CN112921206B - 增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末、其使用方法、镍基高温合金构件 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末、其使用方法、镍基高温合金构件，涉及粉末基增材制造技术领域，增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末按重量百分比计，化学成分包括：Cr12～14％,Co8～9％,Al3.8～4.2％,Ti3.8～4.2％,W2.4～2.8％,Ta1.9～2.1％,Mo1.6～2.0％,Nb1.0～1.2％,Fe0.1～5％,Hf0.1～2.0,C≤0.12％,Si≤0.1％,Mn≤0.02％,Zr<0.03％,B≤0.01％,余量为Ni和杂质元素。使用此高温合金粉末，可以通过选区激光熔融技术打印出致密的，无裂纹的，满足超高温环境下强度需求的复杂零部件。
Description
技术领域
本发明涉及粉末基增材制造技术领域，尤其是涉及一种增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末、其使用方法、镍基高温合金构件。
背景技术
在将增材制造技术推广到高性能高温合金时，发现虽然现有高性能高温合金种类繁多，但均是针对传统制备工艺而研发的。为了保证可打印性，目前用于增材制造领域的高温合金材料主要由可焊性高温合金(固溶强化合金(如IN625)和低含量γ′合金(如IN718，Hasttelloy X)等)组成。
IN625、IN718和Hastelloy X存在耐温性能不足，高温力学性能低等问题，无法用于900℃以上使用温度的零件。由于增材制造技术成形过程与传统工艺完全不同，现有牌号的高性能高温合金(如IN738LC)在利用该技术制备零部件时，极易产生微裂纹、孔洞等缺陷，严重制约了增材制造技术在关键高温部件中的应用。
现有的涉及含有改进化学成分的基于IN738LC的Ni基超合金粉末的增材制造技术通过控制和降低促进热裂纹的微量元素如Si和Zr，但这并不能完全避免含有较高γ′含量合金中的热裂纹。
有鉴于此，特提出本发明。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末，提高合金的可打印性，避免热裂纹，提高合金的高温力学性能。
本发明的目的之二在于提供一种增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末的使用方法，用于选区激光熔融3D打印技术中，以制备高性能高温合金试样。
本发明的目的之三在于提供一种使用上述方法制备而成的镍基高温合金构件，可以满足航空航天发动机中关键热部件对材料高温、高强度的需求。
为实现上述目的，特采用如下技术方案：
第一方面，本发明提供了一种增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末，按重量百分比计，化学成分包括：
Cr12～14％,Co8～9％,Al3.8～4.2％,Ti3.8～4.2％,W2.4～2.8％,Ta1.9～2.1％,Mo1.6～2.0％,Nb 1.0～1.2％,Fe 0.1～5.0,Hf 0.1～2.0,C≤0.12％,Si≤0.1％,Mn≤0.02％,Zr<0.03％B≤0.01％,余量为Ni和杂质元素。
优选地，增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末按重量百分比计，化学成分包括：
Cr 12～14％,Co8～9％,Al3.8～4.2％,Ti3.8～4.2％,W2.4～2.8％,Ta1.9～2.1％,Mo1.6～2.0％,Nb1.0～1.2％,Fe 0.1～4.5,Hf 0.1～1.4,C0.02～0.12％,Si0.02～0.06％,Mn≤0.02％,Zr<0.03％B0.001～0.01％,余量为Ni和杂质元素。
优选地，所述增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末具有15～70μm的粒度分布和球形形态。
优选地，所述增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末通过真空感应熔炼制得母合金锭，然后经过真空气雾化法或等离子旋转电极制粉法制得。
第二方面，本发明提供了一种增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末的使用方法，将所述增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末用于选区激光熔融3D打印工艺中。
优选地，选区激光熔融3D打印工艺的工艺参数包括：
(a)激光功率100-700W；
(b)激光扫描速度700-2000mm/s；
(c)光斑直径40-110μm；
(d)激光间距80-120μm；
(e)铺粉厚度20-90μm。
