CN116356181A - 一种钴基变形高温合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明是关于一种钴基变形高温合金及其制备方法，主要采用的技术方案为：一种钴基变形高温合金，以重量百分比计，包括如下化学成分：C 0.02‑0.1％、Al 2‑5％、B 0.005‑0.05％、Cr 12‑18％、Mo 3‑6％、Ti 5‑7％、W 1.5‑5％、Zr 0.005‑0.05％、Ta 1‑2％、Ni 25‑40％、Mn≤0.1％、Fe≤0.3％、余量为Co及不可避免的杂质元素。所述钴基变形高温合金的制备方法，包括如下步骤：对合金原料依次进行真空感应熔炼、电渣重熔、真空自耗熔炼后得到合金铸锭；对合金铸锭进行开坯锻造得到合金棒材；对合金棒材进行塑性成形处理，成形出设定形状的合金；对设定形状的合金进行固溶、时效处理，得到钴基变形高温合金。本发明提出的钴基变形高温合金具有优异的性能，能作为航空发动机和燃气轮机盘件的首选材料。
Description
技术领域
本发明涉及一种高温合金设计与制备技术领域，特别是涉及一种钴基变形高温合金及其制备方法。
背景技术
随着科技的发展与进步，动力系统(发动机和燃气轮机)的出口温度越来越高，所以其需求的结构材料也要求具有更高的承温能力。变形高温合金是航空发动机和燃气轮机的主要制备材料，其中，制备涡轮盘用的变形高温合金服役环境最为苛刻。目前，航空发动机涡轮盘用变形高温合金主要为镍基高温合金，合金牌号由GH4169合金逐步发展为GH4720Li合金，但是涡轮盘用变形高温合金很难长时间在750℃以上服役。
钴基高温合金比镍基高温合金具有更高的熔点、更加优异的抗热腐蚀性以及更好的焊接性能。目前，钴基高温合金的相关技术比较多，例如，专利公开号CN103045910B公开的一种高温稳定γ′相强化的钴基高温合金及其制备方法，其中的钴基高温合金中含有γ′相体积分数大于65％，但其是一种铸造钴基高温合金(非变形高温合金)；专利公开号CN108315600B公开的一种γ′相强化钴基高温合金及其制备方法，其公开的钴基合金中γ′相体积分数大于65％，该成分下合金是铸态合金，所以更加无法进行塑性变形加工，无法利用该合金制备涡轮盘件，同时该合金中W含量高，使合金的密度达到9g/cm3左右；专利公开号CN108385010B公开的一种低密度、高组织稳定性的钴基高温合金及其制备方法，通过降低W含量使合金密度降低0.2-0.5g/cm3，但是该发明中钴基合金仍然是利用铸态组织热处理，考核其力学性能指标仅仅是通过硬度来衡量，而对于涡轮盘合金需要综合的高强性能(强度、持久寿命、抗蠕变性能和疲劳寿命等等)。
另外，目前对于钴基变形高温合金的相关技术也比较多，例如：专利公开号CN110592432B公开的一种钴基变形高温合金及其制备方法，其通过降低合金化程度使钴基变形高温合金具有优异的热加工性能，但是该技术获得的钴基变形高温合金的性能不及GH4720Li合金；专利公开号CN109321786B公开的一种钴基高温合金及其制备方法，通过降低W含量使合金密度下降，同时与铸造钴基高温合金相比，合金中的γ′相体积分数降低，但是该合金中含有Nb元素，容易产生铸造偏析不以消除，同时合金中的W+Ta含量仍然较高不易降低合金的密度，合金中γ′相呈均匀弥散分布，不易塑性加工。
综上所述，钴基变形高温合金在航空发动机涡轮盘制备领域具有较大的应用潜力。目前，亟需设计一种钴基变形高温合金，在可塑性加工的前提下，能制备出高强度的钴基变形高温合金，以作为航空发动机和燃气轮机盘件(如，涡轮盘)的首先材料。
发明内容
有鉴于此，本发明提供一种钴基变形高温合金及其制备方法，主要目的在于提供或制备一种钴基变形高温合金，该钴基变形高温合金具有优异的性能，能作为航空发动机和燃气轮机盘件(如，涡轮盘)的潜在材料。
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钴基变形高温合金，以重量百分比计，所述钴基变形高温合金包括如下化学成分：
C 0.02-0.1％、Al 2-5％、B 0.005-0.05％、Cr 12-18％、Mo 3-6％、Ti 5-7％、W1.5-5％、Zr 0.005-0.05％、Ta 1-2％、Ni 25-40％、Mn≤0.1％、Fe≤0.3％、余量为Co及不可避免的杂质元素。
优选的，所述Ti和Al的重量百分含量之比为1.5-2.2。
优选的，所述Al、Ti、Ta的重量百分含量之和为9-12％。
优选的，所述W+Mo的重量百分含量之和为4.5-8％。
优选的，在所述钴基变形高温合金中，γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)相的体积分数为50-60％。
