铁-镍基沉淀强化型高温合金及其制备方法和应用

技术领域

本发明涉及高温合金技术领域，尤其是涉及一种铁-镍基沉淀强化型高温合金及其制备方法和应用。

背景技术

火箭发动机机匣、盘件、燃烧室隔板、涡轮燃气进气导管、燃气发生器收敛段、锥形导向器、涡轮弯通、法兰盘等零部件大量应用高强铁-镍基高温合金。近年来，随着火箭发动机的研制推进，发动机中热端部件对材料的要求越来越严苛，随着工作温度和压力的提升，部件对材料的强度和抗富氧烧蚀性能要求大幅度提高。

目前火箭发动机热端部件常用的GH4202合金、GH4169合金。随着服役温度的提升，GH4202合金的强度性能已经无法满足发动机需求，国内已广泛应用的GH4169合金，主要强化相是γ＂相，但γ＂相在高温下稳定性变差，尤其是在650℃以上，γ＂相的长大趋势非常明显并逐步与基体脱溶，失去强化效果，导致强度性能在急剧衰减，由此可见GH4169合金的强度以及组织稳定性能无法达到要求。

为了达到火箭发动机对合金性能逐步提高的要求，需要保证合金在650℃以上组织性能稳定性，同时要提高合金的高强性、抗富氧燃烧性能以及焊接性能。

有鉴于此，特提出本发明。

发明内容

本发明的第一目的在于提供铁-镍基沉淀强化型高温合金，以解决现有技术中存在的无法满足在650℃长期工作稳定性等的技术问题。

本发明的第二目的在于提供铁-镍基沉淀强化型高温合金的制备方法。

本发明的第三目的在于提供铁-镍基沉淀强化型高温合金在热端部件中的应用。

为了实现本发明的上述目的，特采用以下技术方案：

铁-镍基沉淀强化型高温合金，包括按质量百分数计的如下组分：

C 0.01%~0.035%、Cr 17.10%~18.50%、Nb 4.81%~5.50%、Mo 3.55%~5.00%、Al 0.5%~1.15%、Ti 0.60%~1.0%、Fe 13.10%~16.00%、V 0.41%~0.6%、B 0.001%~0.01%、Cu 0.1%~0.55%、Zr 0.001%~0.1%、Ce 0.001%~0.01%、Mn 0.001%~0.7%、Si 0.01%~0.5%、P≤0.015%、S≤0.01%，以及余量的Ni。

在本发明的具体实施方式中，所述铁-镍基沉淀强化型高温合金的主要强化相为γ＇相，次要强化相为γ＂相。进一步的，所述合金的析出相还包括碳化物，其中，碳化物包括MC型、M

在本发明的具体实施方式中，所述铁-镍基沉淀强化型高温合金中，γ＇相的含量为20%~30%。

在本发明的具体实施方式中，所述铁-镍基沉淀强化型高温合金中，γ＂相的含量＜5%。

在本发明的具体实施方式中，所述铁-镍基沉淀强化型高温合金中，Al与Ti的质量百分数之比＞1.3。

在本发明的具体实施方式中，所述铁-镍基沉淀强化型高温合金中，包括按质量百分数计的如下组分：

C 0.015%~0.03%、Cr 17.10%~17.50%、Nb 4.95%~5.30%、Mo 3.70%~4.85%、Al 0.6%~1.15%、Ti 0.60%~0.65%、Fe 13.50%~15.60%、V 0.45%~0.58%、B 0.001%~0.008%、Cu 0.45%~0.55%、Zr 0.001%~0.1%、Ce 0.001%~0.01%、Mn 0.001%~0.7%、Si 0.01%~0.5%、P≤0.015%、S≤0.01%，以及余量的Ni。

