本发明属于合金材料技术领域，具体为一种Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料、其制备方法及其应用。
背景技术：
高温合金是指以铁、钴、镍为基，能在600℃以上高温下服役而研制的一类金属材料。高温合金为单一的奥氏体基体组织，拥有较高的高温强度、抗氧化和抗腐蚀性能，具有良好的组织稳定性和使用可靠性，又称为热强合金和热稳定性高温合金，国外常称之为超合金。
高温合金按照合金成分、组织和成型工艺不同可以有不同的分类方法。按基体元素分类，主要有镍基高温合金、钴基高温合金和铁基高温合金，此外还另有一个分支镍-铁基高温合金。按制备工艺分，可以分为变形高温合金，铸造高温合金和粉末高温合金。按强化方式分类可以分为固溶强化合金和时效沉淀强化型合金，不同强化型合金有不同的热处理制度。
高温合金的发展动力来源于高温燃气轮机的需要，燃气轮机发动机，尤其是航空发动机推力及效率的日益增长，发动机工作温度的不断提高，这就要求材料必须具备更高的耐温能力。同时，高温合金由于具有优异的综合力学性能和抗氧化、耐腐蚀能力而成为石化、核能、航空、航天等工业领域中承受高温、腐蚀、长效载荷等恶劣使用环境关键部件不可或缺的材料。但高温合金由于含有较高含量的合金元素，如Ni、Mo、W、Co等，此类合金元素大多是我国的战略合金资源，原材料价格较高，一些小规模的合金产商对其望而却步。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种能有效降低生产成本、具有优良焊接加工性能的Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料、其制备方法及其应用。本发明高温合金材料在室温下的抗拉强度≥1400N/mm2，屈服强度≥1100N/mm2，断后伸长率≥8％，在760～850℃高温下的抗拉强度≥1100N/mm2，屈服强度≥900N/mm2，断后伸长率≥18％；采用本发明高温合金材料制备的高温焊结构件，其焊接头的强度可达到母材强度的90％以上。本发明目的通过以下技术方案来实现：
一种Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料，按重量百分比计，所述合金材料包括，C：0.02～0.08％、Cr：13.5～16.5％、Mo：8.5～9.5％、Nb：2.1～2.5％、Al：1.10～1.40％、Ti：2.35～2.63％、Fe：21.0～24.0％、B：0.005～0.015％，余量为Ni。
本发明高温合金材料中的Mo，有三个方面的作用，其一作用是固溶于基体，达到提高合金的高温强度的目的；其二是与碳结合形成MoC强化相；其三是适量的Mo有利于形成强化相γ‵，但Mo含量太高可能会析出脆性σ相，从而严重影响合金的韧性与使用寿命；Nb有着与Mo类似的作用，但是Nb元素的偏析倾向严重，太高的Nb会影响合金的使用寿命与性能；B元素在合金中起到强化晶界的作用，从而提高合金的高温性能，但是B含量过高可能形成低熔点的Fe2B，使合金的高温性能严重降低，所以本发明Mo、Nb、B等合金元素的含量是经过大量实验得来的，各元素成分之间相互配合，共同提高合金材料的高温性能，任何一个不在本发明元素成分及含量范围内的变动都会对合金性能产生较大影响。
同时，本发明各元素成分及配比含量最直接的有益效果是制备的合金材料在高温下(优选为760～850℃)具有优良焊接加工性能，能够将其用于制备涡轮机匣及高温焊接结构件；当其应用于制备高温焊接结构件时，焊接头的强度可达到母材强度的90％以上。之所以能有这么好的焊接性能，与其具体组成成分及配比含量有直接关系，本发明合金材料在焊接后，组织结构稳定，不会析出σ等脆性相，从而体现在了焊接性能优异。
作为本发明一种Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料的一个具体实施例，所述合金材料包括，C：0.04～0.06％、Cr：14～15.5％、Mo：8.8～9.2％、Nb：2.3～2.4％、Al：1.20～1.30％、Ti：2.45～2.57％、Fe：22.30～23.7％、B：0.008～0.013％，余量为Ni。
作为本发明一种Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料的一个具体实施例，所述合金材料还包括Mn、P、Si、S杂质及其它不可避免的杂质，按质量百分比计，Mn≤0.25％、P≤0.02％、Si≤0.25％、S≤0.015％。
作为本发明一种Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料的一个具体实施例，所述合金材料在室温下的抗拉强度≥1400N/mm2，屈服强度≥1100N/mm2，断后伸长率≥8％，在760～850℃高温下的抗拉强度≥1100N/mm2，屈服强度≥900N/mm2，断后伸长率≥18％。