优选的，所述钴基变形高温合金在750℃的温度下：屈服强度≥1000MPa、抗拉强度≥1050MPa；优选的，所述钴基变形高温合金在850℃的温度下：屈服强度≥850MPa、抗拉强度≥950MPa。
优选的，所述钴基变形高温合金在750℃、630Mpa环境下的持久寿命≥100h，且所述钴基变形高温合金在该环境下在100h时的蠕变残余应变量≤0.2％；优选的，所述钴基变形高温合金在850℃、400MPa环境下的持久寿命≥20h。
优选的，所述钴基变形高温合金经过750℃、2000h的长期时效处理后无TCP相析出；所述钴基变形高温合金经过850℃、1000h的长期时效处理后无TCP相析出。
优选的，所述钴基变形高温合金的室温密度≤8.55g/cm3。
另一方面，上述任一项所述的钴基变形高温合金的制备方法，其包括如下步骤：
熔炼步骤：对合金原料依次进行第一步真空感应熔炼、第二步电渣重熔、第三步真空自耗熔炼后，得到合金铸锭；
变形步骤：对所述合金铸锭进行开坯锻造，得到合金棒材；对所述合金棒材进行塑性成形处理，成形出设定形状的合金；
固溶、时效步骤：对所述设定形状的合金进行进行固溶、时效处理，得到所述钴基变形高温合金。
优选的，在所述熔炼步骤中：所述第一步真空感应熔炼、第二步电渣重熔、第三步真空自耗熔炼中的每一步熔炼后得到的合金铸锭均进行退火处理；优选的，所述退火处理的温度为1100-1250℃；优选的，进行退火处理时的升温速率≤60℃/h；优选的，退火处理后的合金铸锭随炉冷却至不超过200℃后出炉。
优选的，在所述变形步骤中：
所述开坯锻造的温度为1120-1200℃；和/或
所述开坯锻造为5-12火次的开坯锻造；优选的，前1-7火次的开坯锻造为在1150-1200℃的温度下进行的锻造，优选为抢锻(关于术语“抢锻”，其是锻造现场的专业术语，指的是在最短的时间(30min)内完成锻造，防止温度散失严重，保证锻造为近等温变形)，后1-5火次的开坯锻造的温度为1120-1150℃。优选的，在后1-5火次的开坯锻造中，每隔1-3火次，初锻温度降低5-10℃。(在此需要说明的是：每火次锻造开始的温度叫初锻温度，每火次都有一个初锻温度)，通过每隔1-3火次，控制初段温度降低5-10℃，使合金充分再结晶的同时防止晶粒长大，最终获得细晶组织；和/或
所述合金棒材的平均晶粒尺寸为10-50μm；和/或
所述合金棒材在1080℃的温度下的延伸率≥60％、在1150℃的温度下的延伸率≥30％。
优选的，在所述变形步骤中：所述塑性成形处理的温度为1080-1150℃；和/或所述塑性成形的方法包括轧制、锻造、挤压中的一种或几种。
优选的，所述固溶、时效步骤，包括：
固溶处理：在1120-1180℃的温度下，对设定形状的合金进行固溶处理4-8h，风冷至室温，得到固溶处理后的合金；
第一步时效处理：在650-850℃的温度下，对固溶处理后的合金进行第一步时效处理4-28h，空冷至室温，得到第一步时效处理后的合金；
第二步时效处理：在760-850℃的温度下，对第一步时效处理后的合金进行第二步时效处理10-20h，空冷至室温，得到钴基变形高温合金。
与现有技术相比，本发明的钴基变形高温合金及其制备方法至少具有下列有益效果：
一方面，本发明实施例提出一种钴基变形高温合金，关于其化学成分，通过在Co基体中添加了设定含量的Ni元素，其能与设定含量的Al、Ti和Ta元素作用生成混合沉淀相γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)；而混合沉淀相γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)比镍基高温合金中的γ′-Ni3Al相具有更好的热加工性能，比钴基高温合金中的γ′-Co3Al相具有更高的热稳定性；进一步地，在上述基础上，通过将Ti和Al的重量百分含量之比设为1.5-2.2、使Al、Ti、Ta的重量百分含量之和为9-12％，以使合金中具有足够高的γ′相前提下，还仍然具有低密度和热稳定性，不易形成TCP有害相；另外，由于合金中W元素降低使合金具有低密度，但是为了保证良好的固溶强化效果添加了重量百分含量为3-6％的Mo元素；在上述基础上，为了提高合金的抗氧化效果，并且防止形成TCP相，在合金中还添加了重量百分含量为12-18％的Cr元素。
另一方面，本发明实施例还提出了钴基变形高温合金的制备方法，其主要通过三联冶炼(真空感应熔炼、电渣重熔、真空自耗熔炼)，且在每一步熔炼之后进行退火处理，以熔炼出纯净的合金铸锭；然后对合金铸锭进行变形处理，具体地，先进行开坯锻造(通过相应的开坯锻造工艺，能获得获得组织均匀，晶粒细小的棒材，且在1080-1150℃的温度下可以进一步塑性成形)、再塑性成形为设定的形状；最后对设定形状的合金进行固溶、时效处理的钴基变形高温合金。
