，碳0wt.％～0.02wt.％，钇0wt.％～0.02wt.％，余量镍；且该合金中钌和钴的质量分数关系为4wt.％≤钌+1/3钴≤5.2wt.％，铬与铼的总质量分数为铬+铼≤8.5wt.％。
3.一种高承温能力的镍基单晶高温合金的制备方法，其特征在于包括以下步骤：
1)母合金熔炼：按所需合金成分称量合金原料，在真空感应熔炼炉中熔炼制备母合金；
2)单晶棒制备：采用单晶炉将母合金重熔制备单晶棒，温度梯度为30～80K/cm，单晶的抽拉速率范围为30～200μm/s；
3)热处理：首先将单晶试棒在1300～1345℃范围内固溶处理6～12h，空冷至室温；然后在1080～1160℃范围内处理3～6h，空冷至室温；最后在850～890℃范围内处理12～26h，空冷至室温。
4.根据权利要求3所述的高承温能力的镍基单晶高温合金的制备方法，其特征在于：合金在137MPa，1000h持久寿命的承温能力不低于1070℃。
5.根据权利要求3所述的高承温能力的镍基单晶高温合金的制备方法，其特征在于：所述步骤2)中单晶的抽拉速率为40～150μm/s。
CN202010792537.1A 2020-08-09 2020-08-09 一种高承温能力的镍基单晶高温合金及其制备方法 Active CN111961920B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202010792537.1A CN111961920B (zh) 2020-08-09 2020-08-09 一种高承温能力的镍基单晶高温合金及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202010792537.1A CN111961920B (zh) 2020-08-09 2020-08-09 一种高承温能力的镍基单晶高温合金及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN111961920A true CN111961920A (zh) 2020-11-20
CN111961920B CN111961920B (zh) 2022-02-11

Family

ID=73364837

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202010792537.1A Active CN111961920B (zh) 2020-08-09 2020-08-09 一种高承温能力的镍基单晶高温合金及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN111961920B (zh)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112877781A (zh) * 2021-01-13 2021-06-01 中国航发北京航空材料研究院 镍基单晶合金、其制备方法、用途和热处理方法
CN115466881A (zh) * 2022-09-30 2022-12-13 浙江大学 一种组织稳定的第四代镍基单晶高温合金及其制备方法
CN115466878A (zh) * 2022-10-19 2022-12-13 沈阳工业大学 一种高浓度Re/Ru高承温能力的镍基单晶超合金及其制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1745186A (zh) * 2002-12-06 2006-03-08 独立行政法人物质·材料研究机构 Ni基单晶超级合金
EP2210689A1 (de) * 2008-05-09 2010-07-28 Siemens Aktiengesellschaft Gerichtet erstarrtes längliches Bauteil mit verschieden breiten Längskörnern
CN106636759A (zh) * 2017-01-05 2017-05-10 中国科学院金属研究所 一种铂族元素强化的高热稳定性高强度镍基单晶高温合金
CN109576532A (zh) * 2018-12-10 2019-04-05 中国科学院金属研究所 持久强度高且抗氧化性优良的第三代单晶高温合金及制备

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1745186A (zh) * 2002-12-06 2006-03-08 独立行政法人物质·材料研究机构 Ni基单晶超级合金
EP2210689A1 (de) * 2008-05-09 2010-07-28 Siemens Aktiengesellschaft Gerichtet erstarrtes längliches Bauteil mit verschieden breiten Längskörnern
CN106636759A (zh) * 2017-01-05 2017-05-10 中国科学院金属研究所 一种铂族元素强化的高热稳定性高强度镍基单晶高温合金
CN109576532A (zh) * 2018-12-10 2019-04-05 中国科学院金属研究所 持久强度高且抗氧化性优良的第三代单晶高温合金及制备

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112877781A (zh) * 2021-01-13 2021-06-01 中国航发北京航空材料研究院 镍基单晶合金、其制备方法、用途和热处理方法
CN115466881A (zh) * 2022-09-30 2022-12-13 浙江大学 一种组织稳定的第四代镍基单晶高温合金及其制备方法
CN115466878A (zh) * 2022-10-19 2022-12-13 沈阳工业大学 一种高浓度Re/Ru高承温能力的镍基单晶超合金及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN111961920B (zh) 2022-02-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111961920B (zh) 一种高承温能力的镍基单晶高温合金及其制备方法
CN108385010B (zh) 一种低密度、高组织稳定性的钴基高温合金及其制备方法
US7473326B2 (en) Ni-base directionally solidified superalloy and Ni-base single crystal superalloy
WO2011062231A1 (ja) 耐熱超合金
JP4036091B2 (ja) ニッケル基耐熱合金及びガスタービン翼
CN106756249A (zh) 一种高强度且组织稳定的镍基单晶高温合金及其制备方法
US6966956B2 (en) Ni-based single crystal super alloy
CN109576534B (zh) 一种低钨含量γ′相强化钴基高温合金及其制备工艺
CN106011540B (zh) 一种低铼第三代镍基单晶合金及其制备方法
JP3559670B2 (ja) 方向性凝固用高強度Ｎｉ基超合金
JP2014070230A (ja) Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法
CN112853156B (zh) 一种高组织稳定性镍基高温合金及其制备方法
CN114164357B (zh) 一种低成本、低密度镍基单晶高温合金
CN114164356B (zh) 一种高强度镍基单晶高温合金
CN109554580B (zh) 一种镍基合金、其制备方法与制造物品
CN115011844B (zh) 一种含铼无钨低比重镍基单晶高温合金及其热处理工艺
CN106086581B (zh) 700℃超超临界发电机组铁镍基合金转子热处理方法
CN115505790B (zh) 一种焊缝强度稳定的镍基高温合金及其制备方法和应用
JP5393829B2 (ja) クリープ特性が向上された単結晶ニッケル基超耐熱合金
JP4028122B2 (ja) Ｎｉ基超合金、その製造方法およびガスタービン部品
CN109554584A (zh) 一种镍基合金、其制备方法与制造物品
CN112176224A (zh) 一种综合性能优异的高强镍基单晶高温合金
KR20110114928A (ko) 크리프 특성이 우수한 단결정 니켈기 초내열합금
KR102639952B1 (ko) 초내열 합금
CN112746328B (zh) 一种低密度且抗热腐蚀性能优良的单晶高温合金及其制备工艺

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant