变形高温合金及其制备方法、发动机热端旋转部件和发动机与流程

本发明涉及镍基高温合金技术领域，尤其是涉及一种变形高温合金及其制备方法、发动机热端旋转部件和发动机。

背景技术：

随着先进航空发动机热效率的提高，以及燃油经济性、低污染物排放量的严格要求，涡轮盘用镍基高温合金材料的承温能力也在不断提高，比如第一代镍基涡轮盘合金承温能力短时达680-700℃，代表合金有rene95，fgh95，gh4169等合金；第二代镍基涡轮盘合金承温能力短时达730-750℃，代表的合金有rene88dt，udimet720li，rene65,fgh96等合金；第三代涡轮盘合金的短时使用温度将达780-800℃，代表的合金有rene104，rr1000等。但是目前合金一方面不能满足800℃以上使用性能的要求，同时采用粉末冶金工艺制备使得获得的合金具有较高的成本。

有鉴于此，特提出本发明。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种变形高温合金，该变形高温合金可以满足国内航空设备尤其是发动机热端旋转部件高性能、高均质、低成本化的要求。

本发明提供的变形高温合金，包括具有以下质量分数的组分：

co19.0-22.0％、cr10-16％、mo3.0-5.0％、w1.5-3.5％、al2.4-3.8％、ti3.0-4.5％、nb0.5-1.5％、ta1.0-3.0％、b0.010-0.040％、c0.005-0.060％、zr0.030-0.060％、v0.0-0.6％、hf0.0-0.3％、y0.0-0.01％、fe0.0-1.5％、不可避免的杂质0-0.5％以及余量的ni；

其中，al、ti、nb、ta以及v的总质量分数为9.5-12.5％。

进一步地，包括具有以下质量分数的组分：

co19.5-21.5％、cr12-14％、mo3.5-4.5％、w1.8-2.8％、al3.0-3.6％、ti3.2-4.2％、nb0.6-1.4％、ta2.0-3.0％、b0.010-0.040％、c0.010-0.030％、zr0.030-0.060％、v0.005-0.3％、hf0.0-0.3％、y0.0-0.01％、fe0.0-0.5％、不可避免的杂质0-0.5％以及余量的ni。

进一步地，ti和al总的质量分数满足：6.5％≤(ti+al)≤7.5％；

优选地，ti和al的质量比为1-1.5；

优选地，ta、v和nb总的质量分数满足：3≤(ta+v+nb)≤4；

优选地，ta的质量与nb和v的总质量的比为2.3-3.0。

进一步地，b和zr的总质量与c的质量比为2-6。

进一步地，所述变形高温合金的最高工作温度为780-850℃。

一种前面所述的变形高温合金的制备方法，包括以下步骤：

对各组分的混合物依次进行真空感应熔炼、电渣重熔连续定向凝固熔炼、开坯、锻造、模锻成型和热处理，得到所述变形高温合金；

其中，所述热处理包括固溶热处理和时效热处理，所述固溶热处理的温度为1100-1180℃，所述时效热处理的温度为760-815℃。

进一步地，所述固溶热处理的时间为2-6h；

优选地，所述固溶热处理结束后进行第一冷却，再进行所述时效热处理；

优选地，所述第一冷却包括油冷、风冷或快速气淬；

优选地，所述时效热处理的时间为2-10h；

优选地，所述时效热处理结束后进行第二冷却；

优选地，所述第二冷却包括空冷。

进一步地，所述模锻成型包括热模锻和/或等温锻造；

优选地，所述模锻成型的温度为1090℃-1130℃；

优选地，对电渣重熔连续定向凝固熔炼之后得到的产品进行均匀化热处理之后再进行所述开坯；

优选地，所述均匀化热处理的最高温度为1180-1220℃，时间不少于12h。

一种发动机热端旋转部件，包括前面所述的变形高温合金；

优选地，所述发动机热端旋转部件包括涡轮盘。

一种发动机，包括前面所述的发动机热端旋转部件；

优选地，所述发动机包括航空发动机和/或空天发动机。

与现有技术相比，本发明至少可以取得以下有益效果：

本发明创新性地合理调控变形高温合金的化学成分含量和比例，获得理想的微观组织，微观组织的平均晶粒度范围7-10级，级差不大于3级，变形高温合金中强化相一次γ′、二次γ′和三次γ′呈现三模态分布，氮、氢、氧总含量≤30ppm，盘坯的均匀性好、超声可探性高，可以满足国内航空设备尤其是发动机热端旋转部件高性能、高均质、低成本化的要求。

附图说明

为了更清楚地说明本发明具体实施方式或现有技术中的技术方案，下面将对具体实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施方式，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为本发明一个实施方式中变形高温合金制备流程示意图；

图2为实施例1中变形高温合金热处理态晶粒组织图；

图3为实施例1中变形高温合金热处理态清晰显示一次γ′相的扫描电镜图；

图4为实施例1中变形高温合金热处理态清晰显示二次和三次γ′相的扫描电镜图。

具体实施方式

为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。通常在此处附图中描述和示出的本发明实施例的组件可以以各种不同的配置来布置和设计。

在本发明的一个方面，本发明提供了一种变形高温合金，包括具有以下质量分数的组分：

co19.0-22.0％(例如可以为19.0％、20.0％、21.0％或者22.0％等)、cr10-16％(例如可以为10％、12％、14％或者16％等)、mo3.0-5.0％(例如可以为3.0％、4.0％或者5.0％等)、w1.5-3.5％(例如可以为1.5％、2.0％、2.5％、3.0％或者3.5％等)、al2.4-3.8％(例如可以为2.4％、3.0％、3.4％或者3.8％等)、ti3.0-4.5％(例如可以为3.0％、4.0％或者4.5％等)、nb0.5-1.5％(例如可以为0.5％、1.0％或者1.5％等)、ta1.0-3.0％(例如可以为1.0％、2.0％或者3.0％等)、b0.010-0.040％(例如可以为0.010％、0.020％或者0.040％等)、c0.005-0.060％(例如可以为0.005％、0.010％、0.040％或者0.060％等)、zr0.030-0.060％(例如可以为0.030％、0.050％或者0.060％等)、v0.0-0.6％(例如可以为0、0.1％、0.4％或者0.6％等)、hf0.0-0.3％(例如可以为0、0.1％、0.2％或者0.3％等)、y0.0-0.01％(例如可以为0、0.001％、0.005％或者0.01％等)、fe0.0-1.5％(例如可以为0、0.5％、1.0％或者1.5％等)、不可避免的杂质0-0.5％以及余量的ni；

其中，al、ti、nb、ta以及v的总质量分数为9.5-12.5％。

可以理解的是，不可避免的杂质的含量不为0。

本发明创新性地合理调控变形高温合金的化学成分含量和比例，获得理想的微观组织，微观组织的平均晶粒度范围7-10级，级差不大于3级，变形高温合金中强化相一次γ′、二次γ′和三次γ′呈现三模态分布，氮、氢、氧总含量≤30ppm，盘坯的均匀性好、超声可探性高，可以满足国内航空设备尤其是发动机热端旋转部件高性能、高均质、低成本化的要求。

需要说明的是，本发明中“余量的ni”指的是，变形高温合金中，除了包括co、cr、mo、w、al、ti、n、ta、b、c、zr、v、hf、y、fe以及不可避免的杂质以外，还可以包括其他任选的组分和余量的ni，co、cr、mo、w、al、ti、n、ta、b、c、zr、v、hf、y、fe、不可避免的杂质、其他任选的组分和余量的ni的质量分数之和为100％。

本发明的主要通过调整和添加γ′相形成元素al，ti，nb，ta，和v，调整固溶强化元素w，mo，cr和co的含量，调整和添加晶界强塑性元素c，b，zr，hf，和y，来实现变形高温合金的高强、高蠕变强度、高承温能力。

本发明中，ta的作用主要是进入γ′相，改善γ′相的高温稳定性，提高高温蠕变和持久性能，提高裂纹扩展抗力，由于一部分ta参与形成mc型碳化物，ta含量太高会导致合金密度增加、参与形成大量mc碳化物消耗元素、提高γ′相全溶温度而导致热加工性能下降，ta含量太低，则获得的变形高温合金力学性能提高不显著；v的作用，主要是进入γ′相，少量的v元素可以提高高温γ′相稳定性，提高高温蠕变抗力，添加过多的话蠕变性能会下降，且易参与形成mc碳化物导致消耗过多的v元素；nb的作用主要促进形成γ′相，增大γ′相的反相畴界能，提高合金高温强度，但nb过多会降低合金缺口性能，也降低疲劳裂纹扩展抗力；微量的元素hf和y可以稳定mc型碳化物，强化晶界，但是加入量都是微量的，加入过多的话显著降低合金的初熔点，导致变形高温合金的热加工性能将显著降低；b和zr的添加都是为了强化晶界，一定的含量可以提高合金裂纹扩展抗力，改善合金的塑性和韧性，但是当它们的含量太高的话会引起凝固偏析的硼化物或富锆相尺寸的增加，导致对其均匀化处理难以完全消除，还会以严重降低变形高温合金的初熔温度，恶化变形高温合金的热加工性能。