综上，本发明提出及制备的钴基变形高温合金的组织稳定性高、能在750-850℃长期维持组织稳定性，不会出现TCP相；同时该钴基变形高温合金比传统的钴基高温合金的密度低，并且具有可加工性，适合加工成形制备高温结构件，并且抗蠕变性能优异，高温力学性能强；本发明提出的这种具有综合力学性能的高强度钴基变形高温合金是耐750℃以上航空发动机和燃气轮机盘件的首选材料，尤其可作为潜在的耐850℃涡轮盘材料。
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为实施例1制备获得的钴基变形高温合金的γ′相形貌；
图2为实施例1制备获得的钴基变形高温合金的晶粒形貌；
图3为实施例1制备的铸态合金(合金铸锭)经过750℃/2000h时效处理后的组织形貌；
图4为实施例1制备铸态合金(合金铸锭)经过850℃/1000h时效处理后的组织形貌。
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。
由于钴基高温合金中含有数十种合金元素，每种元素的作用并不是单一叠加起作用。因此，本发明通过考虑合金的高温强度、抗蠕变性能、持久寿命、抗热腐蚀性、疲劳寿命和高温组织稳定性等综合性能，在可塑性加工的前提下，制备出高体积分数的γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)相强化钴基变形高温合金，该合金是一种潜在的耐850℃涡轮盘材料。本发明的具体方案如下：
一方面，本发明实施例提出一种钴基变形高温合金，以重量百分比计，钴基变形高温合金包括如下化学成分：C 0.02-0.1％、Al 2-5％、B 0.005-0.05％、Cr 12-18％、Mo 3-6％、Ti 5-7％、W 1.5-5％、Zr 0.005-0.05％、Ta 1-2％、Ni 25-40％、Mn≤0.1％、Fe≤0.3％、余量为Co及不可避免的杂质元素。较佳地，所述Ti和Al的重量百分含量之比为1.5-2.2；所述Al、Ti、Ta的重量百分含量之和为9-12％；所述W+Mo的重量百分含量之和为4.5-8％。
在此，本发明实施例提出的钴基变形高温合金通过在Co基体中添加Ni元素，Ni元素与Al、Ti和Ta元素作用生成混合沉淀相γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)，而混合沉淀相γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)比镍基高温合金中的γ′-Ni3Al相具有更好的热加工性能，比钴基高温合金中的γ′-Co3Al相具有更高的热稳定性。较佳地，本发明实施例将Ti和Al的重量百分含量之比设为1.5-2.2、使Al、Ti、Ta的重量百分含量之和为9-12％，这是为了使合金中具有足够高的γ′相前提下，合金仍然具有低密度和热稳定性，不易形成TCP有害相。在上述基础上，合金中W元素的降低使合金具有低密度，但是为了保证良好的固溶强化效果添加了重量百分含量为3-6％的Mo元素；在上述基础上，为了提高合金的抗氧化效果，并且防止形成TCP相，在合金中还添加了重量百分含量为12-18％的Cr元素。
在此，关于混合沉淀相γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)：现有的变形高温合金中的沉淀相为γ′-Ni3Al。本发明通过合金中元素成分的调整，用Co原子替代部分Ni原子的位置，Ti和Ta原子替代Al的位置，形成γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)相，与γ′-Ni3Al沉淀相晶体结构仍然相同。但是，本发明的γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)沉淀相的晶格常数增大，导致沉淀相与基体的错配度增大，所以增加沉淀相的强化效果；同时这些元素使沉淀相本身产生固溶强化，使沉淀相阻碍位错运动能力的增强，从而提高合金的强度。
另外，高温合金中元素的成分不仅仅受单个元素含量的影响，每个元素之间的交互作用也至关重要。在此，本发明与背景技术提到的CN109321786B公开的一种钴基高温合金及其制备方法的合金技术不同的是：本发明为了降低冶炼过程中产生严重偏析，在合金设计中不含Nb元素，而Nb也是形成γ′相元素，而本发明是通过Al、Ti和Ta形成γ′相，并且为了防止形成η相，本发明对Al/Ti比也进行了限制。同时，本发明也考虑和合金密度的控制，所以限制了W和Mo等固溶元素的含量。综上，合金成分范围、上述元素之间的含量关系限定具有共同的协同作用，使得本发明最终在保证合金可热塑性加工的情况下，获得高强度、优异的抗蠕变性能、良好的抗氧化性等综合性能。而CN109321786B中合金元素的设计仅仅考虑扩大加工窗口，服役性能仅仅考虑抗氧化性，该方法制备出的合金服役性能明显达不到本发明的要求。