本发明还提供所述Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料的制备方法，包括以下步骤：
1)按组分百分比称取原料，并在1450～1480℃温度下进行熔炼，溶液浇注成自耗电极；
2)将自耗电极进行重熔精炼，重熔成电渣锭；
3)将电渣锭加热锻造，锻造后空冷至室温，并进行表面处理；
4)将表面处理后的锻造件进行固溶时效热处理，即制得本发明合金材料。
作为本发明一种Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料制备方法的一个具体实施例，所述步骤1)的熔炼在真空感应炉中进行；所述步骤2)的重熔精炼在真空自耗炉中进行。
作为本发明一种Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料制备方法的一个具体实施例，所述步骤3)中锻造温度为1100～1120℃，时间为3～5小时，开锻温度≥1100℃，停锻温度≥900℃。
作为本发明一种Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料制备方法的一个具体实施例，所述步骤4)中固溶时效热处理的具体过程为：固溶1070℃～1095℃，保温2～6小时，水冷；一次时效750℃～770℃，保温16～20小时，空冷；二次时效640～660℃保温24～30小时，空冷。
本发明还涉及所述Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料的应用，所述高温合金材料用于制作高温焊接结构件及涡轮机匣。
本发明的有益效果：
1、本发明Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料在室温(25℃)下的抗拉强度≥1400N/mm2，屈服强度≥1100N/mm2，断后伸长率≥8％，在760～850℃高温下的抗拉强度≥1100N/mm2，屈服强度≥900N/mm2，断后伸长率≥18％。
2、本发明Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料没有Co、W等战略合金资源元素，相比于大量使用Co的合金材料来说，在满足合金性能的前提下能显著降低生产成本。
3、本发明合金材料具有优良焊接加工性能，能够将其用于制备涡轮机匣及高温焊接结构件；当其应用于制备高温焊接结构件时，在760～850℃高温下，焊接头的强度可达到母材强度的90％以上。
具体实施方式
为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。
采用不同组成成分进行本发明Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料的制备，本发明提供6个实施例，各实施例合金材料的组成成分及含量如下表1所示：
表1本发明Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料组成成分及含量(此处省略杂质)
实施例1
按照本发明合金材料制备方法进行本实施例合金材料的制备，具体步骤如下：
1)按表1中实施例1的组分成分及含量称量原料，并在1460℃温度下的真空感应炉中进行熔炼，溶液浇注成自耗电极；
2)将自耗电极在真空自耗炉中进行重熔精炼，重熔成电渣锭；
3)将电渣锭加热锻造，锻造后空冷至室温，并进行表面处理，其中，锻造温度为1120℃，时间为5小时，开锻温度为1200℃，停锻温度为900℃；
4)将表面处理后的锻造件进行固溶时效热处理，即制得本发明合金材料，其中固溶时效热处理的工艺为：固溶1070℃，保温6小时，水冷；一次时效770℃，保温20小时，空冷；二次时效660℃保温24小时，空冷。
实施例2
按照本发明合金材料制备方法进行本实施例合金材料的制备，具体步骤如下：
1)按表1中实施例2的组分成分及含量称量原料，并在1470℃温度下的真空感应炉中进行熔炼，溶液浇注成自耗电极；
2)将自耗电极在真空自耗炉中进行重熔精炼，重熔成电渣锭；
3)将电渣锭加热锻造，锻造后空冷至室温，并进行表面处理，其中，锻造温度为1100℃，时间为3小时，开锻温度为1100℃，停锻温度为1050℃；
4)将表面处理后的锻造件进行固溶时效热处理，即制得本发明合金材料，其中固溶时效热处理的工艺为：固溶1095℃，保温4小时，水冷；一次时效750℃，保温18小时，空冷；二次时效660℃保温28小时，空冷。
实施例3
按照本发明合金材料制备方法进行本实施例合金材料的制备，具体步骤如下：
1)按表1中实施例3的组分成分及含量称量原料，并在1480℃温度下的真空感应炉中进行熔炼，溶液浇注成自耗电极；
2)将自耗电极在真空自耗炉中进行重熔精炼，重熔成电渣锭；