在本发明的具体实施方式中，所述铁-镍基沉淀强化型高温合金由按质量百分数计的如下组分组成：

C 0.015%~0.03%、Cr 17.10%~17.50%、Nb 4.95%~5.30%、Mo 3.70%~4.85%、Al 0.6%~1.15%、Ti 0.60%~0.65%、Fe 13.50%~15.60%、V 0.45%~0.58%、B 0.001%~0.008%、Cu 0.45%~0.55%、Zr 0.001%~0.1%、Ce 0.001%~0.01%、Mn 0.001%~0.7%、Si 0.01%~0.5%、P≤0.015%、S≤0.01%，以及余量的Ni。

本发明还提供了铁-镍基沉淀强化型高温合金的制备方法，包括如下步骤：

按比例将各组分混合熔炼获得铸锭，均匀化处理后进行加工成型，然后进行热处理。

在本发明的具体实施方式中，所述热处理包括：固溶处理和双时效处理。进一步的，所述固溶处理包括：于970~990℃保温处理0.5~4h后，空冷；所述双时效处理包括：于720~740℃保温14~16h后，空冷；于640~660℃保温9~11h后，空冷。

在实际操作中，所述加工成型为常规加工成型方式。

本发明还提供了上述铁-镍基沉淀强化型高温合金在制备发动机中热端部件中的应用。

在本发明的具体实施方式中，所述热端部件包括机匣、盘件、燃烧室隔板和涡轮燃气进气导管中的任一种。

与现有技术相比，本发明的有益效果为：

（1）本发明的铁-镍基沉淀强化型高温合金，通过对合金成分进行调控，使得合金中的主要强化相为γ＇相，相较于γ＂相更稳定，使合金可在650℃条件下长期使用，在750℃条件下短期使用；

（2）本发明的铁-镍基沉淀强化型高温合金，在兼顾上述高温力学性能和高温稳定性的情况下，具有良好的抗富氧燃烧性能、抗氧化、抗腐蚀能力和抗烧蚀能力；并且，本发明的合金具有可锻、可铸、可焊多种用途；

（3）本发明的铁-镍基沉淀强化型高温合金能够满足下一代火箭发动机的严苛要求，可用于火箭发动机机匣、盘件、燃烧室隔板、涡轮燃气进气导管等热端部件。

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为本发明实施例1提供的以1#合金制成的产品A的金相组织图（放大倍数：200倍）；

图2为本发明实施例1提供的以1#合金制成的产品A的场发射显微组织图（放大倍数：50000倍）；

图3为本发明实施例1提供的以2#合金制成的产品B的金相组织图（放大倍数：200倍）；

图4为本发明实施例1提供的以2#合金制成的产品B的场发射显微组织图（放大倍数：50000倍）；

图5为本发明实施例1提供的以3#合金制成的产品C的金相组织图（放大倍数：200倍）；

图6为本发明实施例1提供的以3#合金制成的产品C的场发射显微组织图（放大倍数：50000倍）；

图7为本发明实施例1提供的以4#合金制成的产品D的金相组织图（放大倍数：200倍）；

图8为本发明实施例1提供的以4#合金制成的产品D的场发射显微组织图（放大倍数：50000倍）；

图9为本发明实施例1提供的以5#合金制成的产品E的金相组织图（放大倍数：200倍）；

图10为本发明实施例1提供的以5#合金制成的产品E的场发射显微组织图（放大倍数：50000倍）。

具体实施方式

下面将结合附图和具体实施方式对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，但是本领域技术人员将会理解，下列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，仅用于说明本发明，而不应视为限制本发明的范围。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。

铁-镍基沉淀强化型高温合金，包括按质量百分数计的如下组分：

C 0.01%~0.035%、Cr 17.10%~18.50%、Nb 4.81%~5.50%、Mo 3.55%~5.00%、Al 0.5%~1.15%、Ti 0.60%~1.0%、Fe 13.10%~16.00%、V 0.41%~0.6%、B 0.001%~0.01%、Cu 0.1%~0.55%、Zr 0.001%~0.1%、Ce 0.001%~0.01%、Mn 0.001%~0.7%、Si 0.01%~0.5%、P≤0.015%、S≤0.01%，以及余量的Ni。

