CN115011844A - 一种含铼无钨低比重镍基单晶高温合金及其热处理工艺 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种含铼无钨低比重镍基单晶高温合金，按质量百分比含量计，该合金化学成分如下，Cr：4.0～6.0％；Co：10.0～16.0％；Mo：4.0～7.0％；Ta：0～4.0％；Re：1.0～4.0％；Al：5.5～6.8％；Ti：0～3.0％；其余为镍。本发明还公开了一种含铼无钨低比重镍基单晶高温合金的制备工艺。本发明合金经过单晶生长、固溶和时效热处理后，具有典型的镍基单晶高温合金组织结构，主要强化相γ′相形貌规则、尺寸均匀；本发明合金比重小；本发明合金800℃及以上的强度与典型的二代镍基单晶高温合金相当，800℃及以下的塑性显著优于典型的二代镍基单晶高温合金。

Description

一种含铼无钨低比重镍基单晶高温合金及其热处理工艺

技术领域

本发明属于镍基单晶高温合金技术领域，尤其是涉及一种含铼无钨低比重镍基单晶高温合金及其热处理工艺，该合金主要适用于制备航空发动机高温部件，如涡轮叶片等。

背景技术

为提高航空发动机的推重比，高压涡轮进口温度不断提升，对涡轮叶片承温能力的要求也越来越高。镍基单晶高温合金具有优异的耐高温和抗氧化等性能，被广泛应用于制备航空发动机涡轮叶片。自20世纪80年代以来，镍基单晶高温合金已发展至第六代，相应的每代合金使用温度都被提高约30℃。

为提高合金使用温度，难熔元素(往往也是重元素)的含量不断增多，导致合金的比重增加。合金比重的增加将直接提高涡轮叶片的离心应力，缩短涡轮叶片的使用寿命；同时航空发动机含有数量众多的涡轮叶片，单片叶片重量增加将降低发动机的推重比和能源利用率。因此，在保持镍基单晶高温合金承温能力的同时，降低合金的比重是十分必要的。

降低镍基单晶高温合金比重，需调整合金中重元素的含量。重元素中，Re和W元素对合金比重的影响最大，降低Re和W元素含量能有效降低合金的比重。但目前二代以上镍基单晶高温合金基本均添加Re和W元素，发展低比重合金的方向也一直是用密度比Re轻的Mo替代部分Re。近期研究表明镍基单晶高温合金基体相是高温服役时的主要形变相和薄弱相，强化基体相是发展高性能、低比重镍基单晶高温合金可能的方向。而Re和W均为固溶强化元素，能有效强化基体相。但是，由于元素在合金的两相分布差异，W元素需要添加更多的量才能达到与Re元素相同的强化效果。因此，本发明采用添加适量Re、不添加W的成分设计理念，发展了系列低比重镍基单晶高温合金，对当前航空航天领域意义重大，应用前景广阔。

发明内容

为了克服现有技术的不足，本发明提供一种降低合金比重的同时兼具高性能的含铼无钨低比重镍基单晶高温合金及其热处理工艺。

本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：一种含铼无钨低比重镍基单晶高温合金，按质量百分比含量计，该合金化学成分如下，Cr：4.0～6.0％；Co：10.0～16.0％；Mo：4.0～7.0％；Ta：0～4.0％；Re：1.0～4.0％；Al：5.5～6.8％；Ti：0～3.0％；其余为镍。

进一步的，该合金化学成分如下，Cr：4.0～6.0％；Co：12.0～16.0％；Mo：5.0～7.0％；Ta：0～3.0％；Re：2.0～3.5％；Al：5.5～6.6％；Ti：0.5～2.5％；其余为镍。

