CN116219231A - 一种低密度镍基高温合金及其制备方法 - Google Patents

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CN116219231A CN202310019575.7A CN202310019575A CN116219231A CN 116219231 A CN116219231 A CN 116219231A CN 202310019575 A CN202310019575 A CN 202310019575A CN 116219231 A CN116219231 A CN 116219231A
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Abstract

本发明是关于一种低密度镍基高温合金及其制备方法，涉及镍基高温合金技术领域。主要采用的技术方案为：以重量百分比计，所述低密度镍基高温合金的化学成分如下：C 0.02‑0.17wt％，Cr 8.0‑10.5wt％，Co4.0‑5.6wt％，W 5.0‑8.5wt％，Mo 2.0‑4.5wt％，Al 5.0‑7.0wt％，Nb 1.5‑2.6wt％，Y 0.001‑0.06wt％，B 0.001‑0.045wt％，Hf 0.5‑2.0wt％，Mg 0‑0.003wt％，Ca0‑0.003wt％,Ni为余量。本发明提供的低密度镍基高温合金不仅具有低密度、低成本的特点，还具有较高的高温力学性能和韧性、良好组织稳定性，特别适用于作为航天、航空、舰船、石油化工等领域中高温部件的关键材料。

Description

一种低密度镍基高温合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种镍基高温合金技术领域，特别是涉及一种低密度镍基高温合金及其制备方法。
背景技术
镍基高温合金以其优异的力学性能和承温能力成为先进航空航天发动机高温结构件的首选材料。
随着对航空运输经济效益的日益提高，需要大幅提高航空航天发动机的燃油效率，促使高温合金构件的高温性能不断提高；但随之而来的是合金的密度逐渐提高，使发动机的总体重量增加，降低燃油效率。如果密度大的合金做成高温合金叶片，易导致叶片和涡轮盘产生裂纹而提前报废。因此，在保证强度的前提下，首先控制合金密度，降低叶片及涡轮盘所受的离心力作用并降低发动机的重量，来提升发动机的安全性和燃油经济性。
综上，亟需一种同时具有低密度、较高的高温力学性能和韧性的镍基高温合金。
发明内容
有鉴于此，本发明提供一种低密度镍基高温合金及其制备方法，主要目的在于提供及制备一种同时具有低密度、较高的高温力学性能和韧性的镍基高温合金。
为达到上述目的，本发明主要提供如下技术方案：
一方面，本发明的实施例提供一种低密度镍基高温合金，以重量百分比计，所述低密度镍基高温合金的化学成分如下：
C：0.02-0.17wt％，优选0.05-0.15wt％；
Cr：8.0-10.5wt％，优选8.5-9.6wt％；
Co：4.0-5.6wt％，优选4.5-5.5wt％；
W：5.0-8.5wt％，优选6.5-8.0wt％；
Mo：2.0-4.5wt％，优选2.5-3.5wt％；
Al：5.0-7.0wt％，优选5.6-6.3wt％；
Nb：1.5-2.6wt％，优选2-2.5wt％；
Y：0.001-0.06wt％，优选0.01-0.05wt％；
B：0.001-0.045wt％，优选0.01-0.034wt％；
Hf：0.5-2.0wt％，优选1.0-1.7wt％；
Mg:0-0.003wt％，优选0-0.001wt％；
Ca 0-0.003wt％，优选0-0.001wt％；
Ni为余量。
优选的，在所述低密度镍基高温合金中，强化相γ′相形成元素的含量满足如下条件：Al元素和Hf元素之和大于等于7.0wt％、小于等于8.0wt％。
优选的，在所述低密度镍基高温合金中，微量元素C、Y、B满足如下条件：C元素、Y元素及B元素的含量之和大于等于0.075wt％、小于等于0.14wt％。
优选的，在所述低密度镍基高温合金中，Mg元素满足如下条件：大于0、小于等于0.001wt％。
优选的，在所述低密度镍基高温合金中，Ca元素满足如下条件：大于0、小于等于0.001wt％。
优选的，所述低密度镍基高温合金的密度为8.0g/cm3-8.3g/cm3。
优选的，采用金相法测得所述低密度镍基高温合金的初熔温度为1200-1220℃。
优选的，Mg、Hf、C元素之间的作用，促进在低密度镍基高温合金中形成颗粒状的M23C6型碳化物；优选的，所述颗粒状的M23C6型碳化物的形成位置包括合金的枝晶间位置。
优选的，Mg、Ca、Y、Al元素之间的作用，促进在低密度镍基高温合金中形成含Y、Mg、Al元素的化合物。优选的，所述含Y、Mg、Al元素的化合物为(Al、Mg)2Y；优选的，所述含Y、Mg、Al元素的化合物的形成位置包括枝晶间共晶位置。
优选的，若所述低密度镍基高温合金为等轴高温合金时，所述低密度镍基高温合金的微观组织包括基体γ相、强化相γ′相、骨架状碳化物相和颗粒状碳化物相；其中，强化相γ′相的体积分数为50-60％，骨架状碳化物相的体积分数为0.001-1％，颗粒状碳化物相的体积分数为0-0.005％(优选为0.001-0.005％)，共晶的体积分数为0.01-0.5％，其余为γ相；优选的，在所述低密度镍基高温合金中，碳化物的尺寸为1-500μm，微孔尺寸为50-500μm，晶粒尺寸为0.5-20mm。在此，高温变形过程中骨架状碳化物和颗粒状的碳化物的对变形过程起到协调作用，可以降低由微孔和共晶的有害作用，提升合金的力学性能。
优选的，若所述低密度镍基高温合金为定向柱晶高温合金或单晶高温合金时，则所述低密度镍基高温合金的微观组织包括基体γ相、强化相γ′相、骨架状碳化物相和颗粒状碳化物相；其中，强化相γ′相的体积分数为50-60％，骨架状碳化物相的体积分数为0.001-1％，颗粒状碳化物相的体积分数为0-0.005％(优选为0.001-0.5％)，共晶的体积分数为0.01-0.6％，其余为γ相；优选的，在所述低密度镍基高温合金中，碳化物的尺寸为1-600μm，微孔尺寸为10-100μm。在此，相对于等轴晶，对于定向柱晶或单晶，由于凝固速率变缓，共晶含量有所增加，但是提升了合金的补缩能力，所以微孔尺寸有所降低，使得合金的力学性能提升。
优选的，所述低密度镍基高温合金在1020℃/137MPa条件下的持久强度寿命大于80h；所述低密度镍基高温合金在760℃/500MPa条件下的持久强度寿命大于等于45h；所述低密度镍基高温合金在980℃/216MPa条件下的持久强度寿命大于等于25h；所述低密度镍基高温合金在1000℃/135MPa条件下的持久强度寿命大于等于60h。
优选的，所述低密度镍基高温合金为定向柱晶高温合金或单晶高温合金，所述制备方法包括如下步骤：