另一方面，本发明实施例提出了上述钴基变形高温合金的制备方法，主要包括如下步骤：
1)熔炼步骤：对合金原料依次进行第一步真空感应熔炼、第二步电渣重熔、第三步真空自耗熔炼后，得到合金铸锭。
从上述钴基变形高温合金的化学成分可知：该钴基变形高温合金的合金化程度高，因此，需依次进行第一步真空感应熔炼、第二步电渣重熔和第三步真空自耗熔炼制备出纯净的铸锭；且高的合金化必然引起铸锭中成分偏析严重，所以每一步熔炼得到的铸锭的残余应力大，因此需对每一步熔炼获得的铸锭在1100-1250℃的温度下进行退火处理，且在退火处理时，升温速率≤60℃/h，以防止铸锭应力过大直接开裂失效，退火处理后随炉冷却至≤200℃出炉。优选的，第一步真空感应熔炼后得到的铸锭进行一步退火处理即可、第二步电渣重熔得到的铸锭进行一步退火处理即可、第三步真空自耗熔炼得到的铸锭需进行两步退火均匀化处理。
2)变形步骤：对所述合金铸锭进行开坯锻造，得到合金棒材；对对所述合金棒材进行塑性成形处理，成形出设定形状的合金(在此的设定形状是所需的形状)。
在该步骤中：开坯锻造的温度为1120-1200℃；开坯锻造为5-12火次锻造(可以全部采用快锻机进行锻造，也可以包括采用挤压的方式锻造)；其中，前1-7火次开坯锻造为在1150-1200℃的温度下进行的抢锻，为了破碎铸态组织；后1-5火次的开坯锻造温度为1120-1150℃，该温度区间合金中平衡态γ′相体积分数为25-25％，可以抑制晶粒长大，有利于促进再结晶；每隔2-3火次，初锻温度降低5-10℃，获得组织均匀，晶粒细小的棒材；经过开坯后的合金棒材平均晶粒尺寸为10-50μm。经过开坯锻造后，合金棒材具有优异的热塑性，在1080℃的温度下，其延伸率≥60％、在1150℃的温度下，其延伸率≥30％。开坯后的合金棒材适合在1080-1150℃进一步塑性成形。
3)固溶、时效步骤：对所述设定形状的合金进行进行固溶、时效处理，得到所述钴基变形高温合金。
设定形状的合金，需要经过固溶处理(在1120-1180℃的温度下，对设定形状的合金进行固溶处理4-8h，风冷至室温)、第一步时效处理(在650-850℃的温度下，对固溶处理后的合金进行第一步时效处理4-28h，空冷至室温)、第二步时效处理(在760-850℃的温度下，对第一步时效处理后的合金进行第二步时效处理10-20h，空冷至室温)，得到钴基变形高温合金。
经过固溶时效处理后得到的钴基变形高温合金中含有50-60％体积分数的γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)相，且稳定存在。并且，该钴基变形高温合金在750℃的温度下：屈服强度≥1000MPa、抗拉强度≥1050MPa；该钴基变形高温合金在850℃的温度下：屈服强度≥850MPa、抗拉强度≥950MPa。该钴基变形高温合金在750℃、630Mpa环境下的持久寿命≥100h，且该钴基变形高温合金在该环境下在100h时的蠕变残余应变量≤0.2％。该钴基变形高温合金在850℃、400MPa环境下的持久寿命≥20h。该钴基变形高温合金经过750℃、2000h的长期时效处理后无TCP相析出；所述钴基变形高温合金经过850℃、1000h的长期时效处理后无TCP相析出。该钴基变形高温合金的密度≤8.5g/cm3。
下面通过具体实施进一步对本发明说明如下，所述实施例是对本发明的解释而不是限定。
以重量百分含量计，本发明的下述实施例制备的钴基变形高温合金和对比例制备的是合金GH4720Li的化学成分如表1所示。
表1(合金中元素的重量百分含量％)
| 合金 | C | Al | B | Cr | Mo | Ti | W | Zr | Ta | Ni | Co |
| 实施例1 | 0.02 | 3.20 | 0.02 | 13 | 3.05 | 6.22 | 1.98 | 0.034 | 1.53 | 40 | 余 |
| 实施例2 | 0.04 | 3.55 | 0.02 | 17 | 3.05 | 5.98 | 1.50 | 0.034 | 1.53 | 40 | 余 |
| 实施例3 | 0.04 | 2.92 | 0.02 | 14 | 3.05 | 5.25 | 1.50 | 0.034 | 2.00 | 40 | 余 |
| 实施例4 | 0.06 | 2.56 | 0.02 | 16 | 4.50 | 5.60 | 1.50 | 0.034 | 2.00 | 40 | 余 |
