一种碳化物强化的高性能镍基铸造高温合金.pdf

摘要
申请专利号：	CN201410214959.5	申请日：	2014.05.21
公开号：	CN104762530A	公开日：	2015.07.08
当前法律状态：	驳回	有效性：	无权
法律详情：	发明专利申请公布后的驳回IPC(主分类):C22C 19/05申请公布日:20150708\|\|\|实质审查的生效IPC(主分类):C22C 19/05申请日:20140521\|\|\|公开
IPC分类号：	C22C19/05	主分类号：	C22C19/05
申请人：	北京北冶功能材料有限公司
发明人：	贾崇林; 陈晓莉; 刘海稳; 章清泉; 史世风
地址：	100192北京市海淀区德外清河小营东路
优先权：
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内容摘要

一种碳化物强化的高性能镍基铸造高温合金，其特征在于：合金成分(重量百分比，％)如下：C：0.20～0.45，B：0.005～0.015，Zr：0.03～0.10，Si：0.15～0.50，Mn：0.15～0.50，Cr：19.0～23.5，Co：9.0～11.5，Mo：9.0～11.0，Ni：余量。其中杂质元素含量：A1≤0.18，Ti≤0.20，Fe≤0.50，Cu≤0.20，W≤0.20，Nb≤0.20，Ag≤0.0005，Pb≤0.0020，Bi≤0.0001。本发明提供的合金，不仅具有较高的持久性能、蠕变性能，而且具有良好的冷热疲劳性能，发明合金的抗氧化性能优越，同时，具备优异的室温至1000℃的拉伸性能，可以满足高性能航空发动机导向叶片附属件及其他高温零部件的使用要求。

权利要求书

1. 一种碳化物强化的高性能镍基铸造高温合金，其特征在于：合金成分为(重量百分比，％)：C：0.20～0.45，B：0.005～0.015，Zr：0.03～0.10，Si：0.15～0.50，Mn：0.15～0.50，Cr：19.0～23.5，Co：9.0～11.5，Mo：9.0～11.0，Ni：余量。其中杂质元素含量：A1≤0.18，Ti≤0.20，Fe≤0.50，Cu≤0.20，W≤0.20，Nb≤0.20，Ag≤0.0005，Pb≤0.0020，Bi≤0.0001。

2. 一种如权利要求1所述的镍基铸造高温合金，其特征在于：合金中的B、Zr元素(重量百分比，％)的优选成分范围是：B：0.006～0.009，Zr：0.05～0.08。

说明书

一种碳化物强化的高性能镍基铸造高温合金
技术领域
本发明涉及一种碳化物强化的高性能镍基铸造高温合金。
背景技术
K242合金是一种以碳化物强化为主的镍基铸造高温合金，合金化学成分(重量百分比，％)为：C：0.27～0.35，Si：0.20～0.45，Mn：0.20～0.50，Cr：20.0～23.0，Co：9.55～11.0，Mo：10.0～11.0，A1≤0.2，Ti≤0.3，Cu≤0.2，Fe≤0.75，W≤0.2，Nb≤0.25，Ag≤0.0005，Pb≤0.0020，Bi≤0.0001，Ni：余量。该合金具有较好的抗氧化和耐腐蚀性能，并具有较好的铸造和焊接性能，可用于制做航空工业叶片定位扇形件及其他高温零部件。
但是，使用过程中发现该合金的高温持久性能较低，该合金持久性能偏低的主要原因是，由于该合金是以碳化物(主要为M₆C型)作为第二相强化的合金，而且合金中的碳化物形态呈针状、片状，针状和片状的碳化物对合金的强化效果差，致使合金零部件的持久性能偏低，承载能力差。
为了提高和改善合金的持久性能，满足航空动力装置的使用要求，因此，需要开发一种合金，要求具有较高的持久性能和良好的综合性能。
发明内容
本发明的目的是解决在800℃较高工作温度下，基于碳化物强化的合金的持久性能下降的问题，特别提供一种高性能镍基铸造高温合金。
本发明提供了一种碳化物强化的高性能镍基铸造高温合金，其特征在于：合金成分(重量百分比，％)如下：C：0.20～0.45，B：0.005～0.015，Zr：0.03～0.10，Si：0.15～0.50，Mn：0.15～0.50，Cr：19.0～23.5，Co：9.0～11.5，Mo：9.0～11.0，Ni：余量。其中杂质元素含量：A1≤0.18，Ti≤0.20，Fe≤0.50，Cu≤0.20，W≤0.20，Nb≤0.20，Ag≤0.0005，Pb≤0.0020，Bi≤0.0001。特别地，发明合金B、Zr元素的优选成分范围(重量百分比，％)为：B：0.006～0.009，Zr：0.05～0.08。
本发明的思路和原理如下：
发明合金以Ni-Cr-Co为基体，综合添加固溶强化元素Mo，晶界强化元素C、B、Zr。合金设计中考虑改善碳化物组织形貌。加入Co降低了基体的堆垛层错能，提高合金的蠕变抗力，加入Mo会引起基体的点阵常数和弹性模量的变化，导致明显的固溶强化效果。加入C与元素Cr、Mo形成碳化物强化合金。加入微量的B、Zr，改善碳化物的形态，使碳化物的形貌成为块状，块状的碳化物能够在高温受载情况下有效阻碍晶粒基体的变形、阻碍裂纹的扩展，从而提高合金的高温持久性能。块状碳化物的形态越完全，即在一定范围内的平均尺寸越大，合金的持久性能越高。同时，发明合金的块状碳化物在高温下更具稳定性和抗开裂能力。图1是发明合金的块状碳化物形貌，图2是K242合金的针片状碳化物形貌。
本发明采用真空感应炉冶炼，先浇注成母合金，然后再重熔浇注成零部件，本发明合金铸造性能好，而且，合金零部件无需热处理，可以铸态下直接使用，不仅可降低成本，而且使用方便。
本发明的优点是合金不仅具有较高的持久性能、蠕变性能，而且具有良好的冷热疲劳性能，发明合金的抗氧化性能优越，同时，具备优异的室温至1000℃的拉伸性能，可以满足高性能航空发动机导向叶片附属件及其他高温零部件的使用要求。
附图说明
图1是发明合金的碳化物组织形貌。
图2是K242合金的碳化物组织形貌。
图3是发明合金和K242合金的氧化增重曲线。
图4是发明合金和K242合金在不同温度下的拉伸强度曲线。
具体实施方式
实施例1
在本实施例1中，发明合金的化学成分见表1。
合金的制备工艺为：采用真空感应炉冶炼母合金，当抽炉内真空度至要求时送电，主要原材料装炉全熔后，进入合金的精练期，熔清后在1560℃精炼20分钟。停电、结膜、破膜加入中间合金。大功率均匀搅拌，浇注成母合金锭。切取母合金锭块，在专用真空炉上重熔浇注性能试样，浇注温度为1450℃，模壳烘烤温度为750℃。
表1本实施例中合金的化学成分(重量百分比，％)