进一步的，合金的比重低于8.4g/cm³。

本发明还公开了一种含铼无钨低比重镍基单晶高温合金的制备工艺，包括如下步骤：

母合金熔炼：按所需合金成分称量合金原料，在高真空熔炼炉中熔炼制备母合金；

单晶合金制备：将母合金在单晶炉中重熔制备单晶合金。

本发明所述的含铼无钨低比重镍基单晶高温合金利用高纯(纯度≥99.95％)Cr、Co、Mo、Ta、Re、Al、Ti、Ni等原材料进行真空熔炼，并浇铸成化学成分符合要求的母合金，再进行单晶制备。单晶生长后，需经过如下热处理制度，得到具有典型两相组织的合金成品。

进一步的，热处理工艺包括如下步骤：

固溶热处理：在1250～1290℃保温1～4小时，第一次升温至1300～1310℃保温1～4小时，第二次升温至1315℃～1340℃保温3～6小时，随后空冷至室温；

一级时效热处理：在1000～1150℃保温2～6小时，随后空冷至室温；

二级时效热处理：在800～900℃保温20～30小时，随后空冷至室温。

其中，固溶热处理的作用是消除合金凝固产生的共晶并提高成分均匀性，同时将γ′相充分回溶于基体相，形成均匀的γ相。一级时效在较高温下进行，目的是调整γ′相的体积分数及尺寸。二级时效在较低温度进行，调整γ′相的形状。

本发明提供了一种含铼无钨低比重镍基单晶高温合金的成分范围及其热处理工艺，以达到降低合金比重的同时兼具高性能的目的。本发明参考镍基单晶高温合金常用元素对合金比重的影响，优化了Re、Mo、Ta等重元素的含量，去除了W元素。设计的标准热处理方法，使合金具有镍基单晶高温合金典型的两相结构。

本发明中的合金元素的作用及其成分范围的选择陈述如下：

Cr可以提升耐氧化能力，被认为是抗氧化性的关键元素。同时，Cr还降低固溶体堆垛层错能，使高温持久强度明显提高。但由于镍基单晶高温合金中含有大量难熔元素，Cr的加入量过高会产生TCP相，影响蠕变性能。因此，本合金Cr的质量百分比控制在4.0～6.0％。

Co的比重与Ni接近，被认为与Ru有着相似的增加合金稳定性的作用，且主要偏析于γ相。Co元素加入可显著降低合金基体相的堆垛层错能，增加位错交滑移的难度，提高γ相形变强化能力，降低合金的蠕变速率，增强蠕变性能，因而Co的含量较高，质量百分比控制在10.0～16.0％。

Mo是高温合金中常用的固溶强化元素，同时会促进Re、W、Cr偏析于γ相，促进Ta偏析于γ′相，可调节错配度。Mo的比重较Re和W小。可以在增加固溶强化作用的同时，降低合金比重。但过量的Mo会降低合金的耐腐蚀性，使合金高温时更容易形成TCP相，因此Mo的质量百分比控制在4.0～7.0％。

Ta是析出强化元素，进入γ′相占Al位，增加γ′相的APB形成能，有效阻挡位错，也可以降低基体的堆垛层错能。Ta在γ′相中与Ni和Al组成的L1₂结构具有更强的内聚能，会占据其他固溶强化元素在γ′相中的位置，从而提高其它元素的基体相偏析程度。但是Ta过高会增加共晶的含量，降低合金的初熔温度，增大合金热处理的难度。因此，本发明合金中的Ta的质量百分比控制在0～4.0％。

Re具有较大的原子尺寸和剪切模量，是非常有效的固溶强化元素。在镍基单晶合金中主要偏析于基体相中，因此合金中加入少量Re即可有效强化合金的基体相。然而Re属于重元素，大量的Re会增加合金的比重，同时容易出现TCP相。因此本发明合金中Re的质量百分比控制在1.0～4.0％。

Al是镍基单晶高温合金中γ′相(Ni₃Al)的组成元素，对合金中γ′相的体积分数有决定性作用。为确保合金既有典型的γ/γ′两相结构且γ′相体积分数大于60％，本发明合金中Al的质量百分比控制在5.5～6.8％。