| 实施例5 | 0.06 | 3.89 | 0.02 | 15 | 4.50 | 5.90 | 2.58 | 0.034 | 1.53 | 35 | 余 |
| 实施例6 | 0.08 | 4.00 | 0.02 | 13 | 4.50 | 6.20 | 2.58 | 0.034 | 1.03 | 30 | 余 |
| 实施例7 | 0.1 | 4.2 | 0.02 | 18 | 3.90 | 6.36 | 3.78 | 0.034 | 1.03 | 25 | 余 |
| GH4720Li | 0.02 | 2.5 | 0.02 | 16 | 3.00 | 5.00 | 1.25 | 0.034 | - | 余 | 15 |
实施例1
本实施例制备一种钴基变形高温合金(涡轮盘坯)，其中，该钴基变形高温合金的化学成分参见表1所示；所述制备方法主要包括如下步骤：
熔炼步骤：利用第一步真空感应熔炼、第二步电渣重熔和第三步真空自耗熔炼制备出合金铸锭。其中，对于第一步真空感应熔炼得到的电极铸锭、第二步电渣重熔得到的电极铸锭均进行了一步退火处理(即，将电极铸锭以60℃/h的速度升温到1150℃进行退火处理，退火后随炉冷却至≤200℃出炉)，以确保电极铸锭不会由于应力产生断裂。将三联冶炼(即，第三步真空自耗熔炼后)获得的合金铸锭在依次在1160℃、1190℃的温度下进行两步均匀化退火处理(其中，第一步退火处理24h、第二步退火处理16h)。
对于该步骤制备出的合金铸锭进行长期时效处理试验(后期的变形加工、固溶时效不会影响长期时效性)：经过750℃、2000h的长期时效处理(具体组织形貌参见图3所示)无TCP相析出、以及经过850℃、1000h的长期时效处理(具体组织形貌参见图4所示)，均无TCP相析出。
变形步骤：利用快锻机对合金铸锭进行开坯锻造，得到合金棒材；然后截取高度为370mm的合金棒材，然后在1120℃进行镦盘(锻造)，得到盘坯；其中，盘坯的高度为150mm。
其中，在开坯锻造工艺中：前5火次开坯锻造的温度为1150-1180℃，以确保铸态组织破碎；后4火次锻造温度为1120-1150℃，每隔2火次，初锻温度降低10℃，以获得组织均匀，晶粒细小的棒材，得到合金棒材。
其中，合金棒材的平均晶粒尺寸为15μm。经过开坯锻造后的合金具有优异的热塑性，在1080℃的温度下的延伸率85％，在1150℃的温度下的延伸率50％。
固溶、时效步骤：在1150℃的温度下对盘坯进行固溶处理6h，然后风冷至室温，得到固溶处理后的盘坯。然后，在650℃的温度下，对固溶处理后的盘坯进行第一步时效处理28h，然后空冷至室温，得到第一步时效处理后的盘坯；最后，在760℃的温度下对第一步时效处理后的盘坯进行第二步时效处理20h，空冷至室温，得到钴基变形高温合金(涡轮盘坯)。
本实施例制备的钴基变形高温合金(涡轮盘坯)在750℃、630MPa的环境下100h时的蠕变残余应变量为0.17％。本实施例制备的钴基变形高温合金(涡轮盘坯)的室温密度为8.42g/cm3、且合金中γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)相的体积分数为54％。
另外，本实施例制备的钴基变形高温合金的γ′相形貌如图1所示、晶粒形貌如图2所示。
实施例2
本实施例制备一种钴基变形高温合金(涡轮盘坯)，其中，本实施例的钴基变形高温合金的化学成分参见表1所示。本实施例制备步骤(熔炼步骤，变形步骤，固溶、时效步骤)及参数与实施例1一致。
对于熔炼步骤制备出的合金铸锭进行长期时效处理试验；其中，经过750℃、2000h的长期时效处理、以及经过850℃、1000h的长期时效处理后均无TCP相析出。
对于变形步骤中，开坯锻造得到的合金棒材的平均晶粒尺寸为15μm在1080℃的温度下的延伸率90％，在1150℃的温度下的延伸率58％。
本实施例制备的钴基变形高温合金(涡轮盘坯)在750℃、630MPa的环境下100h时的蠕变残余应变量为16％。本实施例制备的钴基变形高温合金(涡轮盘坯)的室温密度为8.39g/cm3、且合金中γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)相的体积分数为55％。
实施例3
本实施例制备一种钴基变形高温合金(涡轮盘坯)，其中，该钴基变形高温合金的化学成分参见表1所示，所述制备方法主要包括如下步骤：
熔炼步骤：利用第一步真空感应熔炼、第二步电渣重熔和第三步真空自耗熔炼制备出合金铸锭。其中，对于第一步真空感应熔炼得到的电极铸锭、第二步电渣重熔得到的电极铸锭均进行了一步退火处理(即，将电极铸锭以60℃/h的速度升温到1100℃进行退火处理，退火后随炉冷却至≤200℃出炉)，以确保电极铸锭不会由于应力产生断裂。将三联冶炼(即，第三步真空自耗熔炼后)获得的合金铸锭在依次在1140℃、1180℃的温度下进行两步均匀化退火处理(其中，第一步退火处理24h、第二步退火处理16h)。