3)将电渣锭加热锻造，锻造后空冷至室温，并进行表面处理，其中，锻造温度为1110℃，时间为4小时，开锻温度1100℃，停锻温度900℃；
4)将表面处理后的锻造件进行固溶时效热处理，即制得本发明合金材料，其中固溶时效热处理的工艺为：固溶1080℃，保温5小时，水冷；一次时效760℃，保温18小时，空冷；二次时效640℃保温29小时，空冷。
实施例4
按照本发明合金材料制备方法进行本实施例合金材料的制备，具体步骤如下：
1)按表1中实施例4的组分成分及含量称量原料，并在1465℃温度下的真空感应炉中进行熔炼，溶液浇注成自耗电极；
2)将自耗电极在真空自耗炉中进行重熔精炼，重熔成电渣锭；
3)将电渣锭加热锻造，锻造后空冷至室温，并进行表面处理，其中，锻造温度为1120℃，时间为3.8小时，开锻温度1200℃，停锻温度1050℃；
4)将表面处理后的锻造件进行固溶时效热处理，即制得本发明合金材料，其中固溶时效热处理的工艺为：固溶1095℃，保温6小时，水冷；一次时效760℃，保温20小时，空冷；二次时效650℃保温27小时，空冷。
实施例5
按照本发明合金材料制备方法进行本实施例合金材料的制备，具体步骤如下：
1)按表1中实施例5的组分成分及含量称量原料，并在1470℃温度下的真空感应炉中进行熔炼，溶液浇注成自耗电极；
2)将自耗电极在真空自耗炉中进行重熔精炼，重熔成电渣锭；
3)将电渣锭加热锻造，锻造后空冷至室温，并进行表面处理，其中，锻造温度为11051℃，时间为5小时，开锻温度1300℃，停锻温度1020℃；
4)将表面处理后的锻造件进行固溶时效热处理，即制得本发明合金材料，其中固溶时效热处理的工艺为：固溶10700℃，保温20小时，水冷；一次时效770℃，保温20小时，空冷；二次时效660℃保温30小时，空冷。
实施例6
按照本发明合金材料制备方法进行本实施例合金材料的制备，具体步骤如下：
1)按表1中实施例6的组分成分及含量称量原料，并在1480℃温度下的真空感应炉中进行熔炼，溶液浇注成自耗电极；
2)将自耗电极在真空自耗炉中进行重熔精炼，重熔成电渣锭；
3)将电渣锭加热锻造，锻造后空冷至室温，并进行表面处理，其中，锻造温度为1120℃，时间为5小时，开锻温度1100℃，停锻温度900℃；
4)将表面处理后的锻造件进行固溶时效热处理，即制得本发明合金材料，其中固溶时效热处理的工艺为：固溶1085℃，保温5小时，水冷；一次时效750℃，保温16小时，空冷；二次时效640℃保温24小时，空冷。
对比例
为了突出本发明合金材料各组成成分及含量对合金耐高温性能的影响，发明人针对其中的Mo、Nb成分含量进行了调整，将其含量控制在本发明要求的范围外，而其它成分及含量均保持在本发明的含量范围内，研究Mo、Nb成分含量的变动对合金耐高温及作为焊接构件强度的影响。应当注意，此对比例仅仅列举出Mo、Nb两种成分含量，对其它成分含量亦能达到相同的实验效果及目的。
对比例1
将Mo的含量设定在本发明要求的范围外，即8.5～9.5％以外，而其它成分含量都控制在本发明要求的范围内，然后按照本发明制备方法进行合金材料的制备。本对比例将Mo的含量分别设定为6％及11％。此处仅为代表，其它不在本发明范围内的Mo含量亦能达到相同的效果。
对比例2
将Nb的含量设定在本发明要求的范围外，即2.1～2.5％以外，而其它成分含量都控制在本发明要求的范围内，然后按照本发明制备方法进行合金材料的制备。本对比例将Nb的含量分别设定为1.0％及3.5％。此处仅为代表，其它不在本发明范围内的Nb含量亦能达到相同的效果。
对实施例1至6及对比例1至2制备的成品合金材料取样进行室温拉伸试验，检测去力学性能；并检测成品在760～850℃高温下的力学性能及用其制备的焊接构件在高温下的强度。其结果如下表2所示：(其中，焊接构件强度以其达到母材强度的百分比来确定)
表2实施例1至6及对比例1至2成品合金材料力学性能检测结果
从实施例1至6的力学性能测试结果数据可以看出，本发明Ni-Cr-Mo-Nb-Al-Ti系高温合金材料在室温(25℃)下的抗拉强度≥1400N/mm2，屈服强度≥1100N/mm2，断后伸长率≥8％，在760～850℃高温下的抗拉强度≥1100N/mm2，屈服强度≥900N/mm2，断后伸长率≥18％；用其制备的高温焊接结构件强度达到母材强度的90％以上。
当改变本发明合金材料中Mo或Nb的含量时，合金材料在室温(25℃)及760～850℃高温下的抗拉强度、屈服强度、断后伸长率虽有明显下降，但对其性能影响不大。但对用其制备的高温焊接结构件强度的影响较大，其强度从达到母材强度的90％以上降低到60～72.5％，特别是Nb含量的改变，对其高温强度的影响更大，其强度从90％以上降低到约60％，效果明显，说明Nb含量对其高温强度的影响最大。
以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。