熔炼步骤：对合金原料进行真空感应熔炼后，浇铸成母合金锭，然后对母合金锭进行打磨，以去除氧化皮。
定向凝固步骤：采用定向凝固工艺将打磨后的母合金锭制备成定向柱晶高温合金件或单晶高温合金件；
热处理步骤：对所述定向柱晶高温合金件或单晶高温合金件进行热处理，得到低密度镍基高温合金；
优选的，在所述定向凝固步骤中，浇注温度比所述低密度镍基高温合金的初熔温度高320-360℃；优选的，模壳温度与所述浇注温度一致；或模壳温度比浇注温度高20-30℃；
优选的，在所述熔炼步骤中，先进行高温精炼、再进行低温精炼；其中，在低温精炼阶段向熔体中添加Ca元素；低温精炼后，将熔体进行自然冷却降温，当合金熔体表面出现结膜时，在真空炉内充入高纯氩气，待充入氩气的量达到3-5Pa时添加Mg元素，然后将熔体提温至1550±20℃进行浇铸，得到母合金锭；进一步优选的，所述高温精炼的温度为1550±20℃；所述低温精炼的温度在合金液相线以上100±30℃。
优选的，所述低密度镍基高温合金为等轴高温合金，所述制备方法包括如下步骤：
熔炼步骤：对合金原料进行真空感应熔炼后，浇铸成母合金锭，然后对母合金锭进行打磨，以去除氧化皮；
等轴定向凝固步骤：对打磨后的母合金锭进行等轴凝固处理，得到等轴高温合金件；
热处理步骤：对所述等轴高温合金件进行热处理，得到低密度镍基高温合金；
优选的，所述熔炼步骤中的精炼温度为1550-1600℃，以让Mg元素挥发；
优选的，在等轴凝固处理的步骤中：浇注温度比所述低密度镍基高温合金的初熔温度高150-200℃，模壳温度比浇注温度低350-480℃；
优选的，在所述熔炼步骤中，先进行高温精炼、再进行低温精炼；其中，在低温精炼阶段向熔体中添加Ca元素；低温精炼后，将熔体进行自然冷却降温，当合金熔体表面出现结膜时，在真空炉内充入高纯氩气，待充入氩气的量达到3-5Pa时添加Mg元素，然后将熔体提温至1550±20℃进行浇铸，得到母合金锭；进一步优选的，所述高温精炼的温度为1550±20℃；所述低温精炼的温度在合金液相线以上100±30℃。
优选的，所述热处理的步骤，包括：
固溶均匀化处理：将高温合金件在1200-1220℃的温度下保温3.8-4.2h，在空气或惰性气体(优选氩气)中冷却后，得到固溶均匀化处理后的高温合金；其中，所述高温合金件为定向柱晶高温合金件、单晶高温合金件、等轴晶高温合金件中的任一种；优选的，将高温合金件放入热处理炉中，以8±2℃/min的升温速率升温至1200-1220℃，以防止升温过快导致合金件变形或开裂；
一次时效处理：将所述固溶均匀化处理后的高温合金在1090-1110℃的温度下保温3.8-4.2h，在空气或惰性气体(优选氩气)中冷却后，得到一次时效处理后的高温合金；优选的，使所述固溶均匀化处理后的高温合金以15±2℃/min的升温速率升温至1090-1110℃，以防止合金件变形；
二次时效处理：将所述一次时效处理后的高温合金在860-880℃的温度下保温23.8-24.2h，在空气或惰性气体(优选氩气)中冷却后，得到低密度镍基高温合金；优选的，使所述一次时效处理后高温合金以20±2℃/min的升温速率升高至860-880℃，以防止合金件变形。
与现有技术相比，本发明的一种低密度镍基高温合金及其制备方法至少具有下列有益效果：
一方面，本发明实施例提供一种低密度镍基高温合金，其中，低密度镍基高温合金的化学成分如下：C 0.02-0.17wt％(优选0.05-0.15wt％)，Cr8.0-10.5wt％(优选8.5-9.6wt％)，Co 4.0-5.6wt％(优选4.5-5.5wt％)，W5.0-8.5wt％(优选6.5-8.0wt％)，Mo2.0-4.5wt％(优选2.5-3.5wt％)，Al5.0-7.0wt％(优选5.6-6.3wt％)，Nb 1.5-2.6wt％(优选2-2.5wt％)，Y0.001-0.06wt％(优选0.01-0.05w％)，B 0.001-0.045wt％(优选0.01-0.034wt％)，Hf 0.5-2.0wt％(优选1.0-1.7wt％)，Mg 0-0.003wt％,(优选0-0.001wt％)，Ca 0-0.003wt％(优选0-0.001wt％)；Ni为余量。较佳地，Al元素和Hf元素之和大于等于7.0wt％、小于等于8.0wt％；较佳地，C元素、Y元素及B元素的含量之和大于等于0.075wt％、小于等于0.14wt％。在此，通过上述化学成分的设计(元素含量及元素之间的协同作用)，使得该镍基高温合金不仅具有低密度、低成本的特点，还具有较高的高温力学性能和韧性、良好组织稳定性，特别适用于航天、航空、舰船、石油化工等领域高温部件制备。另外，需要说明的是：Mg的添加对于高温合金强度有非常好的作用，其能起到如下作用：(1)利用熔炼过程中，Mg与C元素的挥发，有利于深度脱氧等杂质元素；(2)Mg和Hf具有协同作用：由于合金中添加了一定量的Hf元素，Hf元素的添加会增加合金中的共晶含量，不利于性能的提升，而残留在合金中的镁元素，易于偏析于合金共晶/基体的界面，提升变形过程中共晶/基体界面的变形协调能力，缓解应力集中。(3)本申请合金中的含碳量较高，凝固过程中，C易于偏析与枝晶间或晶界处，合金中Mg与C交互作用可以降低Nb、Hf、C元素在晶界处的偏析，从而有利于细化碳化物的形貌，促进大块MC型碳化物的分解。此外，除了Mg元素外，还添加了Ca和Y元素。首先，添加Ca元素能脱除合金中的氧元素，通过Mg和Y元素的添加，不仅可获得较高的收得率，还促进了一种富含Y、Mg、Al元素的化合物，通过电子显微镜的成分分析，该化合物富含Y、Mg、Al元素，并且其尺寸仅有1微米左右，且成球形。这是因为凝固过程中，Y、Mg等元素容易富集到合金中的液相，在凝固后期，形成了该化合物。该化合物的形成消耗合金液相中的Al元素，从而降低合金中共晶的体积分数，从而有利于提升合金的性能，使合金1040℃/137MPa的持久寿命由11h提升到82h。另外，添加Ca后，Ca与氧结合，形成氧化钙，氧化钙能作为含Y、Mg、Al元素化合物的形核质点，促使该化合物优先在氧化钙附近形成；Ca的添加不仅起到净化合金的作用，促进化合物的形成还有利于提升性能。
另一方面，本发明实施例提供一种上述低密度镍基高温合金的制备方法，具体是采用定向凝固工艺将母合金锭制备成定向柱晶高温合金件或单晶高温合金件；然后，对定向柱晶高温合金件或单晶高温合金件进行热处理，得到低密度镍基高温合金。较佳地，在定向凝固步骤中，浇注温度比低密度镍基高温合金的初熔温度高320-360℃；较佳地，热处理步骤包括：(1)固溶均匀化处理(在1200-1220℃的温度下保温3.8-4.2h，随后进行空冷或氩气冷却至室温)，(2)一次时效处理(在1090-1110℃的温度下保温3.8-4.2h，随后进行空冷或氩气冷却至室温，(3)一次时效处理(在860-880℃的温度下保温23.8-24.2h，随后进行空冷或氩气冷却至室温)。在此，根据合金的化学成分，相应的设计上述步骤，能避免出现断晶缺陷，提高合金力学性能。例如，由于合金中含有一定量的Hf元素和C元素，合金的浇注温度不能过高，过高温度的浇注会导致陶瓷型壳与合金发生界面反应，不仅会导致合金中关键元素Hf和C的降低，可能使得定向凝固过程中的枝晶组织不能连续生长出，出现断晶等缺陷，降低合金的力学性能。另外，本发明的上述热处理的制度，一方面使得合金中γ′强化相的尺寸体积分析变为最优，最重要的是，通过该热处理工艺能够促进含Hf碳化物的分解，使其在基体中析出M23C6型的碳化物，该碳化物与基体晶格常数接近，并在晶界或相界等处析出，阻碍晶界或相界面上位错的运动，可提高合金的力学性能。
