CN113512670B

CN113512670B - 可焊接的铸造高温合金及其应用

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Publication number: CN113512670B
Application number: CN202111071641.2A
Authority: CN
Inventors: 孟凡国; 王帧; 王凯; 朱小平; 李维
Original assignee: Hebei Gangyan Dekai Technology Co ltd; Hebei Gangyan Dekai Technology Co ltd Beijing Branch
Current assignee: Hebei Gangyan Dekai Technology Co ltd; Hebei Gangyan Dekai Technology Co ltd Beijing Branch
Priority date: 2021-09-14
Filing date: 2021-09-14
Publication date: 2021-12-07
Anticipated expiration: 2041-09-14
Also published as: CN113512670A

Abstract

本发明涉及高温合金材料技术领域，尤其是涉及一种可焊接的铸造高温合金及其应用。可焊接的铸造高温合金，以质量分数计包括：C 0.05%~0.08%、Cr 17%~20%、Mo 9%~11%、W 4%~5%、Ti 2.2%~2.8%、Al 1%~1.5%、Ce 0.01%~0.03%、Mg 0.01%~0.03%、Fe 0.01%~4%、Mn 0.01%~0.5%、Si 0.1%~0.6%、B≤0.02%、S≤0.01%、P≤0.015%，余量为Ni及不可避免的杂质。本发明的可焊接的铸造高温合金，能够平衡合金的高温性能、力学性能、铸造性能及焊接性能，满足弹用涡扇发动机的严苛要求，可用于制造发动机尾喷管等部件。

Description

可焊接的铸造高温合金及其应用

技术领域

本发明涉及高温合金材料技术领域，尤其是涉及一种可焊接的铸造高温合金及其应用。

背景技术

弹用涡扇发动机是导弹的动力装置，其中尾喷管是发动机的关键部件之一，尾喷管的工作状态直接影响发动机的启动等。尾喷管承受来自高温燃气的热负荷，以及承受较大的冲击负荷，工作环境恶劣。尾喷管与喷管段采用焊接的方式连接，并且尾喷管上还需要焊接多种金属元器件。

因而，对于制造尾喷管的材料，需要同时满足高温力学性能、铸造工艺性能、耐热腐蚀性能以及焊接性能等的多方面要求。而为了提高合金的高温性能和力学性能，国内外通常通过提高材料的合金化程度以提高强化相的回溶温度等。但这一方法往往造成合金偏析倾向增大、铸造工艺难度增加，焊接过程及焊后更易开裂，焊接性能明显降低，因此，需要寻找兼顾高温力学性能、铸造工艺性能和焊接性能等综合性能优良的材料，进而满足尾喷管对材料的多方面要求。

有鉴于此，特提出本发明。

发明内容

本发明的第一目的在于提供可焊接的铸造高温合金，以解决现有技术中存在的高温合金材料不能同时平衡高温性能、力学性能、铸造工艺性能以及焊接性能等的技术问题。

本发明的第二目的在于提供可焊接的铸造高温合金在制造尾喷管中的应用。

为了实现本发明的上述目的，特采用以下技术方案：

可焊接的铸造高温合金，以质量分数计包括：C 0.05%~0.08%、Cr 17%~20%、Mo 9%~11%、W 4%~5%、Ti 2.2%~2.8%、Al 1%~1.5%、Ce 0.01%~0.03%、Mg 0.01%~0.03%、Fe 0.01%~4%、Mn 0.01%~0.5%、Si 0.1%~0.6%、B≤0.02%、S≤0.01%、P≤0.015%，余量为Ni及不可避免的杂质。

在本发明的具体实施方式中，Ti与Al的含量比值为1.7~2.1，优选为1.7~2。

在本发明的具体实施方式中，B的含量为0.005%~0.015%，优选为0.01%~0.012%。

在本发明的具体实施方式中，Ce的含量为0.01%~0.02%，优选为0.01%~0.015%。

在本发明的具体实施方式中，Mg的含量为0.01%~0.02%，优选为0.01%~0.015%。

在本发明的具体实施方式中，所述可焊接的铸造高温合金，以质量分数计包括：C0.05%~0.08%、Cr 18%~19.5%、Mo 9.5%~10.5%、W 4%~4.5%、Ti 2.4%~2.6%、Al 1.2%~1.4%、Ce0.01%~0.015%、Mg 0.01%~0.015%、B 0.005%~0.015%、Fe 0.01%~4%、Mn 0.01%~0.5%、Si0.1%~0.6%、S≤0.01%、P≤0.015%，余量为Ni及不可避免的杂质。

在本发明的具体实施方式中，所述可焊接的铸造高温合金的固溶态组织中，大颗粒析出相占0.04%~0.06%，其中2μm~5μm的块状MC颗粒占0.02%~0.04%以及5μm~10μm的条块状μ相占0.001%~0.002%。