优选地，将所述增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末用于选区激光熔融3D打印工艺得到构件后，再对构件进行热等静压。
第三方面，本发明提供了一种镍基高温合金构件，使用所述的增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末经选区激光熔融3D打印制得。
优选地，选区激光熔融3D打印的工艺参数包括：
(a)激光功率100-700W；
(b)激光扫描速度700-2000mm/s；
(c)光斑直径40-110μm；
(d)激光间距80-120μm；
(e)铺粉厚度20-90μm。
优选地，选区激光熔融3D打印制得所述镍基高温合金构件后，再对所述镍基高温合金构件进行热等静压。
优选地，所述镍基高温合金构件无裂纹；构件的垂直截面组织结构主要由柱状晶组成，连续的柱状晶贯穿多层熔覆层区域，长度达100-700微米；构件的水平截面组织结构主要由等轴晶组成，并且枝晶形貌主要为胞晶。
优选地，热等静压后得到的镍基高温合金构件的致密度>99.95％；
优选地，所述镍基高温合金构件在1100℃下的屈服强度大于100MPa。
与现有技术相比，本发明至少可以取得以下有益效果：
本发明通过控制合金成分中的关键合金元素含量(Zr，Si，Hf)，以及Hf和C的含量比，避免热裂纹，提高合金的可打印性。通过调整合金成分中的关键元素含量(Al，Ti，Nb，Ta)提高合金的高温力学性能。与现有高性能高温合金IN738LC粉末相比，本发明的合金粉末在选区激光熔融成形过程中裂纹敏感性显著降低，成型后得到无裂纹，致密度>98％的构件，进一步热等静压后致密度>99.95％。与现有IN738LC粉末相比，本发明的合金高温力学性能更好，可以满足更高温度的使用需求。
附图说明
为了更清楚地说明本发明具体实施方式或现有技术中的技术方案，下面将对具体实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施方式，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为实施例1的高温合金试样的金相图；
图2为现有IN738LC的金相图。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。通常在此处附图中描述和示出的本发明实施例的组件可以以各种不同的配置来布置和设计。
为满足航空航天发动机中关键热部件对材料高温、高强度的需求，针对现有高γ′含量合金粉末在增材制造时容易出现裂纹的问题，本发明提供一种新型增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末，按重量百分比计，化学成分包括：
Cr12～14％,Co8～9％,Al3.8～4.2％,Ti3.8～4.2％,W2.4～2.8％,Ta1.9～2.1％,Mo1.6～2.0％,Nb 1.0～1.2％,Fe 0.1～5.0,Hf 0.1～2.0,C≤0.12％,Si≤0.1％,Mn≤0.02％,Zr<0.03％B≤0.01％,余量为Ni和杂质元素。
Cr：在镍基高温合金中起固溶强化效果，高温下在金属表面形成氧化层提高合金抗氧化性能。本发明合金提高了Al，Ti，Nb，Ta的含量，因此过高Cr含量会促进有害二次相析出，增加构件开裂倾向，对合金高温力学性能造成影响。因此，Cr含量控制在12～14％，典型但非限制性的例如为12％、12.5％、13％、13.5％或14％。
Co:能与基体Ni完全互溶，可扩大γ相区，在合金中起固溶强化的作用。Co还可以降低合金基体的层错能，提高合金的中温性能，改善合金成形性能和组织稳定性。但过高的Co含量会降低固溶温度，导致合金高温性能降低，为保证合金的高温性能，Co含量控制在8～9％，典型但非限制性的例如为8、8.2％、8.5％、8.6％、8.8％或9％。
Al：γ′相形成元素，提高γ′相溶解温度和稳定性，且能够显著提高γ′相体积分数。Al在高温下能形成致密的氧化膜，提高合金的抗氧化性。但Al含量过高，会促进枝晶间低熔点γ/γ′共晶的形成，不利于合金在增材制造过程中的成形。因此，Al含量控制在3.8～4.2％，典型但非限制性的例如为3.8％、3.9％、4％、4.1％或4.2％。
Ti：γ′相形成元素，明显提高γ′相溶解温度和稳定性，且能够增强合金的高温力学性能。但Ti含量的提高也会降低固相线温度并增加γ′相粗化速率并促进枝晶间低熔点γ/γ′共晶的形成。因此，Ti含量控制在3.8～4.2％，典型但非限制性的例如为3.8％、3.9％、4％、4.1％或4.2％。
W：既溶于γ基体中也溶解于γ′相中，提高γ′相溶解温度和稳定性，能够提高γ′相体积分数，且固溶强化效果明显，能够控制γ′相的粗化速率。过量的W元素会促进TCP相的形成，因此W元素的含量控制在2.4～2.8％，典型但非限制性的例如为2.4％、2.5％、2.6％、2.7％或2.8％。
Ta：易偏聚于γ′相，明显提高γ′相溶解温度和稳定性，且能够增强合金的高温力学性能。但过高的Ta含量会促进有害二次相的析出，增加工件开裂倾向。因此，Ta含量控制在1.9～2.1％，典型但非限制性的例如为1.9％、2.0％或2.1％。