Ti也是形成γ′相的重要元素，替代部分Al进入γ′相，增加γ′相的APB形成能。同时可以改善合金的抗热腐蚀性能，而且比重和成本较低，可作为Ta的替代元素。但是其抗氧化能力差，过量的添加对合金的铸造性能带来负面影响，并增加固溶热处理时共晶的消除难度。因此本发明合金中Ti的质量百分比控制在0～3.0％。

W是镍基单晶高温合金的固溶强化元素，可以降低γ相堆垛层错能，改善合金的高温性能。但是，W的比重较大，显著增大合金比重；同时，W的基体相偏析程度较低，大部分在γ′相中，达到一定强化效果往往添加量较高。因此，为达到减少合金比重，同时提高合金性能的目的，本发明去除W元素。

本发明的有益效果是，(1)本发明合金经过标准热处理后，具有典型的镍基单晶高温合金组织结构，主要强化相γ′相形貌规则、尺寸均匀；(2)本发明合金比重在8.4g/cm³以下，与相同Re含量的第二代镍基单晶高温合金CMSX-4(8.70g/cm³)和Rene′N5(8.63g/cm³)相比，明显更低；(3)本发明合金1000℃及以上的屈服强度与典型的二代镍基单晶高温合金相当，1000℃下的屈服强度高于500MPa，1050℃下的屈服强度在400MPa左右；(4)本发明合金室温下的抗拉强度均在900MPa以上，高于典型的二代镍基单晶高温合金CMSX-4；(5)本发明合金室温至800℃间的塑性显著优于典型的二代镍基单晶高温合金CMSX-4、Rene′N5和三代镍基单晶高温合金CMSX-10，室温下的延伸率高于30％，850℃下的延伸率高于20％。

附图说明

图1是本发明实施例1中合金的热分析曲线。

图2是本发明实施例2中合金的热分析曲线。

图3是本发明实施例3中合金的热分析曲线。

图4是本发明实施例4中合金的热分析曲线。

图5是本发明实施例1中合金经过标准热处理的显微组织图。

图6是本发明实施例2中合金经过标准热处理的显微组织图。

图7是本发明实施例3中合金经过标准热处理的显微组织图。

图8是本发明实施例4中合金经过标准热处理的显微组织图。

图9是本发明实施例1～4中合金和CMSX-4、Rene′N5、CMSX-10合金的屈服强度对比图。

图10是本发明实施例1～4中合金和CMSX-4、Rene′N5、CMSX-10合金的抗拉强度对比图。

图11是本发明实施例1～4中合金和CMSX-4、Rene′N5、CMSX-10合金的延伸率对比图。

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。

本发明实施例1～4合金成分具体见表1。各实施例采用高真空电弧熔炼得到母合金，使用高温度梯度单晶生长炉制备[001]取向的镍基单晶高温合金棒。

将所得镍基单晶高温合金棒各切下一块热分析试样，每块热分析试样的重量为10～20mg。

通过热分析设备(差示量热扫描仪)确定固溶处理温度窗口。从图1～图4的热分析曲线可以确定γ′相完全溶解时的温度以及合金的初熔温度，得到实施例1～4合金的固溶处理窗口。具体的，实施例1γ′完全回溶温度为1263.0℃，开始熔化温度为1359.7℃；实施例2γ′完全回溶温度为1242.0℃，开始熔化温度为1357.6℃；实施例3γ′完全回溶温度为1256.3℃，开始熔化温度为1350.6℃；实施例4γ′完全回溶温度为1247.9℃，开始熔化温度为1345.3℃。因此，确定实施例1～4合金固溶处理中最高的温度为1330℃。

镍基单晶高温合金棒的热处理工艺为：(1)1290℃保温2h，第一次升温至1305℃保温2h，第二次升温至1320或1330℃保温4h，随后空冷至室温；(2)1080℃保温4h，随后空冷至室温；(3)870℃保温20h，随后空冷至室温。

