CN113502427A - 2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种2.3GPa强度级别Co‑Ni‑Cr基合金及其制备方法，其中，所述合金按照质量百分比计，包括如下组分：Co：42‑45％、Ni：30‑33％、Cr：18‑21％、W：0.8‑1.2％、Mo：1.8‑2.2％、V：0.3‑0.7％、C：0.15‑0.3％。该合金的制备方法包括熔铸、均匀化处理、固溶处理、冷变形处理和时效热处理步骤。该合金的抗拉强度可达到2.30GPa以上并具备一定的塑性，制备工艺比较简单，可通过常规的铸造以及冷热机械加工工艺进行生产。

Description

2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金及其制备方法
技术领域
本发明属于钴铬镍基合金材料制备领域，涉及超高强韧性变形结构材料，尤其是航空航天等领域应用的超高强韧性镍铬基超合金材料及其制备方法。
背景技术
紧固件是机械动力传动结构中承载高应力的关键部件，制备紧固件的材料首先需要高强度和高韧性相匹配的优异的综合性能。70年代中期以前，航空航天用标准紧固件采用的是H-11合金(AMS6408)，它是热作模具钢的变种，在满足紧固件安全使用所需要的塑性(拉伸延伸率不小于8％)的前提下，具有大于1500MPa的抗拉强度，最高可达到1800MPa强度水平，满足了当时航空航天等领域对紧固件的性能要求。然而，该系列合金耐蚀性较差，通常需要采用低脆性氟硼酸镉工艺进行电镀，对于要求更高强度水平的紧固件，则需采用真空沉积镉，乃至扩散镍-镉。即便如此，这种镀层对于应力腐蚀的防护作用很差，极易在局部发生点蚀而成为断裂的裂纹形核源，带来极大的安全隐患。
为了提高紧固件的使用性能，到了80年代，紧固件产业开始利用耐蚀性较好的镍基超合金研发新一代的高性能紧固件用的材料，首选硬化能力最为突出的GH4169合金以实现对材料高强度的要求。选用强韧化工艺是应变量可控的冷变形加时效热热处理，然而在满足紧固件塑性(拉伸延伸率不小于8％)的同时，抗拉强度只达到1500MPa水平，仅仅达到AMS6408合金制备紧固件强度水平的下限。因此该合金系只能取代AMS6408制备1500MPa级别的低端紧固件。
为了满足航空航天和高性能导弹发展的需要，性能更高的钴基合金被相继开发出来，其中代表合金是多相MP35N和MP159，该合金系利用冷变形产生的马氏体相变强化特殊的强化机理，使得合金可以获得1800MPa以上的抗拉强度，同时保留很好的韧性。这种钴基多相材料是当今最高牌号的航空航天紧固件使用的合金，是八十年代以来获得最广泛使用的钴基多相合金。但是，由于该系列合金特殊的强化机理(在冷变形过程中发生面心立方(FCC)晶体向密排六方晶体(HCP)转变的马氏体相变(ε片)来实现强韧化)，压力加工控制要求十分严格，往往需要严格控制合金的冷变形量，获得最佳含量ε片，才能保证合金满足紧固件生产需要的力学性能。因此材料的可加工性较差，强度进一步提高也受到限制。目前钴基MP合金系列最高的强度仅仅达到了2.0GPa。随着航空航天事业的快速发展，用于制造使用条件更为苛刻的紧固件材料亟待开发。
多相钴基MP系列合金主要依靠形变过程中生成马氏体片来实现强韧化，存在着很显著的“韧性-强度”之间的此消彼长(trade-off)的效应，因此，在保持一定的塑性同时强度提高的能力就受到限制。
因此，如何进一步提高用于紧固件产业的多相钴基合金的综合力学性能，成为行业内亟待解决的问题。
发明内容
鉴于此，本发明的目的在于提供一种2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金及其制备方法，以综合提高现有合金的强韧性。
本发明一方面提供了一种2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金，按照质量百分比计，包括如下组分：Co：42-45％、Ni：30-33％、Cr：18-21％、W：0.8-1.2％、Mo：1.8-2.2％、V：0.3-0.7％、C：0.15-0.3％。
优选，所述2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金，按照质量百分比计，包括如下组分：Co：44.36％、Ni：32.89％、Cr：19％、W：1％、Mo：2％、V：0.5％、C：0.25％。
本发明还提供了上述2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金的制备方法，包括如下步骤：
(1)按照上述的组分及其质量百分比配制合金并熔铸成铸锭；
(2)对所述铸锭依次进行均匀化处理、固溶处理、冷变形处理和时效热处理，得到2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金成品。
优选，步骤(2)中，所述均匀化处理的温度为1150-1200℃，时间为12-18h。
进一步优选，步骤(2)中，所述固溶处理的温度为1150-1200℃，时间为2-4h。