Mo：偏聚于基体，是固溶强化元素，有利于合金成形性能和力学性能。但过高Mo含量会促进TCP有害相析出。因此，Mo含量控制在1.6～2.0％，典型但非限制性的例如为1.6％、1.7％、1.8％、1.9％、2.0％。
Nb：γ′相形成元素，能够提高γ′相溶解温度并增强合金高温力学性能。但过高的Nb含量会促进TCP有害相析出。因此，Nb含量控制在1.0～1.2％，典型但非限制性的例如为1.0％、1.05％、1.1％、1.15％或1.2％。
Fe：主要偏聚于基体，有利于降低合金的热膨胀，并且能够降低粉末成本。但过高的Fe含量会促进σ等有害相析出，因此Fe含量控制在0.1～5.0％，典型但非限制性的例如为0.5％、1％、1.5％、2％、3％或4％。
Hf：在铸造合金中是强烈的γ′形成元素，能够强化γ′相，并且净化晶界或枝晶间自由态的S来提高这些薄弱部位的结合强度，从而延迟裂纹的形成和扩展。在增材制造过程中，加入Hf并且控制Hf和C的原子比，形成富Hf液膜，可以避免裂纹产生。因此，在原有牌号的基础上加入Hf，并控制含量在0.1～2.0％，典型但非限制性的例如为0.1％、0.2％、0.5％、0.6％、0.8％、1％、1.2％、1.5％、1.6％、1.8％或2％。
C：晶界强化元素，在合金熔炼过程中有利于脱氧，提高合金纯度。在增材制造过程中能够在晶界形成弥散分布的碳化物，提高零部件力学性能。但过高C含量会导致连续碳化物在晶界析出，减少游离碳的Hf，并且不利于合金的力学性能。因此C含量控制在0.12％以下，典型但非限制性的例如为0.02％、0.03％、0.04％、0.05％、0.06％、0.07％、0.08％、0.09％、0.1％、0.11％。
Si：有利于提高合金抗氧化性能，但Si含量过高会降低合金力学性能，需严格限制Si的含量。因此，Si含量控制在0.1％以下，典型但非限制性的例如为0.02％、0.03％、0.04％、0.05％、0.06％。
Mn：脱氧元素，并且可以和硫反应形成MnS，减轻硫的有害作用。但Mn含量过高会降低合金的抗氧化性能。因此，Mn含量控制在0.02％以下。
Zr：晶界强化元素，能够起到净化晶界的作用，且能够提高合金塑性。但Zr含量过高会降低固相线温度,增加热裂倾向。因此，Zr含量控制在0.03％以下。
B：晶界强化元素，增加合金塑性，有利于增材制造过程中晶界的协调变形。但B含量过高形成的大量硼化物不利于合金力学性能。因此，B含量控制在0.01％以下，典型但非限制性的例如为0.001％、0.002％、0.005％、0.006％、0.008％或0.01％。
含Hf合金的一个特点是在相同的凝固温度下保持更多的液体量，另一特点是含Hf合金保持枝晶间液体成连通状态所需的液体量最少。含Hf合金的低热裂倾向与存在富Hf熔体有关。凝固后期富Hf熔体有很好的流动性，可以沿着枝晶的毛细管道渗出，形成液膜，此处的Hf含量比合金平均Hf量高3倍以上，这种液膜会对热裂纹起自愈合作用。但在铸态合金中，Hf在凝固过程中强烈的偏析限制了Hf的含量不能过高。
Hf是非常强的碳化物和氧化物形成剂。Hf碳化物和氧化物在凝固的早期形成，因此大量Hf在凝固过程早期被固定在碳化物氧化物中。SLM工艺在具有O2<1％的保护大气下进行，可以有效防止游离Hf在氧化物中的结合。并且工艺过程中的快速熔化快速冷却限制了Hf在铸态合金中的偏析。通过控制Hf含量与C含量的比例，可以使Hf不会完全固定在碳化物中，一部分“游离”Hf能够形成低熔点液膜，减少热裂倾向。
Al、Ti、Nb、Ta都是γ′相形成元素和强化元素，能够提高γ′体积分数，溶解温度和稳定性，对提高高温合金的高温力学性能有很大帮助。Al+Ti质量分数大于5％的镍基高温合金被定义为难焊合金，因为合金中大量的γ′相很容易导致裂纹产生。同理，此类合金在选区激光熔融工艺中难成形，极易产生微裂纹。而本发明，通过控制合金中Si，Zr的含量，并进一步加入Hf，以及控制Hf含量与C含量的比例，可以完全避免微裂纹的产生。在此基础上，适当增加Al、Ti、Nb、Ta的含量，可以有效提高合金的高温力学性能，把使用温度扩展至1100℃。
使用此高温合金粉末，可以通过选区激光熔融技术打印出致密的，无裂纹的，满足超高温环境下强度需求的复杂零部件。
在一些优选实施方式中，增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末按重量百分比计，化学成分包括：
Cr 12～14％,Co8～9％,Al3.8～4.2％,Ti3.8～4.2％,W2.4～2.8％,Ta1.9～2.1％,Mo1.6～2.0％,Nb1.0～1.2％,Fe 0.1～4.5,Hf 0.1～1.4,C0.02～0.12％,Si0.02～0.06％,Mn≤0.02％,Zr<0.03％B0.001～0.01％,余量为Ni和杂质元素。
通过对合金成分的优选，打印后能够获得高温力学性能更好的合金构件。