综上，本发明实施例提供的低密度镍基高温合金的密度为8.0-8.3g/cm3、具有较高的初熔温度(1200-1220℃)、具有高的持久强度极限和蠕变极限、具有非常好的高温和中温持久性能、具有好的拉伸性能和持久塑性、具有良好的工艺性能、以及采用该合金制备定向凝固柱晶构件不容易形成热裂，且生产效率高。
另外，本发明实施例提供的上述成分设计的低密度镍基高温合金，其具有一个独特的特点是适用性广，具体地，其既可以加工成定向柱晶，也可以加工成单晶，还可以加工成等轴晶，且力学性能都优异。在此需要说明的是：实现一个成分，多种用途，与合金的成分密切相关。柱晶、单晶、等轴晶这三中合金的对凝固过程中组织的形成非常关键。首先，等轴晶凝固过程中有非常多的晶界，本发明通过添加C、B等元素在晶界处形成碳化物提升晶界的强度。其次，定向凝固复杂结构的高温合金部件时，该合金的抗热裂纹的形成能力是其能否获得应用的关键因素之一，因为较高的抗热裂纹的形成能力，可以使得铸件获得更高的合格率，降低制备成本，本发明中添加了Hf元素，从而促进凝固过程中的液膜形成，降低热裂纹的形成倾向性。最后，对于单晶，其初熔温度是非常关键的因素，通常加入Hf元素可显著降低合金初熔温度。而本发明采用Mg、Y等元素的添加，通过Al与Hf等元素的交互作用，显著降低了合金中共晶的含量，提升了合金的初熔温度，使得该合金的初熔温度高达1200-1220℃。
上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，并可依照说明书的内容予以实施，以下以本发明的较佳实施例并配合附图详细说明如后。
附图说明
图1是本发明实施例3制备的合金与现有DZ417G合金的Larson-Miller曲线；
图2是实施例1的定向柱晶高温合金的典型组织图；其中，图2中的(a)图组织图；(b)图是微观组织图(放大倍数高)；
图3是实施例3的热处理后的合金微观组织形貌；
图4是本发明实施例制备的合金的典型组织图；其中，a图是实施例5制备出的等轴晶高温合金的典型组织图；b图是实施例2制备出的定向柱晶高温合金的典型组织图；c图是实施例4制备出的单晶高温合金的典型组织图；
图5是等轴晶高温合金的铸态微观组织图；其中，图5中的(a)图是对比例1制备的等轴晶高温合金的显示碳化物的微观组织图(未添加镁元素)、(b)图是实施例5制备的等轴晶高温合金的显示碳化物的微观组织图(添加镁元素)、(c)图是对比例1制备的等轴晶高温合金的显示内部微孔的微观组织图(未添加镁元素)、(d)图是实施例5制备的等轴晶高温合金的显示内部微孔的微观组织图(添加镁元素)。
图6是实施例5制备的等轴晶高温合金的热处理态的微观组织图；
图7是实施例5制备的等轴高温合金的电子图片；
图8是等轴晶高温合金的显示共晶的铸态微观组织图；其中，图8中的(a)图是对比例1制备的等轴晶高温合金的显示共晶的微观组织图(未添加镁元素)、(b)图是实施例5制备的等轴晶高温合金的显示共晶的微观组织图(添加镁元素和Y元素)。
具体实施方式
为更进一步阐述本发明为达成预定发明目的所采取的技术手段及功效，以下结合附图及较佳实施例，对依据本发明申请的具体实施方式、结构、特征及其功效，详细说明如后。在下述说明中，不同的“一实施例”或“实施例”指的不一定是同一实施例。此外，一或多个实施例中的特定特征、结构、或特点可由任何合适形式组合。
一方面，本发明实施例提供一种低密度镍基高温合金，以重量百分比计，所述低密度镍基高温合金的化学成分如下：C 0.02-0.17wt％(优选0.05-0.15wt％)，Cr 8.0-10.5wt％(优选8.5-9.6wt％)，Co 4.0-5.6wt％(优选4.5-5.5wt％)，W 5.0-8.5wt％(优选6.5-8.0wt％)，Mo 2.0-4.5wt％(优选2.5-3.5wt％)，Al 5.0-7.0wt％(优选5.6-6.3wt％)，Nb 1.5-2.6wt％(优选2-2.5wt％)，Y 0.001-0.06wt％(优选0.01-0.05w％)，B 0.001-0.045wt％(优选0.01-0.034wt％)，Hf 0.5-2.0wt％(优选1.0-1.7wt％)，Mg 0-0.003wt％,(优选0-0.001wt％)，Ca 0-0.003wt％(优选0-0.001wt％)；Ni为余量。较佳地，在所述低密度镍基高温合金中：Al元素和Hf元素之和大于等于7.0wt％、小于等于8.0wt％。C元素、Y元素及B元素的含量之和大于等于0.075wt％、小于等于0.14wt％。
较佳地，所述低密度镍基高温合金的密度为8.0g/cm3-8.3g/cm3(在此，低密度主要指的是：Al元素含量较多，使得合金密度小，另外，难熔元素W、Mo、Nb含量不能太多，太多了合金密度就大了)。采用金相法测得所述低密度镍基高温合金的初熔温度为1200-1220℃。较佳地，所述低密度镍基高温合金由基体γ相、强化相γ′相和碳化物相组成，其中，强化相γ′相的体积分数为50-55％，碳化物相的体积分数为0.001-1％，其余为γ相。较佳地，所述低密度镍基高温合金在1020℃/137MPa条件下的持久强度寿命大于80h。
关于上述低密度镍基高温合金，需要说明的是，其成分设计原理如下：
(1)Cr元素在镍基高温合金的作用是增加抗氧化、腐蚀和固溶强化能力。当合金中含有较多W、Mo、Nb、Ta等强化元素时，过高的Cr会降低合金的组织稳定性，引起拓扑密排相(TCP)的析出。而本发明合金中仅含有少量的Mo元素，可通过提高Cr的含量来提高性能，在此将合金中Cr元素的含量控制为8.5-10.0wt％
(2)Mo元素也起到固溶强化的作用，并能够增加γ/γ′错配度，使γ/γ′两相界面的位错网更密集，从而提高合金性能。但过量的Mo元素也会导致有害相的析出，在此，本发明合金中Mo元素的含量为2.5-3.5wt％，在提高合金性能的同时，但不会导致有害相析出。
(3)Co元素的主要作用包括固溶强化、增加γ′相的体积分数、改善合金的塑性及热加工性能，并提高组织稳定性。同时，Co又可降低基体的层错能，提高合金的持久强度和蠕变抗力，本发明合金中Co元素的含量控制为4.5-5.5wt％，以使其能充分发挥上述性能。