在本发明的具体实施方式中，所述可焊接的铸造高温合金的固溶加时效态组织中，γ’相尺寸0.05μm~0.06μm，占比15%~20%，碳化物尺寸1.2μm~2.5μm，占比0.5%~1.5%，μ相尺寸2.5μm~3.6μm，占比7%~10%。

在本发明的具体实施方式中，所述可焊接的铸造高温合金的固溶加时效处理后，室温拉伸性能满足：抗拉强度σ_b≥850MPa，屈服强度σ_0.2≥650MPa，延伸率δ₅≥9%，收缩率ψ≤14%；750℃高温拉伸性能满足：抗拉强度σ_b≥830MPa，屈服强度σ_0.2≥540MPa，延伸率δ₅≥4.5%，收缩率ψ≤8%。

在实际操作中，所述可焊接的铸造高温合金的固溶加时效处理条件包括：于1105℃~1135℃处理4h后，空冷，然后于880℃~920℃处理5h，空冷。

在本发明的具体实施方式中，所述可焊接的铸造高温合金在采用氩弧焊焊接后，焊接后试样的室温抗拉强度为未焊接试样的100%以上，焊接后试样的室温屈服强度为未焊接试样的95%以上。

在本发明的具体实施方式中，所述可焊接的铸造高温合金与K4648合金在采用电子束焊焊接后，焊接后试样的室温抗拉强度为未焊接的所述可焊接的铸造高温合金试样的90%以上。

本发明还提供了采用上述任意一种所述可焊接的铸造高温合金在制造尾喷管中的应用。

与现有技术相比，本发明的有益效果为：

（1）本发明的可焊接的铸造高温合金，通过对Ce、Mg等微量元素的调控，配合其余元素，平衡合金的高温性能、力学性能、铸造性能及焊接性能；

（2）本发明的可焊接的铸造高温合金能够满足弹用涡扇发动机的严苛要求，可用于制造发动机尾喷管等部件。

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为本发明实施例的1#合金热处理后的试棒的金相组织照片；

图2为本发明实施例的2#合金热处理后的试棒的金相组织照片；

图3为本发明比较例的8#合金热处理后的试棒的金相组织照片；

图4为本发明比较例的9#合金热处理后的试棒的金相组织照片；

图5为本发明比较例的10#合金热处理后的试棒的金相组织照片；

图6为本发明比较例的14#合金热处理后的试棒的金相组织照片；

图7为本发明氩弧焊焊接后试样的断口的金相组织照片；

图8为本发明氩弧焊焊接后试样界面的能谱扫描图；

图9为本发明电子束焊焊接后焊接部位的金相组织照片；

图10为本发明电子束焊焊接后焊缝附近的能谱扫描图；

图11为本发明电子束焊焊接后试样拉伸实验后的断口的金相组织照片。

具体实施方式

下面将结合附图和具体实施方式对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，但是本领域技术人员将会理解，下列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，仅用于说明本发明，而不应视为限制本发明的范围。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，都属于本发明保护的范围。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。

本发明通过调控Al、Ti、Mo、W、Cr等元素，配合Ce、Mg等微量元素，兼顾改善合金的强度和塑性，并能保证材料的高温性能和焊接性能等。

Ti、Al元素的加入可显著提高合金的强度性能，而Ti/Al比从1.7调整到2.1，合金的室温屈服强度和高温屈服强度均有提升，室温抗拉强度和塑性下降。高Ti/Al比对于良好的抗热腐蚀性能是必要的，当Ti/Al=2时，合金同时具有很好的热强性和耐腐蚀性，但Ti/Al比过高则容易形成η相（Ni₃Ti），使合金脆化，强度和塑性急剧下降。结合性能试验的结果来看，合金中的Ti/Al比维持在2以内，更有利于合金的综合性能。

B元素主要影响合金的晶界析出物的状态，降低晶界能量，有利于稳定γ＇相，抑制η相的生产，但如果添加的B量过多，则带来较高的疏松倾向，降低合金的铸造性能。通过调控B含量在上述范围内，能够兼顾铸造性能，室温强度以及高温强度，有利于合金的综合性能。

本发明通过协同添加并调控Mg元素和Ce元素的用量，使合金晶界析出的碳化物边角较圆钝，并且主要成岛链状分布，进而提高合金的性能。

在本发明的具体实施方式中，Fe的含量为0.01%~0.2%，优选为0.05%~0.15%，进一步为0.08%~0.12%。

在本发明的具体实施方式中，Mn的含量为0.01%~0.1%，优选为0.01%~0.02%，进一步为0.01%~0.015%。

在本发明的具体实施方式中，所述可焊接的铸造高温合金的固溶态组织中，大颗粒析出相占0.04%~0.06%，优选0.04%~0.05%，其中2μm~5μm的块状MC颗粒占0.02%~0.04%以及5μm~10μm的条块状μ相占0.001%~0.002%。