在本发明的一些优选实施方式中，变形高温合金包括具有以下质量分数的组分：

co19.5-21.5％、cr12-14％、mo3.5-4.5％、w1.8-2.8％、al3.0-3.6％、ti3.2-4.2％、nb0.6-1.4％、ta2.0-3.0％、b0.010-0.040％、c0.010-0.030％、zr0.030-0.060％、v0.005-0.3％、hf0.0-0.3％、y0.0-0.01％、fe0.0-0.5％、不可避免的杂质0-0.5％以及余量的ni。

本发明中，为控制mc型碳化物的含量和尺寸，并保证其在长期时效中的稳定性，因此结合mc型碳化物形成元素的添加种类和数量，对c碳含量进行了优化调整，并结合新型变形高温合金工艺特点优选地c含量范围为0.010-0.030％。

在本发明的一些实施方式中，ti和al总的质量分数满足：6.5％≤(ti+al)≤7.5％，例如ti和al总的质量分数可以为6.5％、7％或者7.5％等。由此，可以控制γ′相体积分数在合理的范围，并尽可能控制有害析出相η相的析出尺寸和数量。由于al和ti对于合金强化相γ′相的体积分数和溶解温度影响最敏感，若al和ti总含量过高会导致强化相体积分数过高和溶解温度过高，会影响合金热加工性能，若al和ti总含量过低则合金强度不足。

在本发明的一些实施方式中，ti和al的质量比(标记为ti/al)为1-1.5(例如可以为1、1.1、1.2、1.3、1.4或者1.5等)。

在本发明的一些实施方式中，为了进一步增强γ′相的高温强度和高温稳定性，并在有限范围内调整γ′相体积分数，调整了ta，v和nb的含量，ta、v和nb总的质量分数满足：3≤(ta+v+nb)≤4，例如ta、v和nb总的质量分数可以为3、3.2、3.4、3.6、3.8或者4等。在本发明的一些实施方式中，ta的质量与nb和v的总质量的比(可以标记为ta/(nb+v))为2.3-3.0，例如可以为2.3、2.5、2.7、2.9或者3.0等。由此，ta、nb和v的比例平衡，可保证变形高温合金具有优异的综合性能。

在本发明的一些实施方式中，b和zr的总质量与c的质量比为2-6(例如可以为2、3、4、5或者6等)。由此，更利于提高合金裂纹扩展抗力，改善合金的塑性和韧性。

在本发明的一些实施方式中，所述变形高温合金的最高工作温度为780-850℃。变形高温合金的长期工作温度在730-780℃之间，短时达780-850℃，材料探伤、组织性能的各项指标达到或优于第三代粉末合金的标准要求。

在本发明的另一方面，本发明提供了一种前面所述的变形高温合金的制备方法，包括以下步骤，具体可参照图1：

对各组分的混合物依次进行真空感应熔炼、电渣重熔连续定向凝固熔炼、开坯、锻造、模锻成型和热处理，得到所述变形高温合金；

其中，所述热处理包括固溶热处理和时效热处理，所述固溶热处理的温度为1100-1180℃(例如可以为1100℃、1120℃、1140℃、1160℃或者1180℃等)，所述时效热处理的温度为760-815℃(例如可以为760℃、780℃、800℃或者815℃等)。

上述制备方法操作简单、方便，易于实现，制备过程中无有害相析出获得理想的微观组织，得到的变形高温合金中氮、氢、氧总含量≤30ppm，制造成本是粉末冶金的50-60％，而且固溶热处理和时效热处理之间相互配合可以使得获得的最佳特征分布的析出相和微观组织从而满足高性能的要求。相对于上述温度范围，当固溶热处理的温度过低时，则合金的蠕变性能变差；当固溶热处理的温度过高时，则合金的强度变差；当时效热处理的温度过低时，则低周疲劳性能和强度不足；当时效热处理的温度过高时，则合金的蠕变性能变差。

在本发明的一些实施方式中，所述固溶热处理的时间为2-6h(例如可以为2h、3h、4h、5h或者6h等)；所述时效热处理的时间为2-10h(例如可以为2h、3h、4h、5h、6h、7h、8h、9h或者10h等)。

在本发明的一些实施方式中，所述固溶热处理结束后进行第一冷却，再进行所述时效热处理；所述第一冷却包括油冷、风冷或快速气淬；优选地，所述时效热处理结束后进行第二冷却；所述第二冷却包括空冷。

在本发明的一些实施方式中，所述模锻成型包括热模锻和/或等温锻造；优选地，所述模锻成型的温度为1090℃-1130℃(例如可以为1090℃、1100℃、1110℃、1120℃或者1130℃等)。

在本发明的一些实施方式中，对电渣重熔连续定向凝固熔炼之后得到的产品进行均匀化热处理之后再进行所述开坯；所述均匀化热处理的最高温度为1180-1220℃(例如可以为1180℃、1190℃、1200℃、1210℃或者1220℃等)，时间不少于12h。