(4)Al和Hf都是γ′相形成元素，决定合金中强化相的数量及强化效果，通过加入较大量的铝和钛元素(7.0wt％≤Al+Hf≤8.0wt％)形成高体积分数的相来提高其强度；同时Hf元素的添加可以有效提高合金的晶界的强度，并且在保证合金具有较高初熔温度的前提下，能够降低合金定向凝固过程中的热裂纹形成倾向性，使其具有较高的工艺性能。
(5)定向凝固高温合金中含有大量的晶界，本发明合金中添加了C、B和Y等元素来强化晶界和枝晶间区域，另一方面与Cr形成碳化物来强化合金，该合金中晶界强化元素的含量为0.075wt％≤C+Y+B≤0.14wt％。
(6)本发明合金中，通过加入上述含量范围的W元素和Hf元素，不仅协同提升合金的力学性能，并且加入上述设定成分的Hf元素还可以提高合金抗热裂倾向性，使得合金特别适合于薄壁构件的制备。常规情况下，对于镍基高温合金，为了获得更高的强度，会提高铝的含量。不同于常规技术，本发明Al元素的含量不高，而通过加入Hf元素，协同提高强化相(γ′相)含量，来提高合金的力学性能。本发明合金中的难熔元素的含量少。
(7)关于本发明上述化学成分的低密度镍基高温合金，需要强调的是，其具有一个独特的特点是：其既可以加工成定向柱晶，也可以加工成单晶，还可以加工成等轴晶，且力学性能都优异。而常规技术，适用于定向柱晶的合金成分，不适用于加工成单晶、等轴晶，否则会出现裂纹以及力学性能差等问题(适用于单晶的合金成分，不适用于加工成柱晶、等轴晶，否则会出现裂纹以及力学性能差等问题；以及适用于等轴晶的合金成分，不适用于加工成柱晶、单晶，否则会出现裂纹以及力学性能差等问题)。
在此从原理解释一下，本发明上述化学成分的低密度镍基高温合金为什么适用性广(既可以加工成定向柱晶，也可以加工成单晶，还可以加工成等轴晶)：(1)本发明上述化学成分的低密度镍基高温合金中的难熔元素的含量比较少，在定向凝固过程中，不会造成大量成分偏析，更适合于尺寸大的构件；(2)因为合金中含有上述含量的C和Hf，可以提高合金的力学性能，降低凝固过程中形成缺陷的概率(由此可见，本发明适合等轴晶的制备)；(3)一般单晶高温设计中，碳含量控制低；而本发明上述化学成分的低密度镍基高温合金中，有较高成分的碳含量，由于难熔元素含量比较低，通过C形成难熔碳化物，进一步提升合金的力学性能(由此可见，适合单晶的制备)。
(8)Mg的添加对于高温合金强度有非常好的作用，其能起到如下作用：(1)利用熔炼过程中，Mg与C元素的挥发，有利于深度脱氧等杂质元素；(2)Mg和Hf具有协同作用：由于合金中添加了一定量的Hf元素，Hf元素的添加会增加合金中的共晶含量，不利于性能的提升，而残留在合金中的镁元素，易于偏析于合金共晶/基体的界面，提升变形过程中共晶/基体界面的变形协调能力，缓解应力集中。(3)本申请合金中的含碳量较高，凝固过程中，C易于偏析与枝晶间或晶界处，合金中Mg与C交互作用可以降低Nb、Hf、C元素在晶界处的偏析，从而有利于细化碳化物的形貌，促进大块MC型碳化物的分解。
进一步，关于上述合金元素的协同作用，进一步说明如下：
(1)本发明的合金中，参见图5所示，添加的Mg元素与Hf、C的协同作用，不仅改变了碳化物的形貌，并且还提升了合金的流动性，降低了合金的显微疏松。这是因为Mg元素与Hf、C等元素的共同作用，改变的MC型碳化物的形貌，使其由骨架状转变为颗粒状，这个改变的有益效果是提高了合金的流动性，使得合金在凝固过程中的流动性增加，所以可以降低合金中显微缩松，提高合金的致密性。此外，参见图6所示，Mg元素的加入与Hf等元素的作用使得在MC碳化物附近和共晶周边形成了颗粒状的M23C6型碳化物(参见图6中的箭头所示；另外，所述颗粒状的M23C6型碳化物的形成位置主要包括合金的枝晶间位置，优选还包括晶界、小角度晶界、亚晶界位置)，M23C6型碳化物可以起到协调变形的作用，提高合金的性能，使其高温持久性能980℃/216MPa条件下的持久性能由28.98h提升到51.48h。
(2)本发明的合金中，除了Mg元素外，还添加了Ca和Y元素。首先，添加Ca元素能脱除合金中的氧元素，然后通过Mg和Y元素的添加，不仅可获得较高的收得率，还促进了一种富含Y、Mg、Al元素的化合物，如图7所示。通过电子显微镜的成分分析，该化合物富含Y、Mg、Al元素，并且其尺寸仅有1微米左右，且成球形。这是因为凝固过程中，Y、Mg等元素容易富集到合金中的液相，在凝固后期，形成了该化合物。该化合物的形成消耗合金液相中的Al元素，从而降低合金中共晶的体积分数(参见图8所示)，从而有利于提升合金的性能，使合金1040℃/137MPa的持久寿命由11h提升到82h。所述含Y、Mg、Al元素的化合物为(Al、Mg)2Y；优选的，所述含Y、Mg、Al元素的化合物的形成位置包括枝晶间共晶位置。
另一方面，本发明实施例提供一种低密度镍基高温合金的制备方法，该低密度镍基高温合金为定向柱晶高温合金或单晶高温合金，其包括如下步骤：
熔炼步骤：将所述合金成分进行常规的配料和真空感应熔炼后，浇铸成母合金锭，然后对母合金锭进行打磨，以去除氧化皮。
定向凝固步骤：采用定向凝固工艺将母合金锭制备成定向柱晶高温合金件或单晶高温合金件(叶片坯或棒坯)；其中，在所述定向凝固步骤中，浇注温度比所述低密度镍基高温合金的初熔温度高320-360℃；其中，模壳温度与所述浇注温度一致或模壳温度比浇注温度高20-30℃。
热处理步骤：对所述定向柱晶高温合金件或单晶高温合金件进行热处理，得到低密度镍基高温合金。
再一方面，本发明实施例提供一种低密度镍基高温合金的制备方法，该低密度镍基高温合金为等轴高温合金，所述制备方法包括如下步骤：
熔炼步骤：对合金原料进行真空感应熔炼后，浇铸成母合金锭，然后对母合金锭进行打磨，以去除氧化皮；
等轴定向凝固步骤：对打磨后的母合金锭进行等轴凝固处理，得到等轴高温合金件；
热处理步骤：对所述等轴高温合金件进行热处理，得到低密度镍基高温合金；
优选的，在精等轴凝固处理的步骤中：浇注温度比所述低密度镍基高温合金的初熔温度高150-200℃，模壳温度比浇注温度低350-480℃。
较佳地，在上述制备方法中，所述热处理的步骤，包括：
固溶均匀化处理：将所述定向柱晶高温合金在1200-1220℃的温度下保温3.8-4.2h，冷却后，得到固溶均匀化处理后的定向柱晶高温合金；
一次时效处理：将所述固溶均匀化处理后的定向柱晶高温合金在1090-1110℃的温度下保温3.8-4.2h，冷却后，得到一次时效处理后的定向柱晶高温合金；
二次时效处理：将所述一次时效处理后的定向柱晶高温合金在860-880℃的温度下保温23.8-24.2h，冷却后，得到低密度镍基高温合金。
另外，在上述制备方法中，为了使Mg元素能够发挥较好的作用，由于Mg的活性非常高，在合金冶炼过程中收得率非常的低，因此本发明中还添加了一定量的Ca元素。本发明中优化了在合金其中Ca和Mg元素的添加方法，首先进行高温精炼，在1550±20℃范围内进行高温精炼，在合金液相线100℃进行低温精炼，低温精炼时加入Ca元素，使合金中的氧元素与Ca优先结合，使合金中的氧含量降至10ppm以下。随后，将熔体进行自然冷却降温，当合金熔体表面出现结膜时，在真空炉内充入高纯氩气，充入氩气的量为3-5Pa时添加Mg元素，然后提温至1550±20℃进行浇注，采用该方法，不仅可以使合金中的Mg元素均匀分布在合金中，还能显著提升Mg元素的收得率，通过本发明的方法，可使Mg元素的收得率提升到80％以上，可以很好的促进Mg与C和Hf等元素的作用，使得合金成分与性能得到稳定的控制。