本发明的可焊接的铸造高温合金具有良好的焊接性能。

本发明的可焊接的铸造高温合金，具有良好的高温性能、力学性能、铸造性能及焊接性能，能够满足弹用涡扇发动机的严苛要求，可用于制造发动机尾喷管等部件。

实施例1~7

实施例1~7分别提供了可焊接的铸造高温合金1#~7#及其制备方法，具体的以表1中所列成分及其含量的原料制备可焊接的铸造高温合金。

表1 不同可焊接的铸造高温合金的成分比例（质量百分数%）

具体的制备方法包括如下步骤：

（1）按表1所列成分含量和高温合金的元素配比原则配制原料，采用真空感应熔炼工艺，获得铸锭；

（2）将铸锭在真空感应熔炼炉中重熔制备得到相应的可焊接的铸造高温合金试棒。

将制备得到的试棒分别进行热处理，热处理制度为1120℃×4h/空冷+900℃×5h/空冷。

比较例1~10

比较例1~10中的8#~17#合金分别参考实施例1的制备方法，区别在于：合金成分不同。比较例1~10的合金成分见表2。

表2 不同合金的成分比例（质量百分数%）

实验例1

对本发明实施例的1#、2#和比较例的8#、9#、10#和14#得到的热处理后的试棒的组织结构进行表征，对应金相组织照片分别如图1~图6所示。从图中可知，合金中添加Mg、Ce元素时，合金晶界析出的碳化物边角较圆钝，并且主要成岛链状分布，对合金的性能有一定的提高。

并且，本发明的实施例和比较例的部分合金的固溶态（1120℃×4h/空冷）的组织结构分别如下：实施例的2#中，大颗粒析出相占比0.043%，其中2μm~5μm的块状MC颗粒占0.02%~0.035%以及5μm~10μm的条块状μ相占0.001%~0.002%。比较例的9#中，大颗粒析出相占比0.058%，其中5.2μm~7.1μm的块状MC颗粒占0.038%~0.052%以及10.2μm~11.5μm的条块状μ相占0.0023%~0.0027%。

本发明的实施例和比较例的部分合金的固溶加时效态（1120℃×4h/空冷+900℃×5h/空冷）的组织结构分别如下：实施例的4#中，γ’相尺寸0.05μm~0.06μm，占比15%~20%，碳化物尺寸1.2μm~2.1μm，占比0.5%~1.1%，μ相尺寸2.5μm~3.6μm，占比7%~10%。比较例的13#中，γ’相尺寸0.068μm~0.083μm，占比21%~23%，碳化物尺寸2.2μm~3.1μm，占比1.2%~1.8%，μ相尺寸3.65μm~4.13μm，占比10.5%~11.2%。

对本发明实施例的1#、2#、5#~7#和比较例的8#~17#得到的热处理后的试棒的性能进行测试，测试结果见表3。

表3 不同合金的性能测试结果

从上述结果可知，本发明通过同时添加一定量的Mg、Ce微量元素，有利于合金屈服强度的提升，进一步地，同时添加一定量的Fe、Mn微量元素，有利于提高合金的抗拉强度和屈服强度。

实验例2

氩弧焊焊接性能

参照实施例1的1#合金成分配料，制成试片，采用氩弧焊焊接方法进行焊接，焊接条件参数为：焊接电流80A，焊接电压18V。取厚度为2mm的焊接后试样固溶处理后进行拉伸实验，同时取2mm厚的未焊接试片固溶处理后进行拉伸实验作为本体对比实验数据，测试结果见表4。

表4 氩弧焊焊接试片及未焊接本体室温拉伸性能

图7为上述氩弧焊焊接后试样的断口的金相组织图，从图中可以看出，合金焊缝部位组织均匀，焊缝与本体界面平整。图8为氩弧焊焊接后试样界面的能谱扫描图（沿图7中a所示方向），从图中可以看出，焊接界面附近元素分布较均匀，其中焊接部位的Mo元素相较本体稍少。

电子束焊焊接性能

参照实施例1的1#合金成分配料，制成板状试样，采用电子束焊焊接方法将1#合金板状试样与K4648合金板状试样进行焊接，加速电压为100kV，电子束电流200mA，电子束焦点直径约为0.5mm，将焊接后的试样固溶处理后进行加工获得厚2mm的板状拉伸试样进行拉伸实验，同时取未焊接的1#合金板状试样加工成2mm厚板状固溶处理后拉伸试样进行拉伸实验作为本体对比实验数据，测试结果见表5。