对于该步骤制备出的合金铸锭进行长期时效处理试验(后期的变形加工、固溶时效不会影响长期时效性)；其中，经过750℃、2000h的长期时效处理、以及经过850℃、1000h的长期时效处理后均无TCP相析出。
变形步骤：利用快锻机对合金铸锭进行开坯锻造，得到合金棒材；然后截取高度为370mm的合金棒材，然后在1110℃进行镦盘，获得盘坯的高度为150mm。
其中，在开坯锻造工艺中：前4火次开坯锻造的温度为1150-1170℃，以确保铸态组织破碎；后2火次锻造温度为1100-1140℃，每隔1火次，初锻温度降低10℃，以获得组织均匀，晶粒细小的棒材，得到合金棒材。其中，合金棒材的平均晶粒尺寸为10μm。经过开坯锻造后的合金具有优异的热塑性，在1080℃的温度下的延伸率90％，在1150℃的温度下的延伸率60％。
固溶、时效步骤：1120℃的温度下对盘坯的合金进行固溶处理8h，然后风冷至室温，得到固溶处理后的盘坯。然后，在680℃的温度下，对固溶处理后的盘坯进行第一步时效处理20h，然后空冷至室温，得到第一步时效处理后的盘坯；最后，在800℃的温度下对第一步时效处理后的盘坯进行第二步时效处理16h后空冷至室温，得到钴基变形高温合金(涡轮盘坯)。
本实施例制备的钴基变形高温合金(涡轮盘坯)在750℃、630MPa的环境下100h时的蠕变残余应变量为0.19％。本实施例制备的钴基变形高温合金(涡轮盘坯)的室温密度为8.40g/cm3、且合金中γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)相的体积分数为52％。
实施例4
本实施例制备一种钴基变形高温合金(涡轮盘坯)，其中，本实施例的钴基变形高温合金的化学成分参见表1所示。本实施例制备步骤(熔炼步骤，变形步骤，固溶、时效步骤)及参数与实施例3一致。
对于熔炼步骤制备出的合金铸锭进行长期时效处理试验；其中，经过750℃、2000h的长期时效处理、以及经过850℃、1000h的长期时效处理后均无TCP相析出。
对于变形步骤中，开坯锻造得到的合金棒材的平均晶粒尺寸为10μm。在1080℃的温度下的延伸率84％，在1150℃的温度下的延伸率45％。
本实施例制备的钴基变形高温合金(涡轮盘坯)在750℃、630MPa的环境下100h时的蠕变残余应变量为0.19％。本实施例制备的钴基变形高温合金(涡轮盘坯)的室温密度为8.50g/cm3、且合金中γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)相的体积分数为52％。
实施例5
本实施例制备一种钴基变形高温合金(涡轮盘坯)，其中，该钴基变形高温合金的化学成分参见表1所示，所述制备方法主要包括如下步骤：
熔炼步骤：利用第一步真空感应熔炼、第二步电渣重熔和第三步真空自耗熔炼制备出合金铸锭。其中，对于第一步真空感应熔炼得到的电极铸锭、第二步电渣重熔得到的电极铸锭均进行了一步退火处理(即，将电极铸锭以60℃/h的速度升温到1190℃进行退火处理，退火后随炉冷却至≤200℃出炉)，以确保电极铸锭不会由于应力产生断裂。将三联冶炼(即，第三步真空自耗熔炼后)获得的合金铸锭在依次在1170℃、1200℃的温度下进行两步均匀化退火处理(其中，第一步退火处理24h、第二步退火处理16h)。
对于该步骤制备出的合金铸锭进行长期时效处理试验(后期的变形加工、固溶时效不会影响长期时效性)；其中，经过750℃、2000h的长期时效处理、以及经过850℃、1000h的长期时效处理后均无TCP相析出。
变形步骤：利用快锻机对合金铸锭进行开坯锻造，得到合金棒材；然后截取高度为370mm的合金棒材，然后在1130℃进行镦盘，获得盘坯的高度为150mm。
其中，在开坯锻造工艺中：前6火次开坯锻造的温度为1150-1180℃，确保铸态组织破碎；后4火次锻造温度为1120-1150℃，每隔2火次，初锻温度降低5℃，以获得组织均匀，晶粒细小的棒材，得到合金棒材。
其中，合金棒材的平均晶粒尺寸为30μm。经过开坯锻造后的合金具有优异的热塑性，在1080℃的温度下的延伸率75％，在1150℃的温度下的延伸率43％。
固溶、时效步骤：1180℃的温度下对盘坯的合金进行固溶处理4h，然后风冷至室温，得到固溶处理后的盘坯。然后，在700℃下，对固溶处理后的盘坯进行第一步时效处理10h，然后空冷至室温，得到第一步时效处理后的合金；最后，在850℃下对第一步时效处理后的盘坯进行第二步时效处理14h后空冷至室温，得到钴基变形高温合金(涡轮盘坯)。