另外，需要进一步强调的是：本发明主要是通过微量元素的交互作用来提改变合金的微观组织和提升合金力学性能，本发明中通过Mg和Hf等元素的交互作用，促进了M23C6型碳化物的析出。需要说明的是：现有技术认为“铪的重要作用之一就是抑制M23C6或M6C碳化物沿晶界大量析出，能与MC分解而放出的碳形成二次稳定的细小、分散、不规则的MC(主要是HfC颗粒)。但是不同于现有技术，本发明通过合金成分设计和热处理工艺的相结合(热处理时间短)，使合金中析出了M23C6型碳化物，这种碳化物的析出提高了合金的力学性能。
本发明制备方法中的固溶均匀化处理：将高温合金件在1200-1220℃的温度下保温3.8-4.2h，空冷或氩气冷却后；一次时效处理：将所述固溶均匀化处理后的高温合金在1090-1110℃的温度下保温3.8-4.2h，空冷或氩气冷却后；二次时效处理：将所述一次时效处理后的在860-880℃的温度下保温23.8-24.2h，空冷或氩气冷却后，得到低密度镍基高温合金。在该固溶均匀化处理中，保温时间和保温的温度范围更窄，这是因为本发明中添加了富含Y、Mg、Al、Ca、Hf等元素，这些元素可促进Y、Mg、Al元素的化合物和M23C6型碳化物的形成，但是这些化合物的最佳析出温度受热处理条件的控制，通过大量的研究，发现在本发明的制备条件下，合金可以获得更多的析出相，使合金获得更好的力学性能。
下面通过具体实验实施例进一步说明如下：
实施例1
实施例1制备一种低密度镍基高温合金。
本实施例的低密度镍基高温合金的化学成分如表1所示。
表1(wt％)
C Cr Co W Mo Al Nb Y B Hf Mg Ni
0.03 8.5 4.5 5.5 2.5 5.5 1.8 0.005 0.001 0.5 0.001 余量
具体制备步骤如下：
真空感应炉熔炼：按表1所述的合金成分进行常规的配料和真空感应熔炼后，浇铸成尺寸为80×500mm的母合金锭，然后对母合金锭进行打磨，以去除氧化皮，切成合适的块料(母合金锭块料)。其中，在该步骤中，先进行高温精炼(1550℃)、再进行低温精炼(在合金液相线以上100℃)；低温精炼后，将熔体进行自然冷却降温，当合金熔体表面出现结膜时，在真空炉内充入高纯氩气，待充入氩气的量达到3-5Pa时添加Mg元素，然后将熔体提温至1550℃进行浇铸，得到母合金锭。
定向凝固步骤：对母合金锭(块料)进行定向凝固处理，具体如下：采用定向凝固炉进行定向凝固处理；其中，定向凝固炉的温度梯度约为50K/cm左右，浇注温度为1520℃，其中，模壳温度与浇注温度保持一致；保温10分钟后，用6mm/min的预定生长速率进行抽拉，制备出定向柱晶高温合金试样。
经过分析，该定向柱晶高温合金试样的密度为8.0g/cm3，初熔温度为1200℃；该定向柱晶高温合金试样的微观结构由基体γ相、强化相γ′相和碳化物相组成，其中，强化相γ′相的体积分数约为50％，骨架状碳化物相的体积分数为0.001％，颗粒状碳化物相的体积分数为0.001％，共晶的体积分数为0.01％，其余为γ相，碳化物的尺寸为1μm，微孔尺寸为10μm。
热处理步骤：对所述定向柱晶高温合金进行热处理，得到低密度镍基高温合金。
其中，热处理制度如下：
(1)固溶均匀化处理：在1200℃保温3.8小时(其中，升温至1200℃的升温速率为8℃/min)，随后进行空冷至室温；
(2)一次时效处理：在1090℃保温3.8小时(其中，升温至1090℃的升温速率为15℃/min)，随后进行空冷至室温；
(3)二次时效处理：在860℃保温23.8小时(其中，升温至860℃的升温速率为20℃/min)，随后进行空冷至室温。
对本实施例的低密度镍基高温合金进行性能测试，并与DZ417G合金进行对比，具体结果参见表2和表3所示。
表2为实施例1制备的低密度镍基高温合金和DZ417G合金的典型拉伸性能对比。
表2
Figure BDA0004041998710000161
从表2可以明显看出：本发明实施例制备的低密度镍基高温合金的拉伸性能远远优异于DZ417G合金。
表3实施例1制备的低密度镍基高温合金和DZ417G的典型温度持久性能对比。
表3
Figure BDA0004041998710000162
从表3可以明显看出：本发明实施例制备的低密度镍基高温合金的温度持久性能远远优异于DZ417G合金。
实施例2
实施例2制备一种低密度镍基高温合金。
本实施例的低密度镍基高温合金的化学成分如表4所示。
表4(wt％)
Figure BDA0004041998710000163
具体制备步骤如下：
真空感应炉熔炼：按表4所述合金成分进行常规的配料和真空感应熔炼后，浇铸成尺寸为80×500mm的母合金锭，然后对母合金锭进行打磨，以去除氧化皮，切成合适的块料(母合金锭块料)。其中，先进行高温精炼、再进行低温精炼；其中，在低温精炼阶段向熔体中添加Ca元素；低温精炼后，将熔体进行自然冷却降温，当合金熔体表面出现结膜时，在真空炉内充入高纯氩气，待充入氩气的量达到3-5Pa时添加Mg元素，然后将熔体提温至1550℃进行浇铸，得到母合金锭；其中，所述高温精炼的温度为1550℃；所述低温精炼的温度为在合金液相线以上120℃。
定向凝固步骤：对母合金锭(块料)进行定向凝固处理，具体如下：采用定向凝固炉进行定向凝固处理；其中，定向凝固炉的温度梯度约为50K/cm左右，浇注温度为1575℃，其中，模壳温度与浇注温度保持一致；保温10分钟后，用2mm/min的预定生长速率进行抽拉，制备出定向柱晶高温合金试样。
经过分析，该定向柱晶高温合金试样的密度为8.3g/cm3，初熔温度为1220℃；该定向柱晶高温合金试样的微观结构由基体γ相、强化相γ′相和碳化物相组成，其中，强化相γ′相的体积分数约为60％，骨架状碳化物相的体积分数为1％，颗粒状碳化物相的体积分数为0.005％，共晶的体积分数为0.6％，其余为γ相。碳化物的尺寸为600μm，微孔尺寸为100μm。
热处理步骤：对所述定向柱晶高温合金进行热处理，得到低密度镍基高温合金。
其中，热处理制度如下：
(1)固溶均匀化处理：在1205℃保温4.2小时(其中，升温至1205℃的升温速率为8℃/min)，随后进行空冷至室温；
(2)一次时效处理：在1095℃保温4.2小时(其中，升温至1095℃的升温速率为15℃/min)，随后进行空冷至室温；
(3)二次时效处理：在880℃保温24.2小时(其中，升温至880℃的升温速率为20℃/min)，随后进行空冷至室温。
对本实施例的低密度镍基高温合金进行性能测试，并与DZ417G合金进行对比，具体参见表5和表6。
表5为实施例2制备的低密度镍基高温合金和DZ417G合金的典型拉伸性能对比。