优选地，所述增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末具有15～70μm的粒度分布和球形形态。
优选地，所述增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末通过真空感应熔炼制得母合金锭，然后经过真空气雾化法或等离子旋转电极制粉法制得。
根据本发明第二个方面，提供了一种增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末的使用方法，将所述增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末用于选区激光熔融3D打印工艺中。
选区激光熔融(SLM)3D打印工艺是一种可以逐层熔化金属粉末，最终实现金属零件无磨具、高致密度、近净成形的快速增材制造技术。
本发明的镍基高温合金粉末用于选区激光熔融3D打印工艺中能够获得无裂纹，致密度>98％的构件，进一步热等静压后致密度>99.95％，高温力学性能优异。
在一些优选实施方式中，选区激光熔融3D打印工艺的工艺参数包括：
(a)激光功率100-700W(例如100、200、300、400、500、600或700W)；
(b)激光扫描速度700-2000mm/s(例如700、800、900、1000、1500、1800或2000mm/s)；
(c)光斑直径40-110μm(例如40、50、60、70、80、90、100或110μm)；
(d)激光间距80-120μm(例如80、90、100、110或120μm)；
(e)铺粉厚度20-90μm(例如20、30、40、50、60、70、80或90μm)。
SLM工艺参数经选择使得本发明的激光选区熔融期间激光体积能量密度Ev在60-100J/mm3范围内。Ev计算如下：
其中P为激光功率，V为激光扫描速度，H为激光间距，t为铺粉厚度。
通过这四个工艺参数的相互配合，使得激光选区熔融期间激光体积能量密度Ev保持在60-100J/mm3范围内，如果不在此范围内，会造成合金内部形成大量的孔洞以及缺陷，导致合金性能的下降。
在一些优选实施方式中，将所述增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末用于选区激光熔融3D打印工艺得到构件后，再对构件进行热等静压。
所述合金粉末用增材制造方法制得的构件经热等静压后可用于1100℃以上工作环境中。
根据本发明的第三个方面，提供了一种镍基高温合金构件，使用所述的增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末经选区激光熔融3D打印制得。
优选地，选区激光熔融3D打印的工艺参数包括：
(a)激光功率100-700W；
(b)激光扫描速度700-2000mm/s；
(c)光斑直径40-110μm；
(d)激光间距80-120μm；
(e)铺粉厚度20-90μm。
优选地，选区激光熔融3D打印制得所述镍基高温合金构件后，再对所述镍基高温合金构件进行热等静压。
选区激光熔融3D打印制得的镍基高温合金构件致密度>98％，进一步热等静压后致密度>99.95％。
致密度测试方法：致密烧结金属材料与硬质合金密度测定方法(GB/T3850-2015)。
典型的，所述镍基高温合金构件具有如下组织形态：
构件的垂直截面组织结构主要由柱状晶组成，连续的柱状晶贯穿多层熔覆层区域，长度达100-700微米；构件的水平截面组织结构主要由等轴晶组成，并且枝晶形貌主要为胞晶。
典型的，所述镍基高温合金构件具有如下性能：
1100℃下的屈服强度大于100MPa。
屈服强度测试方法：金属材料拉伸试验方法(GB/T 228.1-2010)。
使用此高温合金粉末，可以通过选区激光熔融技术打印出致密的，无裂纹的，满足超高温环境下强度需求的复杂零部件，例如发动机的进气道、火焰筒、隔热屏等。与现有IN738LC粉末相比，本发明的合金高温力学性能更好，可以满足更高温度的使用需求。
下面结合具体实施方式，对本发明的一些实施方式作详细说明。在不冲突的情况下，下述的实施例及实施例中的特征可以相互组合。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
实施例1
一种新型增材制造用镍基高温合金粉末，按重量百分比计，化学成分为：
Cr:13.2％,Co:8.6％,Al:4.0％,Ti:3.9％,Fe:3.6％,W:2.8％,Ta:1.9％,Mo:1.9％,Hf:1.6％,Nb:1％,C:0.06％,Si:0.04％,Mn:0.01％,Zr:0.02％,B:0.007％,余量为Ni和杂质元素。
合金粉末具有15～53μm的粒度分布和球形形态。合金粉末通过真空感应熔炼制得母合金锭，然后经过真空气雾化法或等离子旋转电极制粉法制得。
使用实施例1所述的高温合金粉末，用选区激光熔融工艺制备高温合金试样，打印过程中使用打印过程中使用220W激光功率，1200mm/s激光扫描速度，100μm光斑直径，90μm激光间距，30μm铺粉厚度。并对其进行金相组织观察及致密度检测，得到均匀致密无裂纹高温合金试样，致密度检测结果为99.5％。