经过上述热处理后，实施例1～4的组织形貌分别如图5～8所示，主要强化相γ′相形貌规则、尺寸均匀。

采用阿基米德法测量合金的比重，测量结果如表2所示，实施例合金的比重均低于8.4g/cm³，与相同Re含量的二代镍基单晶高温合金CMSX-4(8.70g/cm³)和Rene′N5(8.63g/cm³)相比，明显更低。

将热处理后的单晶合金加工成拉伸试样，在24～1050℃，沿[001]方向、以10^-3的拉伸速率进行拉伸实验，计算出实施例1～4的屈服强度、抗拉强度和延伸率。实施例和对比例的屈服强度、抗拉强度和延伸率分别如图9～11所示。具体的，如图9所示，在800℃以上实施例1～4屈服强度与CMSX-4、Rene′N5、CMSX-10合金相当；如图10所示，在800℃以上实施例1～4抗拉强度与CMSX-4、Rene′N5、CMSX-10合金相当；如图11所示，在800℃以下实施例1～4延伸率显著高于CMSX-4、Rene′N5、CMSX-10合金。实施例在1000℃下的屈服强度高于500MPa，1050℃下的屈服强度在400MPa左右，与CMSX-4和Rene′N5合金相当；室温下的抗拉强度均在900MPa以上，高于CMSX-4合金；室温下的延伸率高于30％，850℃下的延伸率高于20％，塑性均优于二代镍基单晶高温合金CMSX-4、Rene′N5和三代镍基单晶高温合金CMSX-10合金。

表1本发明实施例和CMSX-4、Rene′N5、CMSX-10合金的化学成分组成列表(wt.％)

注：表中Ni含量一栏的“余”含义为“余量”。

表2实施例1～4和CMSX-4、Rene′N5、CMSX-10合金的比重

合金	比重(g/cm<sup>3</sup>)
		实施例1	8.37
实施例2	8.21
		实施例3	8.26
实施例4	8.12
		CMSX-4	8.70
Rene′N5	8.63
		CMSX-10	9.05

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)

1.一种含铼无钨低比重镍基单晶高温合金，其特征在于：按质量百分比含量计，该合金化学成分如下，

Cr：4.0～6.0％；

Co：10.0～16.0％；

Mo：4.0～7.0％；

Ta：0～4.0％；

Re：1.0～4.0％；

Al：5.5～6.8％；

Ti：0～3.0％；

其余为镍。

2.根据权利要求1所述的含铼无钨低比重镍基单晶高温合金，其特征在于：该合金化学成分如下，

Cr：4.0～6.0％；

Co：12.0～16.0％；

Mo：5.0～7.0％；

Ta：0～3.0％；

Re：2.0～3.5％；

Al：5.5～6.6％；

Ti：0.5～2.5％；

其余为镍。

3.根据权利要求1所述的含铼无钨低比重镍基单晶高温合金，其特征在于：合金的比重低于8.4g/cm³。

4.一种如权利要求1-3中任一项所述的含铼无钨低比重镍基单晶高温合金的制备工艺，其特征在于，包括如下步骤：

母合金熔炼：按所需合金成分称量合金原料，在高真空熔炼炉中熔炼制备母合金；

单晶合金制备：将母合金在单晶炉中重熔制备单晶合金。

5.根据权利要求4所述的含铼无钨低比重镍基单晶高温合金的热处理工艺，其特征在于，包括如下步骤：

固溶热处理：在1250～1290℃保温1～4小时，第一次升温至1300～1310℃保温1～4小时，第二次升温至1315℃～1340℃保温3～6小时，随后空冷至室温；

一级时效热处理：在1000～1150℃保温2～6小时，随后空冷至室温；

二级时效热处理：在800～900℃保温20～30小时，随后空冷至室温。

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