表5
Figure BDA0004041998710000181
从表5可以明显看出：本发明实施例制备的低密度镍基高温合金的拉伸性能远远优异于DZ417G合金。
表6为实施例2制备的低密度镍基高温合金和DZ417G典型温度持久性能对比。
表6
Figure BDA0004041998710000182
从表6可以明显看出：本发明实施例制备的低密度镍基高温合金的温度持久性能远远优异于DZ417G合金。
实施例3
实施例3制备一种低密度镍基高温合金。
本实施例的低密度镍基高温合金的化学成分如表7所示。
表7(wt％)
C Cr Co W Mo Al Nb Y B Hf Mg Ca Ni
0.1 9.5 5.0 6.5 3.0 6.0 2.2 0.03 0.02 1.5 0.002 0.001 余量
具体制备步骤如下：
真空感应炉熔炼：按表7所述合金成分进行常规的配料和真空感应熔炼后，浇铸成尺寸为80×500mm的母合金锭，然后对母合金锭进行打磨，以去除氧化皮，切成合适的块料(母合金锭块料)。其中，先进行高温精炼、再进行低温精炼；其中，在低温精炼阶段向熔体中添加Ca元素；低温精炼后，将熔体进行自然冷却降温，当合金熔体表面出现结膜时，在真空炉内充入高纯氩气，待充入氩气的量达到3-5Pa时添加Mg元素，然后将熔体提温至1560℃进行浇铸，得到母合金锭；其中，所述高温精炼的温度为1560℃；所述低温精炼的温度为在合金液相线以上130℃。
定向凝固步骤：对母合金锭(块料)进行定向凝固处理，具体如下：采用定向凝固炉进行定向凝固处理；其中，定向凝固炉的温度梯度约为50K/cm左右，浇注温度为1550℃，其中，模壳温度与浇注温度保持一致；保温10分钟后，用6mm/min的预定生长速率进行抽拉，制备出定向柱晶高温合金试样。
经过分析，该定向柱晶高温合金试样的密度为8.2g/cm3，初熔温度为1220℃；该定向柱晶高温合金试样的微观结构由基体γ相、强化相γ′相和碳化物相等组成，其中，强化相γ′相的体积分数为55％，骨架状碳化物相的体积分数为0.005％，颗粒状碳化物相的体积分数为0.003％，共晶的体积分数为0.2％，其余为γ相。碳化物的尺寸为300μm，微孔尺寸为30μm。。
热处理步骤：对所述定向柱晶高温合金进行热处理，得到低密度镍基高温合金。
其中，热处理制度如下：
(1)固溶均匀化处理：在1220℃保温4小时(其中，升温至1220℃的升温速率为8℃/min)，随后进行空冷至室温；
(2)一次时效处理：在1100℃保温4小时(其中，升温至1100℃的升温速率为15℃/min)，随后进行空冷至室温；
(3)二次时效处理：在870℃保温24小时(其中，升温至870℃的升温速率为20℃/min)，随后进行空冷至室温。
对本实施例的低密度镍基高温合金进行性能测试，并与DZ417G合金进行对比，具体参见表8和表9。
表8为实施例3制备的低密度镍基高温合金和DZ417G合金典型拉伸性能对比。
表8
Figure BDA0004041998710000201
从表8可以明显看出：本发明实施例制备的低密度镍基高温合金的拉伸性能远远优异于DZ417G合金。
表9为实施例3制备的低密度镍基高温合金和DZ417G典型温度持久性能对比。
表9
Figure BDA0004041998710000202
从表9可以明显看出：本发明实施例制备的低密度镍基高温合金的温度持久性能远远优异于DZ417G合金。
另外，图1是实施例3制备的定向柱晶高温合金与现有DZ417G合金的Larson-Miller曲线。从图1可以看出：在高温阶段，实施例3制备的定向柱晶高温合金的持久强度具有明显的优势。
图2为实施例1的定向柱晶高温合金的典型组织图，从图2可以看出：合金由柱状晶组成，合金组织由y′相、碳化物等组成，柱晶的形成可以提升合金的力学性能，同时，晶界上的碳化物可以阻止高温下晶界的滑动，起到提升力学性能的作用。
图3为实施例3制备定向柱晶高温合金的铸态组织和热处理组织对比，由图3可以看出，碳化物的含量较多，有利于提高合金的强度，通过热处理可降低合金中析出相y′相均匀分布和规则排列的细小的立方体y′相的析出，同时促进碳化物相的分解，使该组织稳定，易于控制加强阻碍位错运动的效果，提高蠕变强度。
实施例4
实施例4制备一种低密度镍基高温合金。
本实施例的低密度镍基高温合金的化学成分如表10所示。
表10(wt％)
C Cr Co W Mo Al Nb Y B Hf Mg Ni
0.05 9.5 5.0 6.5 3.0 6.3 2.2 0.03 0.02 1.0 0.001 余量
具体制备步骤如下：
真空感应炉熔炼：按表10所述合金成分进行常规的配料和真空感应熔炼后，浇铸成尺寸为80×500mm的母合金锭，然后对母合金锭进行打磨，以去除氧化皮，切成合适的块料(母合金锭块料)。其中，在该步骤中，先进行高温精炼(1550℃)、再进行低温精炼(在合金液相线以上120℃)；低温精炼后，将熔体进行自然冷却降温，当合金熔体表面出现结膜时，在真空炉内充入高纯氩气，待充入氩气的量达到3-5Pa时添加Mg元素，然后将熔体提温至1520℃进行浇铸，得到母合金锭。
定向凝固步骤：对母合金锭(块料)进行定向凝固处理，具体如下：采用定向凝固炉进行定向凝固处理；其中，采用的陶瓷型壳具有螺旋选晶器，以方便制备单晶，定向凝固炉的温度梯度约为50K/cm左右，浇注温度为1550℃，其中，模壳温度与浇注温度保持一致；保温5分钟后，用5mm/min的预定生长速率进行抽拉，制备出单晶高温合金试样。
经过分析，该单晶高温合金试样的密度为8.2g/cm3，初熔温度为1220℃；该定单晶高温合金试样的微观结构由基体γ相、强化相γ′相和碳化物相组成，其中，强化相γ′相的体积分数为58％，骨架状碳化物相的体积分数为0.01％，颗粒状碳化物相的体积分数为0.002％，共晶的体积分数为0.08％，其余为γ相。碳化物的尺寸为50μm，微孔尺寸为20μm，其余为γ相。
热处理步骤：对所述定单晶高温合金进行热处理，得到低密度镍基高温合金。
其中，热处理制度如下：
(1)固溶均匀化处理：在1220℃保温4小时(其中，升温至1220℃的5升温速率为8℃/min)，随后进行空冷至室温；
(2)一次时效处理：在1100℃保温4小时(其中，升温至1100℃的升温速率为15℃/min)，随后进行空冷至室温；
(3)二次时效处理：在870℃保温24小时(其中，升温至870℃的升温速率为20℃/min)，随后进行空冷至室温。
0对本实施例的低密度镍基高温合金进行性能测试，并与DD407单晶高温合金进行对比，具体参见表11和表12。
表11为实施例4制备的低密度镍基单晶高温合金和DD407合金典型拉伸性能对比。
表11
Figure BDA0004041998710000221
从表11可以明显看出：本发明实施例制备的低密度镍基高温合金的拉伸性能远远优异于DZ417G合金。
表12是实施例4制备的低密度镍基单晶高温合金和DD407典型温度持久性能对比。