金相检测图和现有IN738LC成分粉末使用相同的增材制造方法得到的试样对比如图1、图2所示。
如图1、图2对比可以明显看出，本实施例得到均匀致密无裂纹的金相组织。
本实施例的高温合金试样和IN738LC在不同温度下的屈服强度如表1所示。
表1
如表1所示，现有牌号IN738LC粉末和本实施例，经过标准热处理，在室温及高温下的拉伸性能，本实施例的屈服强度在不同温度下均比IN738LC要高。
实施例2
本实施例与实施例1的区别在于，增材制造用镍基高温合金粉末，按重量百分比计，化学成分为：Cr:12％,Co:8％,Al:3.8％,Ti:3.8％,Fe:3％,W:2.4％,Ta:1.9％,Mo:1.6％,Hf:0.1％,Nb:1％,C:0.06％,Si:0.04％,Mn:0.01％,Zr:0.02％,B:0.007％,余量为Ni和杂质元素。
实施例3
本实施例与实施例1的区别在于，增材制造用镍基高温合金粉末，按重量百分比计，化学成分为：Cr:14％,Co:9％,Al:4.2％,Ti:4.2％,W:2.8％,Fe:2.8％,Ta:2.1％,Mo:2％,Hf:2％,Nb:1.2％,C:0.12％,Si:0.1％,Mn:0.02％,Zr:0.02％,B:0.01％,余量为Ni和杂质元素。
对比例1
文件EP 2 886 225 Al涉及含有改进化学成分的基于IN738LC的Ni基超合金粉末的增材制造。这种粉末具有以下化学成分(重量％)：15.7-16.3Cr,8.0-9.0Co,1.5-2.0Mo,2.4-2.8W,1.5-2.0Ta,3.2-3.7Al,2.2-3.7Ti,0.6-1.1Nb,0.09-0.13C,0.007-0.012B,0.004<Zr<0.03,0.001<Si<0.03,余量为Ni和杂质元素。作为优点，使用这种粉末可以通过增材制造产生包含很少微裂纹的产品。然而，控制和降低促进热裂纹的微量元素如Si和Zr，并不能完全避免含有较高γ′合金中的热裂纹。
对比例2
本对比例与实施例1的区别在于，采用现有高温合金牌号IN738化学成分：Cr:15.7％,Co:8.6％,Al:3.2％,Ti:3.0％,W:2.6％,Ta:1.5％,Mo:1.5,Nb:0.6,C:0.07％,Si:0.2％,Mn:0.2％,Zr:0.06％B:0.06％,余量为Ni和杂质元素。
对比例3
本对比例与实施例1的区别在于，采用改进化学成分的IN738LC，并提高Al，Ti，Nb，Ta,Cr:16.3％,Co:9％,Al:4.2％,Ti:4.2％,W:2.4％,Ta:2.1％,Mo:1.6％,Nb:1.2％,C:0.09％,Si:0.02％,Mn:0.02％,Zr:0.02％B:0.01％,余量为Ni和杂质元素。
将实施例2-3以及对比例1-3的合金粉末，用与实施例1相同的选区激光熔融技术(SLM)制备得到合金试样，各个合金试样在室温(25℃)下的性能见下表2：
表2
最后应说明的是：以上各实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的范围。
Claims (12)
1.一种增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末，其特征在于，按重量百分比计，化学成分包括：
Cr 12～14％,Co 8～9％,Al 3.8～4.2％,Ti 3.8～4.2％,W 2.4～2.8％,Ta 1.9～2.1％,Mo 1.6～2.0％,Nb 1.0～1.2％,Fe 0.1～5.0％,Hf 0.1～2.0％,C≤0.12％,Si≤0.1％,Mn≤0.02％,Zr<0.03％,B≤0.01％,余量为Ni和杂质元素。
2.根据权利要求1所述的增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末，其特征在于，按重量百分比计，化学成分包括：
Cr 12～14％,Co 8～9％,Al 3.8～4.2％,Ti 3.8～4.2％,W 2.4～2.8％,Ta 1.9～2.1％,Mo 1.6～2.0％,Nb 1.0～1.2％,Fe 0.1～4.5％,Hf 0.1～1.4％,C 0.02～0.12％,Si 0.02～0.06％,Mn≤0.02％,Zr<0.03％,B 0.001～0.01％,余量为Ni和杂质元素。
3.根据权利要求1或2所述的增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末，其特征在于，所述增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末具有15～70μm的粒度分布和球形形态。
4.根据权利要求1或2所述的增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末，其特征在于，所述增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末通过真空感应熔炼制得母合金锭，然后经过真空气雾化法或等离子旋转电极制粉法制得。