CBZrSiMnCrMoCoNi0.310.0140.100.320.2721.610.29.95余

表2实施例1发明合金的高温性能及其与K242合金性能对比

实施例1中发明合金的高温性能与K242合金的高温性能对比见表2。从表2可见，实施例1的发明合金在800℃/165MPa条件下的持久性能比K242合金提高了1.5倍以上，800℃下的蠕变性能高于K242合金，同时具有较好的冷热疲劳性能，试验条件下，本实施例中发明合金至出现0.5mm裂纹具有更高的循环周期(次数)。
实施例2
本发明合金的化学成分见表3，合金的冶炼制备工艺同实施例1。
表3本实施例中合金的化学成分(重量百分比，％)
CBZrSiMnCrMoCoNi0.320.0120.080.360.2921.510.59.92余

表4实施例2发明合金的高温性能及其与K242合金性能对比

实施例2中发明合金的高温性能与K242合金的高温性能对比见表4。可见，本实施例发明合金在800℃/165MPa条件下的持久性能比K242合金提高了2.4倍以上，800℃下的蠕变性能显著高于K242合金，同时具有较好的冷热疲劳性能，试验条件下，本实施例中发明合金至出现0.5mm裂纹具有更高的循环周期(次数)。
实施例3
本发明合金的化学成分见表5，合金的冶炼制备工艺同实施例1。
表5本实施例中发明合金的化学成分(重量百分比，％)
CBZrSiMnCrMoCoNi0.330.0090.080.350.3421.710.79.89余

表6本实施例发明合金的高温性能及其与K242合金性能对比

本实施例中发明合金的高温性能与K242合金的高温性能对比见表6。可见，本实施例中发明合金在800℃/165MPa条件下的持久性能比K242合金提高了2.9倍以上，800℃下的蠕变性能显著高于K242合金，同时具有良好的冷热疲劳性能，试验条件下，本实施例中发明合金至出现0.5mm裂纹具有更高的循环周期(次数)。
实施例4
本发明合金的化学成分见表7，合金的冶炼制备工艺同实施例1。在本实施例中不但测试了合金的持久性能、蠕变性能及冷热疲劳性能，同时还对比测试了发明合金与K242合金的高温抗氧化性能，测试结果分别见表8、表9。
表7本实施例中发明合金的化学成分(重量百分比，％)
CBZrSiMnCrMoCoNi0.300.0070.050.320.4022.010.310.1余

表8本实施例中发明合金的高温性能及其与K242合金性能对比

本实施例中发明合金的高温性能与K242合金的高温性能对比见表8。从表8可见，本实施例中发明合金在800℃/165MPa条件下的持久性能比K242合金提高了3.5倍以上，800℃下的蠕变性能显著高于K242合金，同时具有良好的冷热疲劳性能，试验条件下，本实施例中发明合金至出现0.5mm裂纹具有更高的循环周期(次数)。
表9本实施例发明合金与K242合金的氧化速率

本实施例中发明合金与K242合金的抗氧化性能对比见表9。从表9可见，在850℃试验温度下，本实施例中发明合金与K242合金的抗氧化级别均属于完全抗氧化性之列，但是，本实施例发明合金的氧化速率远远低于K242合金，说明其抗氧化性能更高。
实施例5
本发明合金的化学成分见表10，合金的冶炼制备工艺同实施例1。在本实施例中不但测试了合金的持久性能、蠕变性能及冷热疲劳性能，同时还对比测试了本实施例发明合金与K242合金的室温拉伸性能和不同温度下的高温瞬时拉伸性能，测试结果分别见表11、表12。
表10本实施例中发明合金的化学成分(重量百分比，％)
CBZrSiMnCrMoCoNi0.340.0070.050.250.3621.59.910.5余

表11本实施例中发明合金的高温性能及其与K242合金性能对比

表12本实施例发明合金与K242合金在不同温度下的瞬时拉伸性能

本实施例中发明合金的高温性能与K242合金的高温性能对比见表11。从表11可见，本实施例发明合金在800℃/165MPa条件下的持久性能比K242合金提高了3.7倍以上，800℃下的蠕变性能显著高于K242合金，同时具有良好的冷热疲劳性能，试验条件下，本实施例中发明合金至出现0.5mm裂纹具有更高的循环周期(次数)。另外，从表12可以看出，本实施例中发明合金从室温～1000℃各个温度的屈服强度和抗拉强度均高于K242合金。