本实施例制备的钴基变形高温合金(涡轮盘坯)在750℃、630MPa的环境下100h时的蠕变残余应变量为0.15％。本实施例制备的钴基变形高温合金(涡轮盘坯)的室温密度为8.50g/cm3、且合金中γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)相的体积分数为55％。
实施例6
本实施例制备一种钴基变形高温合金(涡轮盘坯)，其中，该钴基变形高温合金的化学成分参见表1所示。本实施例制备步骤(熔炼步骤，变形步骤，固溶、时效步骤)及参数与实施例5一致。
对于熔炼步骤制备出的合金铸锭进行长期时效处理试验；其中，经过750℃、2000h的长期时效处理、以及经过850℃、1000h的长期时效处理后均无TCP相析出。
对于变形步骤中，开坯锻造得到的合金棒材的平均晶粒尺寸为30μm。在1080℃的温度下的延伸率70％，在1150℃的温度下的延伸率40％。
本实施例制备的钴基变形高温合金(涡轮盘坯)在750℃、630MPa的环境下100h时的蠕变残余应变量为0.14％。本实施例制备的钴基变形高温合金(涡轮盘坯)的室温密度为8.52g/cm3、且合金中γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)相的体积分数为55％。
实施例7
本实施例制备一种钴基变形高温合金(涡轮盘坯)，其中，该钴基变形高温合金的化学成分参见表1所示。本实施例制备步骤(熔炼步骤，变形步骤，固溶、时效步骤)及参数与实施例7一致。
对于熔炼步骤制备出的合金铸锭进行长期时效处理试验；其中，经过750℃、2000h的长期时效处理、以及经过850℃、1000h的长期时效处理后均无TCP相析出。
对于变形步骤中，开坯锻造得到的合金棒材的平均晶粒尺寸为40μm。在1080℃的温度下的延伸率70％。，在1150℃的温度下的延伸率35％。
本实施例制备的钴基变形高温合金(涡轮盘坯)在750℃、630MPa的环境下100h时的蠕变残余应变量为0.12％。本实施例制备的钴基变形高温合金(涡轮盘坯)的室温密度为8.55g/cm3、且合金中γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)相的体积分数为58％。
对比例
对比例制备GH4720Li合金，其化学成分参见表1所示。具体制备步骤如下：
熔炼步骤：利用真空感应熔炼、电渣重熔和真空自耗熔炼制备出纯净的GH4720Li合金铸锭。其中，对于第一步真空感应熔炼得到的电极铸锭、第二步电渣重熔得到的电极铸锭均进行了一步退火处理(即，将电极铸锭以60℃/h的速度升温到1120℃进行退火处理，退火后随炉冷却至≤200℃出炉)，以确保电极铸锭不会由于应力产生断裂。将三联冶炼(三步熔炼)获得的合金铸锭在依次在1140℃、1180℃的温度下进行两步均匀化退火处理(其中，第一步退火处理24h、第二步退火处理16h)。
对于熔炼步骤制备出的GH4720Li合金铸锭进行长期时效处理试验；其中，经过750℃、2000h的长期时效处理、以及经过850℃、1000h的长期时效处理后均有TCP相析出。
变形步骤：利用快锻机对GH4720Li合金铸锭进行开坯制备，得到合金棒材；然后截取高度为370mm的合金棒材，然后在1080℃进行镦盘，获得盘坯的高度为150mm。
其中，前4火次开坯锻造的温度为1140-1160℃，确保铸态组织破碎；后2火次锻造温度为1080-1120℃，每隔1火次，初锻温度降低10℃，以获得组织均匀，晶粒细小的棒材，得到合金棒材。其中，合金棒材的平均晶粒尺寸为15μm。经过开坯锻造后的合金具有优异的热塑性，在1080℃的温度下的延伸率60％，在1150℃的温度下的延伸率20％。
固溶、时效步骤：1100℃的温度下对盘坯的合金进行固溶处理4h，然后风冷至室温，得到固溶处理后的盘坯。然后，在650℃下，对固溶处理后的盘坯进行第一步时效处理24h，然后空冷至室温，得到第一步时效处理后的盘坯；最后，在760℃下对第一步时效处理后的盘坯进行第二步时效处理16h后空冷至室温，得到GH4720Li变形高温合金(涡轮盘坯)。
对比例制备的GH4720Li变形高温合金(涡轮盘坯)的室温密度为8.20g/cm3、且合金中γ′相的体积分数为42％。
对实施例1-实施例7制备的钴基变形高温合金(涡轮盘坯)和对比例制备的GH4720Li变形高温合金(涡轮盘坯)的力学性能进行测试，结果参见表2所示。
表2
从上述实施例及表1-表2的数据可以看出：本发明实施例制备的钴基变形高温合金的性能远远优异于GH4720Li合金的性能。