5.一种权利要求1-4任一项所述的增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末的使用方法，其特征在于，将所述增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末用于选区激光熔融3D打印工艺中。
6.根据权利要求5所述的使用方法，其特征在于，选区激光熔融3D打印工艺的工艺参数包括：
(a)激光功率100-700W；
(b)激光扫描速度700-2000mm/s；
(c)光斑直径40-110μm；
(d)激光间距80-120μm；
(e)铺粉厚度20-90μm。
7.根据权利要求6所述的使用方法，其特征在于，将所述增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末用于选区激光熔融3D打印工艺得到构件后，再对构件进行热等静压。
8.一种镍基高温合金构件，其特征在于，使用权利要求1-4任一项所述的增材制造用高γ′含量镍基高温合金粉末经选区激光熔融3D打印制得。
9.根据权利要求8所述的镍基高温合金构件，其特征在于，选区激光熔融3D打印的工艺参数包括：
(a)激光功率100-700W；
(b)激光扫描速度700-2000mm/s；
(c)光斑直径40-110μm；
(d)激光间距80-120μm；
(e)铺粉厚度20-90μm；
优选地，选区激光熔融3D打印制得所述镍基高温合金构件后，再对所述镍基高温合金构件进行热等静压。
10.根据权利要求8或9所述的镍基高温合金构件，其特征在于，所述镍基高温合金构件无裂纹；
构件的垂直截面组织结构主要由柱状晶组成，连续的柱状晶贯穿多层熔覆层区域，长度达100-700微米；构件的水平截面组织结构主要由等轴晶组成，并且枝晶形貌主要为胞晶。
11.根据权利要求10所述的镍基高温合金构件，其特征在于，热等静压后得到的镍基高温合金构件的致密度>99.95％。
12.根据权利要求10所述的镍基高温合金构件，其特征在于，所述镍基高温合金构件在1100℃下的屈服强度大于100MPa。
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Effective date of registration: 20211208 Address after: 19 Daliushu South Village, Haidian District, Beijing Applicant after: GAONA AERO MATERIAL Co.,Ltd. Applicant after: Beijing Gangyan Gaona Technology Co., Ltd. Qingdao Shibei branch Address before: 19 Daliushu South Village, Haidian District, Beijing Applicant before: GAONA AERO MATERIAL Co.,Ltd. Applicant before: Beijing Gangyan Gaona Technology Co., Ltd. Qingdao Branch |
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Effective date of registration: 20220428 Address after: 213100 first and second floors on the west side of plant 23, innovation industrial park, No. 377, Wuyi South Road, Wujin national high tech Industrial Development Zone, Wujin District, Changzhou City, Jiangsu Province Patentee after: Changzhou Gangyan Aurora Additive Manufacturing Co.,Ltd. Patentee after: GAONA AERO MATERIAL Co.,Ltd. Patentee after: Beijing Gangyan Gaona Technology Co.,Ltd. Qingdao Shibei branch Address before: 19 Daliushu South Village, Haidian District, Beijing Patentee before: GAONA AERO MATERIAL Co.,Ltd. Patentee before: Beijing Gangyan Gaona Technology Co., Ltd. Qingdao Shibei branch |
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