进一步优选，步骤(2)中，所述冷变形处理的变形量为80％。
进一步优选，步骤(2)中，所述时效热处理的温度为500-520℃，时间为2-4h。
进一步优选，步骤(2)中，所述均匀化处理的温度为1200℃，时间为12h，所述固溶处理的温度为1200℃，时间为2h，所述冷变形处理的变形量为80％，所述时效热处理的温度为500℃，时间为2h。
本发明提供的2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金，选取富钴的Co-Ni-Cr三主元合金通过添增加少量W、Mo、V等碳化物形成元素以及微量C进行微合金化，适当增加Co的含量，以促进冷变形过程中马氏体相变；W、Mo、V元素均为强碳化物形成元素，适量的添加可以生成纳米弥散分布的碳化物强化粒子，两者结合可实现复合强韧化。
本发明通过调控以Co-Ni-Cr三主元为基础的合金的成分，获得纳米HCP相以及纳米碳化物相双重强化的组织，使得合金在室温下获得了极好的力学性能。
利用本发明提供的方法制备出来的合金，在室温条件下，名义拉伸塑性达到8％以上，抗拉强度可达到2.30-2.40GPa；在液态氮温度条件下，抗拉强度可达到2.70-2.80GPa,具有一定的塑性。综合力学性能高于传统的多相钴基合金(MP35,MP159等)系列合金。可加工成多种形式的产品，在航空航天制造业紧固件等领域内有广泛的应用前景。
本发明提供的2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金，抗拉强度可达到2.30GPa以上并具备一定的塑性，制备工艺比较简单，可通过常规的铸造以及冷热机械加工工艺进行生产。产业化投资对于一般工厂可利用现有设备即可，投资低廉，产业化投资低。
具体实施方式
就综合提高金属合金的强韧性问题,本发明提出了“冷变形过程中马氏体强韧化”结合“纳米碳化物粒子”复合强韧化的概念，即通过调整合金的成分以及控制合金的制备工艺，通过制备出纳米尺度的马氏体相以及碳化物来实现综合强韧化。这种结构在形变过程中通过相强化结合沉淀强化可实现形变过程中的复合的强韧化效果，有望在传统多相钴基合金体系基础上实现性能的突破。
实施例1
配制成分为Co44.36Ni32.89Cr19W1Mo2V0.5C0.25(mass.％)合金，通过真空感应炉熔炼成18Kg铸锭，进行1200℃/12h的均匀化处理，加工成可进行冷变形加工的片材或棒材，再进行1200℃/2h的固溶处理。然后进行变形量为80％的冷变形(轧制，旋锻等工艺)制备出相应的片材以及棒材。经过500℃/2h的时效热处理，空冷，得合金成品。
在室温下以10-3s-1的拉伸速率对得到的合金成品进行拉伸，名义拉伸塑性达到8％以上，屈服强度可达到2.38GPa；在液态氮条件下，名义拉伸塑性达到10％以上，屈服强度可达到2.75GPa。
实施例2
配制成分为Co44.36Ni32.89Cr19W1Mo2V0.5C0.25(mass.％)合金，通过真空感应炉熔炼成18Kg铸锭，进行1150℃/12h的均匀化处理，加工成可进行冷变形加工的片材或棒材，再进行1150℃/2h的固溶处理。然后进行变形量为80％的冷变形(轧制，旋锻等工艺)制备出相应的片材以及棒材。经过500℃/3h的时效热处理，空冷，得合金成品。
在室温下以10-3s-1的拉伸速率对得到的合金成品进行拉伸，名义拉伸塑性达到8％以上，屈服强度可达到2.33GPa；在液态氮条件下，名义拉伸塑性达到10％以上，屈服强度可达到2.72GPa。。
实施例3
配制成分为Co44.36Ni32.89Cr19W1Mo2V0.5C0.25(mass.％)合金，通过真空感应炉熔炼成18Kg铸锭，进行1200℃/12h的均匀化处理，加工成可进行冷变形加工的片材或棒材，再进行1200℃/2h的固溶处理。然后进行变形量为80％的冷变形(轧制，旋锻等工艺)制备出相应的片材以及棒材。经过500℃/4h的时效热处理，空冷，得合金成品。
在室温下以10-3s-1的拉伸速率对得到的合金成品进行拉伸，名义拉伸塑性达到8％以上，屈服强度可达到2.30GPa；在液态氮条件下，名义拉伸塑性达到10％以上，屈服强度可达到2.70GPa。
实施例4
配制成分为Co44.36Ni32.89Cr19W1Mo2V0.5C0.25(mass.％)合金，通过真空感应炉熔炼成18Kg铸锭，进行1200℃/12h的均匀化处理，加工成可进行冷变形加工的片材或棒材，再进行1200℃/2h的固溶处理。然后进行变形量为80％的冷变形(轧制，旋锻等工艺)制备出相应的片材以及棒材。经过500℃/4h的时效热处理，空冷，得合金成品。
在室温下以10-3s-1的拉伸速率对得到的合金成品进行拉伸，名义拉伸塑性达到8％以上，屈服强度可达到2.29GPa；在液态氮条件下，名义拉伸塑性达到10％以上，屈服强度可达到2.68GPa。
实施例5
配制成分为Co43.71Ni32.89Cr19W1.2Mo2.2V0.7C0.3(mass.％)合金，通过真空感应炉熔炼成18Kg铸锭，进行1200℃/12h的均匀化处理，加工成可进行冷变形加工的片材或棒材，再进行1200℃/2h的固溶处理。然后进行变形量为80％的冷变形(轧制，旋锻等工艺)制备出相应的片材以及棒材。经过500℃/4h的时效热处理，空冷，得合金成品。