在本发明的一些具体实施方式中，变形高温合金的制备方法包括以下步骤：

1)变形高温合金的各组分按比例混料后，采用真空感应炉熔炼电极棒；

2)电极棒经过切头、去尾，打磨处理后进行电渣重熔连续定向凝固冶炼制备定向凝固铸锭，铸锭直径≤400mm，铸锭心部纵截面低倍显示要无等轴晶区；

3)定向凝固铸锭经过高温均匀化热处理，最高的处理温度在1180-1220℃范围，保温不小于12h；

4)铸锭进行约束镦粗开坯和多个循环次数的3d锻造或多向锻造方式制备成棒坯或饼坯，随后进行机加工和检验；

5)随后进行热模锻或等温锻造成形，温度范围在1090-1130℃；

6)固溶和时效热处理；固溶热处理条件为1100-1130℃、2-6h，随后进行风冷或快速气淬；时效热处理条件为790-815℃、2-10h，随后进行空冷。

在本发明的另一方面，本发明提供了一种发动机热端旋转部件，包括前面所述的变形高温合金。

在本发明的一些实施方式中，所述发动机热端旋转部件包括涡轮盘。

在本发明的另一方面，本发明提供了一种发动机，包括前面所述的发动机热端旋转部件；

优选地，所述发动机包括航空发动机和/或空天发动机。

需要说明的是，上述发动机除了包括前面所述的发动机热端旋转部件之外，还可以包括其他例如联轴器和支承结构等，在此不再过多赘述。

下面结合具体实施方式，对本发明的一些实施方式作详细说明。在不冲突的情况下，下述的实施例及实施例中的特征可以相互组合。

实施例

实施例1

变形高温合金包括具有以下质量分数的组分：co20.4％；cr13.1％；mo4.1％；w2.2％；al3.3％；ti3.75％；nb1.0％；ta2.45％；v0.05％；b0.018％；c0.020％；zr0.050％；hf0.001％；y0；fe0.1％；以及ni余量。

变形高温合金的制备方法如下：

1)按各组分比例配制原材料，采用真空感应炉熔炼母合金电极棒；

2)电极棒经过切头、去尾，打磨处理后进行电渣重熔连续定向凝固冶炼制备定向凝固铸锭，直径260mm，铸锭宏观纵向低倍组织心部无等轴晶粒；

3)定向凝固铸锭经过高温均匀化热处理，均匀化最高温度1195℃下，保温12h；

4)铸锭进行约束镦粗开坯和多个循环次数的3d锻造方式制备成棒坯或饼坯，随后进行机加工和检验；

5)随后进行热模锻或等温锻造成形，锻造温度1110℃；

6)固溶和时效热处理；固溶热处理条件为1120℃、2h，快速气淬；时效热处理条件为815℃、4h，空冷，空冷结束后得到变形高温合金锻件；

本实施例的变形高温合金热处理态晶粒组织图可参照图2，变形高温合金热处理态清晰显示一次γ′相的扫描电镜图可参照图3，变形高温合金热处理态清晰显示二次和三次γ′相的扫描电镜图可参照图4。

实施例2

变形高温合金的组成同实施例1，不同之处在于ti和al的总含量为6.5％，ti和al的质量比为1。

实施例3

变形高温合金的组成同实施例1，不同之处在于ti含量为4％，al含量为3.5％。

实施例4

变形高温合金的组成同实施例1，不同之处在于固溶热处理的温度为1100℃，时效热处理的温度为760℃。

实施例5

变形高温合金的组成同实施例1，不同之处在于固溶热处理的温度为1180℃，时效热处理的温度为780℃。

实施例6

变形高温合金的组成同实施例1，不同之处在于固溶热处理的温度为1120℃，时效热处理的温度为740℃。

实施例7

变形高温合金的组成同实施例1，不同之处在于固溶热处理的温度为1120℃，时效热处理的温度为830℃。

对比例1

第三代粉末冶金工艺制备的rene104合金。

分别测试实施例1-7以及对比例1的合金在室温、650℃、750℃和815℃拉伸强度(测试结果见下表1)，分别测试实施例1-7以及对比例1的合金在704℃/690mpa下蠕变性能(测试结果见下表2)，分别测试实施例1-7以及对比例1的合金815℃持久性能(测试结果见下表3)，测试实施例1、6、7以及对比例1的合金700℃低周疲劳性能(测试结果见下表4)。

表1

表2

表3

表4

从上述对比得到，本发明通过添加和调整强化相形成元素al，ti，nb，ta和v的含量和平衡比例，并控制c，b，zr，hf的含量并优化含量的比例平衡，并采用本发明的制备方法，获得成分和组织均匀的合金材料，且获得的变形高温合金的最高使用温度可达800℃。

最后应说明的是：以上各实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的范围。