表12
Figure BDA0004041998710000222
从表12可以明显看出：本发明实施例制备的低密度镍基单晶高温合金的温度持久性能优于DD407单晶高温合金。
实施例5
实施例5制备一种低密度镍基高温合金。
本实施例的低密度镍基高温合金的化学成分如表13所示。
表13(wt％)
C Cr Co W Mo Al Nb Y B Hf Mg Ca Ni
0.1 9.0 5.0 7.5 3.0 6.0 2.2 0.04 0.02 1.5 0.002 0.001 余量
具体制备步骤如下：
真空感应炉熔炼：按表13所述合金成分进行常规的配料和真空感应熔炼后，浇铸成尺寸为80×500mm的母合金锭，然后对母合金锭进行打磨，以去除氧化皮，切成合适的块料(母合金锭块料)。其中，在该步骤中，先进行高温精炼(1540℃)、再进行低温精炼(在合金液相线以上110℃)；低温精炼后，将熔体进行自然冷却降温，当合金熔体表面出现结膜时，在真空炉内充入高纯氩气，待充入氩气的量达到3-5Pa时添加Mg元素，然后将熔体提温至1550℃进行浇铸，得到母合金锭。
等轴晶制备步骤：对母合金锭(块料)进行定向凝固处理，具体如下：采用真空感应炉进行熔化与浇注处理，浇注温度为1400℃，其中，模壳温度为920-1050℃；保温4小时以上，制备出等轴晶高温合金试样。
经过分析，该等轴高温合金试样的密度为8.3g/cm3，初熔温度为1220℃；该定等轴高温合金试样的微观结构由基体γ相、强化相γ′相和碳化物相组成，强化相γ′相的体积分数为53％，骨架状碳化物相的体积分数为0.05％，颗粒状碳化物相的体积分数为0.01％，共晶的体积分数为0.5％，其余为γ相。等轴晶合金中，碳化物的尺寸为500μm，微孔尺寸为500μm，晶粒尺寸为20mm。
热处理步骤：对所述定等轴高温合金进行热处理，得到低密度镍基高温合金。
其中，热处理制度如下：
(1)固溶均匀化处理：在1220℃保温4小时(其中，升温至1220℃的升温速率为8℃/min)，随后进行空冷至室温；
(2)一次时效处理：在1100℃保温4小时(其中，升温至1100℃的升温速率为15℃/min)，随后进行空冷至室温；
(3)二次时效处理：在870℃保温24小时(其中，升温至870℃的升温速率为20℃/min)，随后进行空冷至室温。
对本实施例的低密度镍基高温合金进行性能测试，并与K4951等轴晶镍基高温合金进行对比，具体参见表14和表15。
表14为实施例5制备的低密度镍基等轴晶高温合金和K4951等轴晶镍基高温合金典型拉伸性能对比。
表14
Figure BDA0004041998710000241
从表14可以明显看出：本发明实施例制备的低密度镍基高温合金的拉伸性能优于K4951合金。
表15是实施例5制备的低密度镍基高温合金和K4951等轴晶镍基高温合金典型温度持久性能对比。
表15
Figure BDA0004041998710000242
从表15可以明显看出：本发明实施例制备的低密度镍基等轴高温合金的温度持久性能优于K4951等轴晶镍基高温合金。
图4是本发明实施例制备的合金的典型组织图；其中，a图是实施例5制备出的等轴晶高温合金的典型组织图；b图是实施例2制备出的定向柱晶高温合金的典型组织图；c图是实施例4制备出的单晶高温合金的典型组织图。从图4可以看出：本发明设计的所述化学成分的合金，既可以加工成定向柱晶，也可以加工成单晶，还可以加工成等轴晶。
对比例1
对比例1与实施例5相比在于：合金化学成分中未添加Mg和Ca元素。相应的熔炼步骤中省略镁元素的添加步骤；其他一致。
对实施例5和对比例1所制备的等轴高温合金进行对比，如下：
(1)图5中的(a)图是对比例1制备的等轴晶高温合金的显示碳化物的微观组织图(未添加镁元素)、(b)图是实施例5制备的等轴晶高温合金的显示碳化物的微观组织图(添加镁元素)、(c)图是对比例1制备的等轴晶高温合金的显示内部微孔的微观组织图(未添加镁元素)、(d)图是实施例5制备的等轴晶高温合金的显示内部微孔的微观组织图(添加镁元素)。
参见图5，本发明实施例通过添加Mg元素，使其与Hf、C协同作用，不仅改变了碳化物的形貌，并且还提升了合金的流动性，降低了合金的显微疏松。这因为镁和铪与碳等元素的共同作用，改变的MC型碳化物的形貌，使其由骨架状转变为颗粒状，这个改变的有益效果是提高了合金的流动性，使得合金在凝固过程中的流动性增加，所以可以降低合金中显微缩松，提高合金的致密性。
(2)图6是实施例5制备的等轴晶高温合金的热处理态的微观组织图。从图6可以看出：Mg元素的加入与Hf等元素的作用使得在MC碳化物附近和共晶周边形成了颗粒状的M23C6型碳化物(M23C6型碳化物的形成位置主要在枝晶间位置，共晶也是在枝晶间生成)，M23C6型碳化物的可以起到协调变形的作用，提高合金的性能(使其在980℃/216MPa条件下的持久性能由28.98h提升到51.48h)。
(3)然后通过Mg和Y元素的添加，不仅可获得较高的收得率，还促进了一种富含Y、Mg、Al元素的化合物；该含Y、Mg、Al元素的化合物为(Al、Mg)2Y，其形成位置包括枝晶间共晶位置。在此，Ca元素与氧结合，形成氧化钙，氧化钙能作为含Y、Mg、Al元素化合物的形核质点，促使该化合物优先在氧化钙附近形成，如图7所示。通过电子显微镜的成分分析，该化合物富含Y、Mg、Al元素，并且其尺寸仅有1微米左右，且成球形。这是因为凝固过程中，Y、Mg等元素容易富集到合金中的液相，在凝固后期，形成了该化合物。该化合物的形成消耗合金液相中的Al元素，从而降低合金中共晶的体积分数(参见图8所示，(b)图中的共晶数明显小于(a)图的共晶数)，从而有利于提升合金的性能(使合金1040℃/137MPa的持久寿命由11h提升到82h)。
对实施例5制备的等轴晶合金和对比例1制备的等轴晶合金性能进行对比，具体参见表16所示。
表16
Figure BDA0004041998710000261
从表16可以看出，在实施例5中，添加了Mg元素和Ca元素可显著提升合金的力学性能。
以上所述，仅是本发明的较佳实施例而已，并非对本发明作任何形式上的限制，依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与修饰，均仍属于本发明技术方案的范围内。

Claims (10)

1.一种低密度镍基高温合金，其特征在于，以重量百分比计，所述低密度镍基高温合金的化学成分如下：
C：0.02-0.17wt％，优选0.05-0.15wt％；
Cr：8.0-10.5wt％，优选8.5-9.6wt％；
Co：4.0-5.6wt％，优选4.5-5.5wt％；
W：5.0-8.5wt％，优选6.5-8.0wt％；
Mo：2.0-4.5wt％，优选2.5-3.5wt％；
Al：5.0-7.0wt％，优选5.6-6.3wt％；
Nb：1.5-2.6wt％，优选2-2.5wt％；