在室温下以10-3s-1的拉伸速率对得到的合金成品进行拉伸，名义拉伸塑性达到8％以上，屈服强度可达到2.31GPa；在液态氮条件下，名义拉伸塑性达到10％以上，屈服强度可达到2.73GPa。
实施例6
配制成分为Co44.06Ni32.89Cr20W0.8Mo1.8V0.3C0.15(mass.％)合金，通过真空感应炉熔炼成18Kg铸锭，进行1200℃/12h的均匀化处理，加工成可进行冷变形加工的片材或棒材，再进行1200℃/2h的固溶处理。然后进行变形量为80％的冷变形(轧制，旋锻等工艺)制备出相应的片材以及棒材。经过520℃/2h的时效热处理，空冷，得合金成品。
在室温下以10-3s-1的拉伸速率对得到的合金成品进行拉伸，名义拉伸塑性达到8％以上，屈服强度可达到2.34GPa；在液态氮条件下，名义拉伸塑性达到10％以上，屈服强度可达到2.72GPa。
实施例7
配制成分为Co42.36Ni32.89Cr21W1Mo2V0.5C0.25(mass.％)合金，通过真空感应炉熔炼成18Kg铸锭，进行1150℃/18h的均匀化处理，加工成可进行冷变形加工的片材或棒材，再进行1150℃/4h的固溶处理。然后进行变形量为80％的冷变形(轧制，旋锻等工艺)制备出相应的片材以及棒材。经过500℃/4h的时效热处理，空冷，得合金成品。
在室温下以10-3s-1的拉伸速率对得到的合金成品进行拉伸，名义拉伸塑性达到8％以上，屈服强度可达到2.31GPa；在液态氮条件下，名义拉伸塑性达到10％以上，屈服强度可达到2.71GPa。
实施例8
配制成分为Co43.36Ni33.89Cr19W1Mo2V0.5C0.25(mass.％)合金，通过真空感应炉熔炼成18Kg铸锭，进行1200℃/12h的均匀化处理，加工成可进行冷变形加工的片材或棒材，再进行1200℃/2h的固溶处理。然后进行变形量为80％的冷变形(轧制，旋锻等工艺)制备出相应的片材以及棒材。经过500℃/4h的时效热处理，空冷，得合金成品。
在室温下以10-3s-1的拉伸速率对得到的合金成品进行拉伸，名义拉伸塑性达到8％以上，屈服强度可达到2.34GPa；在液态氮条件下，名义拉伸塑性达到10％以上，屈服强度可达到2.74GPa。

Claims (8)

1.2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金，其特征在于，按照质量百分比计，包括如下组分：Co：42-45％、Ni：30-33％、Cr：18-21％、W：0.8-1.2％、Mo：1.8-2.2％、V：0.3-0.7％、C：0.15-0.3％。
2.按照权利要求1所述的2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金，其特征在于，按照质量百分比计，包括如下组分：Co：44.36％、Ni：32.89％、Cr：19％、W：1％、Mo：2％、V：0.5％、C：0.25％。
3.权利要求1或2所述的2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
(1)按照权利要求1或2所述的组分及其质量百分比配制合金并熔铸成铸锭；
(2)对所述铸锭依次进行均匀化处理、固溶处理、冷变形处理和时效热处理，得到2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金成品。
4.按照权利要求3所述的2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金的制备方法，其特征在于：步骤(2)中，所述均匀化处理的温度为1150-1200℃，时间为12-18h。
5.按照权利要求3所述的2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金的制备方法，其特征在于：步骤(2)中，所述固溶处理的温度为1150-1200℃，时间为2-4h。
6.按照权利要求3所述的2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金的制备方法，其特征在于：步骤(2)中，所述冷变形处理的变形量为80％。
7.按照权利要求3所述的2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金的制备方法，其特征在于：步骤(2)中，所述时效热处理的温度为500-520℃，时间为2-4h。
8.按照权利要求3所述的2.3GPa强度级别Co-Ni-Cr基合金的制备方法，其特征在于：步骤(2)中，所述均匀化处理的温度为1200℃，时间为12h，所述固溶处理的温度为1200℃，时间为2h，所述冷变形处理的变形量为80％，所述时效热处理的温度为500℃，时间为2h。
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