表5 电子束焊焊接试片及未焊接本体室温拉伸性能

图9为上述电子束焊焊接后1#合金与K4648合金之间进行焊接部位的金相组织图，从图中可以看出，在焊缝两边有明显的焊接区域，宽约1.5mm，焊缝部位的晶粒均匀，晶内的碳化物数量较少。焊缝附近合金的成分能谱分析如图10所示（沿图9中所示方向），从K4648母材端到1#合金母材端，可以明显看到Mo元素含量的升高和Cr元素含量的降低，过渡总体平滑，说明焊缝间没有严重的偏析现象。

图11为上述拉伸实验后的电子束焊焊接试片断口图，从图中可以看出，试片断裂前有一定的拉伸变形，对断口进行的能谱分析表明，断口处为K4648合金，而金相实验结果也表明断口位于K4648合金一端。

焊接试验结果表明，本发明的合金和K4648合金的电子束焊接性能良好，焊接接头系数达到了0.9。

实验例3

合金综合力学性能

参照实施例1的1#合金成分配料，制成试样，固溶时效处理后，测试在不同温度下合金的拉伸性能、持久性能、冲击性能，测试结果分别见表6~表8。

表6 不同温度合金的拉伸性能

表7 合金持久性能

表8 合金室温冲击性能

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

1.可焊接的铸造高温合金，其特征在于，以质量分数计包括：C 0.05%~0.08%、Cr 17%~20%、Mo 9%~11%、W 4%~5%、Ti 2.2%~2.8%、Al 1%~1.5%、Ce 0.01%~0.03%、Mg 0.01%~0.03%、Fe 0.01%~0.2%、Mn 0.01%~0.1%、Si 0.1%~0.6%、B≤0.02%、S≤0.01%、P≤0.015%，余量为Ni及不可避免的杂质；

所述可焊接的铸造高温合金的固溶态组织中，2μm~5μm的块状MC颗粒占0.02%~0.04%，5μm~10μm的条块状μ相占0.001%~0.002%；

所述可焊接的铸造高温合金的固溶加时效态组织中，γ’相尺寸0.05μm~0.06μm，占比15%~20%，碳化物尺寸1.2μm~2.5μm，占比0.5%~1.5%，μ相尺寸2.5μm~3.6μm，占比7%~10%；

所述可焊接的铸造高温合金的固溶加时效处理条件包括：于1105℃~1135℃处理4h后，空冷，然后于880℃~920℃处理5h，空冷。

2.根据权利要求1所述的可焊接的铸造高温合金，其特征在于，Ti与Al的含量比值为1.7~2.1。

3.根据权利要求1所述的可焊接的铸造高温合金，其特征在于，B的含量为0.005%~0.015%。

4.根据权利要求1所述的可焊接的铸造高温合金，其特征在于，Ce的含量为0.01%~0.02%；Mg的含量为0.01%~0.02%。

5.根据权利要求1所述的可焊接的铸造高温合金，其特征在于，Ce的含量为0.01%~0.015%；Mg的含量为0.01%~0.015%。

6.根据权利要求1所述的可焊接的铸造高温合金，其特征在于，以质量分数计包括：C0.05%~0.08%、Cr 18%~19.5%、Mo 9.5%~10.5%、W 4%~4.5%、Ti 2.4%~2.6%、Al 1.2%~1.4%、Ce0.01%~0.015%、Mg 0.01%~0.015%、B 0.005%~0.015%、Fe 0.01%~0.2%、Mn 0.01%~0.1%、Si0.1%~0.6%、S≤0.01%、P≤0.015%，余量为Ni及不可避免的杂质。

7.根据权利要求1所述的可焊接的铸造高温合金，其特征在于，所述可焊接的铸造高温合金的固溶加时效处理后，室温拉伸性能满足：抗拉强度σ_b≥850MPa，屈服强度σ_0.2≥650MPa，延伸率δ₅≥9%，收缩率ψ≤14%；750℃高温拉伸性能满足：抗拉强度σ_b≥830MPa，屈服强度σ_0.2≥540MPa，延伸率δ₅≥4.5%，收缩率ψ≤8%。

8.根据权利要求1所述的可焊接的铸造高温合金，其特征在于，所述可焊接的铸造高温合金在采用氩弧焊焊接后，焊接后试样的室温抗拉强度为未焊接试样的100%以上，焊接后试样的室温屈服强度为未焊接试样的95%以上；

所述可焊接的铸造高温合金与K4648合金在采用电子束焊焊接后，焊接后试样的室温抗拉强度为未焊接的所述可焊接的铸造高温合金试样的90%以上。

9.权利要求1-8任一项所述的可焊接的铸造高温合金在制造尾喷管中的应用。