综上所述，本发明提出及制备的钴基变形高温合金的组织稳定性高、能在750-850℃长期维持组织稳定性，不会出现TCP相；同时该钴基变形高温合金比传统的钴基高温合金的密度低，并且具有可加工性，适合加工成形制备高温结构件，并且抗蠕变性能优异，高温力学性能强；本发明提出的这种具有综合力学性能的高强度钴基变形高温合金是耐750℃以上航空发动机和燃气轮机盘件的首选材料，尤其可作为潜在的耐850℃涡轮盘材料。
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)
1.一种钴基变形高温合金，其特征在于，以重量百分比计，所述钴基变形高温合金包括如下化学成分：
C 0.02-0.1％、Al 2-5％、B 0.005-0.05％、Cr 12-18％、Mo 3-6％、Ti 5-7％、W 1.5-5％、Zr 0.005-0.05％、Ta 1-2％、Ni 25-40％、Mn≤0.1％、Fe≤0.3％、余量为Co及不可避免的杂质元素。
2.根据权利要求1所述的钴基变形高温合金，其特征在于，所述Ti和Al的重量百分含量之比为1.5-2.2；和/或
所述Al、Ti、Ta的重量百分含量之和为9-12％。
所述W+Mo的重量百分含量之和为4.5-8％。
3.根据权利要求1或2所述的钴基变形高温合金，其特征在于，
在所述钴基变形高温合金中，γ′-(Co,Ni)3(Ti,Al,Ta)相的体积分数为50-60％。
4.根据权利要求1-3任一项所述的钴基变形高温合金，其特征在于，
所述钴基变形高温合金在750℃的温度下：屈服强度≥1000MPa、抗拉强度≥1050MPa；优选的，所述钴基变形高温合金在850℃的温度下：屈服强度≥850MPa、抗拉强度≥950MPa；和/或
所述钴基变形高温合金在750℃、630MPa环境下的持久寿命≥100h，且所述钴基变形高温合金在该环境下在100h时的蠕变残余应变量≤0.2％；优选的，所述钴基变形高温合金在850℃、400MPa环境下的持久寿命≥20h；和/或
所述钴基变形高温合金经过750℃、2000h的长期时效处理后无TCP相析出；所述钴基变形高温合金经过850℃、1000h的长期时效处理后无TCP相析出。
5.根据权利要求4所述的钴基变形高温合金，其特征在于，所述钴基变形高温合金的室温密度≤8.55g/cm3。
6.权利要求1-5任一项所述的钴基变形高温合金的制备方法，其特征在于，其包括如下步骤：
熔炼步骤：对合金原料依次进行第一步真空感应熔炼、第二步电渣重熔、第三步真空自耗熔炼后，得到合金铸锭；
变形步骤：对所述合金铸锭进行开坯锻造，得到合金棒材；对所述合金棒材进行塑性成形处理，成形出设定形状的合金；
固溶、时效步骤：对所述设定形状的合金进行进行固溶、时效处理，得到所述钴基变形高温合金。
7.根据权利要求6所述的钴基变形高温合金的制备方法，其特征在于，在所述熔炼步骤中：
所述第一步真空感应熔炼、第二步电渣重熔、第三步真空自耗熔炼中的每一步熔炼后得到的合金铸锭均进行退火处理；
优选的，所述退火处理的温度为1100-1250℃；优选的，进行退火处理时的升温速率≤60℃/h；
优选的，退火处理后的合金铸锭随炉冷却至不超过200℃后出炉。
8.根据权利要求6或7所述的钴基变形高温合金的制备方法，其特征在于，在所述变形步骤中：
所述开坯锻造的温度为1120-1200℃；和/或
所述开坯锻造为5-12火次的开坯锻造；优选的，前1-7火次的开坯锻造为在1150-1200℃的温度下进行的锻造，优选为抢锻；后1-5火次的开坯锻造的温度为1120-1150℃；优选的，在后1-5火次的开坯锻造中，每隔1-3火次，初锻温度降低5-10℃；和/或
所述合金棒材的平均晶粒尺寸为10-50μm；和/或
所述合金棒材在1080℃的温度下的延伸率≥60％、在1150℃的温度下的延伸率≥30％。
9.根据权利要求6-8任一项所述的钴基变形高温合金的制备方法，其特征在于，在所述变形步骤中：
所述塑性成形处理的温度为1080-1150℃；和/或
所述塑性成形的方法包括轧制、锻造、挤压中的一种或几种。
10.根据权利要求6-9任一项所述的钴基变形高温合金的制备方法，其特征在于，所述固溶、时效步骤，包括：
固溶处理：在1120-1180℃的温度下，对所述设定形状的合金进行固溶处理4-8h，风冷至室温，得到固溶处理后的合金；
第一步时效处理：在650-850℃的温度下，对固溶处理后的合金进行第一步时效处理4-28h，空冷至室温，得到第一步时效处理后的合金；
第二步时效处理：在760-850℃的温度下，对第一步时效处理后的合金进行第二步时效处理10-20h，空冷至室温，得到钴基变形高温合金。
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| PB01 | Publication | ||
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