Y：0.001-0.06wt％，优选0.01-0.05wt％；
B：0.001-0.045wt％，优选0.01-0.034wt％；
Hf：0.5-2.0wt％，优选1.0-1.7wt％；
Mg：0-0.003wt％,优选0-0.001wt％；
Ca：0-0.003wt％,优选0-0.001wt％；
Ni为余量。
2.根据权利要求1所述的低密度镍基高温合金，其特征在于，在所述低密度镍基高温合金中，强化相γ′相形成元素的含量满足如下条件：Al元素和Hf元素之和大于等于7.0wt％、小于等于8.0wt％；和/或
在所述低密度镍基高温合金中，微量元素C、Y、B满足如下条件：C元素、Y元素及B元素的含量之和大于等于0.075wt％、小于等于0.14wt％。
3.根据权利要求2所述的低密度镍基高温合金，其特征在于，在所述低密度镍基高温合金中：
Mg元素满足如下条件：大于0、小于等于0.001wt％；和/或
Ca元素满足如下条件：大于0、小于等于0.001wt％。
4.根据权利要求1-3任一项所述的低密度镍基高温合金，其特征在于，所述低密度镍基高温合金的密度为8.0-8.3g/cm3；和/或采用金相法测得所述低密度镍基高温合金的初熔温度为1200-1220℃。
5.根据权利要求1-4任一项所述的低密度镍基高温合金，其特征在于，Mg、Hf、C元素之间的作用，促进在低密度镍基高温合金中形成颗粒状的M23C6型碳化物；优选的，所述颗粒状的M23C6型碳化物的形成位置包括合金的枝晶间位置；和/或
Mg、Ca、Y、Al元素之间的作用，促进在低密度镍基高温合金中形成含Y、Mg、Al元素的化合物；优选的，所述含Y、Mg、Al元素的化合物为(Al、Mg)2Y；优选的，所述含Y、Mg、Al元素的化合物的形成位置包括枝晶间共晶位置。
6.根据权利要求1-5任一项所述的低密度镍基高温合金，其特征在于，
若所述低密度镍基高温合金为等轴高温合金，则：所述低密度镍基高温合金的微观组织包括基体γ相、强化相γ′相、骨架状碳化物相和颗粒状碳化物相；其中，强化相γ′相的体积分数为50-60％，骨架状碳化物相的体积分数为0.001-1％，颗粒状碳化物相的体积分数为0-0.005％，优选为0.001-0.005％，共晶的体积分数为0.01-0.5％，其余为γ相；优选的，在所述低密度镍基高温合金中，碳化物的尺寸为1-500μm，微孔尺寸为50-500μm，晶粒尺寸为0.5-20mm；
若所述低密度镍基高温合金为定向柱晶高温合金或单晶高温合金，则：所述低密度镍基高温合金的微观组织包括基体γ相、强化相γ′相、骨架状碳化物相和颗粒状碳化物相；其中，强化相γ′相的体积分数为50-60％，骨架状碳化物相的体积分数为0.001-1％，颗粒状碳化物相的体积分数为0-0.005％，优选为0.001-0.005％，共晶的体积分数为0.01-0.6％，其余为γ相；优选的，在所述低密度镍基高温合金中，碳化物的尺寸为1-600μm，微孔尺寸为10-100μm。
7.根据权利要求1-6任一项所述的低密度镍基高温合金，其特征在于，所述低密度镍基高温合金在1020℃/137MPa条件下的持久强度寿命大于80h；
所述低密度镍基高温合金在760℃/500MPa条件下的持久强度寿命大于等于45h；
所述低密度镍基高温合金在980℃/216MPa条件下的持久强度寿命大于等于25h；
所述低密度镍基高温合金在1000℃/135MPa条件下的持久强度寿命大于等于60h。
8.权利要求1-7任一项所述的低密度镍基高温合金的制备方法，其特征在于，所述低密度镍基高温合金为定向柱晶高温合金或单晶高温合金，所述制备方法包括如下步骤：
熔炼步骤：对合金原料进行真空感应熔炼后，浇铸成母合金锭，然后对母合金锭进行打磨，以去除氧化皮；
定向凝固步骤：采用定向凝固工艺将打磨后的母合金锭制备成定向柱晶高温合金件或单晶高温合金件；
热处理步骤：对所述定向柱晶高温合金件或单晶高温合金件进行热处理，得到低密度镍基高温合金；
优选的，在所述定向凝固步骤中，浇注温度比所述低密度镍基高温合金的初熔温度高320-360℃；优选的，模壳温度与所述浇注温度一致；或模壳温度比浇注温度高20-30℃；
优选的，在所述熔炼步骤中，先进行高温精炼、再进行低温精炼；其中，在低温精炼阶段向熔体中添加Ca元素；低温精炼后，将熔体进行自然冷却降温，当合金熔体表面出现结膜时，在真空炉内充入高纯氩气，待充入氩气的量达到3-5Pa时添加Mg元素，然后将熔体提温至1550±20℃进行浇铸，得到母合金锭；进一步优选的，所述高温精炼的温度为1550±20℃；所述低温精炼的温度在合金液相线以上100±30℃。
9.根据权利要求1-7任一项所述的低密度镍基高温合金的制备方法，其特征在于，所述低密度镍基高温合金为等轴高温合金，所述制备方法包括如下步骤：
熔炼步骤：对合金原料进行真空感应熔炼后，浇铸成母合金锭，然后对母合金锭进行打磨，以去除氧化皮；
等轴定向凝固步骤：对打磨后的母合金锭进行等轴晶凝固处理，得到等轴晶高温合金件；
热处理步骤：对所述等轴高温合金件进行热处理，得到低密度镍基高温合金；
优选的，所述熔炼步骤中的精炼温度为1550-1600℃，以让Mg元素挥发；
优选的，在等轴凝固处理的步骤中：浇注温度比所述低密度镍基高温合金的初熔温度高150-200℃，模壳温度比浇注温度低350-480℃；
优选的，在所述熔炼步骤中，先进行高温精炼、再进行低温精炼；其中，在低温精炼阶段向熔体中添加Ca元素；低温精炼后，将熔体进行自然冷却降温，当合金熔体表面出现结膜时，在真空炉内充入高纯氩气，待充入氩气的量达到3-5Pa时添加Mg元素，然后将熔体提温至1550±20℃进行浇铸，得到母合金锭；进一步优选的，所述高温精炼的温度为1550±20℃；所述低温精炼的温度在合金液相线以上100±30℃。
10.根据权利要求8或9所述的低密度镍基高温合金的制备方法，其特征在于，所述热处理的步骤，包括：
固溶均匀化处理：将高温合金件在1200-1220℃的温度下保温3.8-4.2h，在空气或惰性气体中冷却后，得到固溶均匀化处理后的高温合金；其中，所述高温合金件为定向柱晶高温合金件、单晶高温合金件、等轴晶高温合金件中的任一种；优选的，将高温合金件放入热处理炉中，以8±2℃/min的升温速率升温至1200-1220℃，以防止升温过快导致合金件变形或开裂；
一次时效处理：将所述固溶均匀化处理后的高温合金在1090-1110℃的温度下保温3.8-4.2h，在空气或惰性气体中冷却后，得到一次时效处理后的高温合金；优选的，使所述固溶均匀化处理后的高温合金以15±2℃/min的升温速率升温至1090-1110℃；
二次时效处理：将所述一次时效处理后的高温合金在860-880℃的温度下保温23.8-24.2h，在空气或惰性气体中冷却后，得到低密度镍基高温合金；优选的，使所述一次时效处理后高温合金以20±2℃/min的升温速率升高至860-880℃。
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