本发明通过调控Al、Ti含量、Al/Ti比例以及Nb元素含量，增加强化相γ＇相的析出，提高合金的性能稳定性；同时加入一定量的Mo元素进行固溶强化，以及添加少量的B和Ce进行晶界强化，使合金具有良好的力学性能。

本发明中的合金具有良好的抗富氧燃烧性能，本发明中Cr元素的含量提高，可显著提高合金的抗氧化和抗腐蚀能力，同时加入Cu和V元素，提高了合金的抗烧蚀能力。

本发明的合金中：

C的作用是：C元素在合金熔炼过程中有脱氧作用，同时形成碳化物，分布在晶内与晶界，在晶界上的碳化物可以钉扎晶界，细化晶粒。其含量过高会导致合金中碳化物含量过高，造成碳化物聚集，合金晶粒尺寸不均匀、热加工性能差等问题；含量过低不利于合金在熔炼过程中脱氧，同时碳化物含量少，不利于钉扎合金晶界。C含量优选为0.015%~0.035%，进一步优选为0.015%~0.03%，如可以为0.015%、0.02%、0.025%、0.03%等等；

Cr的作用是：Cr元素是M

Nb的作用是：Nb元素是形成次要强化相γ＂相的主要元素，同时也形成MC型碳化物，能够提高合金的强度，其含量过高会导致合金塑性和韧性偏低，形成较多的一次碳化物，导致合金铸锭不均匀，易出现偏析、混晶等现象，同时会不利于合金的热加工及焊接性能，含量过低会导致合金的强度偏低，无法满足使用要求。Nb含量优选为4.9%~5.4%，进一步优选为4.95%~5.30%，如可以为4.95%、5.0%、5.10%、5.20%、5.30%等等；

Mo的作用是：Mo元素是形成M

Al的作用是：Al元素是合金中γ＇、γ＂相的主要形成元素，能够提高合金的强度，抗高温氧化腐蚀性能，其含量过高会导致合金的热加工性能及焊接性能较差，含量过低不利于合金的热强性和抗高温腐蚀性能，Al含量优选为0.6%~1.15%，如可以为0.6%、0.7%、0.8%、0.9%、1.0%、1.1%、1.15%等等；

Ti的作用是：Ti元素也是γ＇、γ＂相的主要形成元素，有效提高合金的热强性，其含量过高，不利于合金的长期组织稳定性以及热加工性能，含量过低会导致合金的热强性不达标，且不利于合金的抗晶间腐蚀性能，Ti含量优选为0.60%~0.65%，如可以为0.60%、0.61%、0.62%、0.63%、0.64%、0.65%等等；

B的作用是：B元素主要存在于晶界，能够有效提高合金高温强度和持久，性能其含量过高或含量过低都会导致合金的持久性能下降，易发生脆性断裂，B含量优选为0.001%~0.01%，如可以为0.001%、0.002%、0.004%、0.005%、0.006%、0.008%、0.01%等等。

在本发明的具体实施方式中，所述铁-镍基沉淀强化型高温合金的主要强化相为γ＇相，次要强化相为γ＂相。进一步的，所述合金的析出相还包括碳化物，其中，碳化物包括MC型、M

在本发明的具体实施方式中，所述铁-镍基沉淀强化型高温合金中，γ＇相的含量为10%~20%，优选为15%~20%，更优选为15.5%~20%。

在本发明的具体实施方式中，所述γ＇相的平均尺寸为10~50nm，优选为25~35nm。

本发明通过合成成分的设计，使合金中γ＇相占比较高，同时γ＇相尺寸细小，并以弥散形式分布，组织更均匀，从而提高合金的各项性能。

在本发明的具体实施方式中，所述铁-镍基沉淀强化型高温合金中，γ＂相的含量＜5%。

在本发明的具体实施方式中，所述铁-镍基沉淀强化型高温合金中，Al与Ti的质量百分数之比＞1.3。

在本发明的具体实施方式中，所述铁-镍基沉淀强化型高温合金中，包括按质量百分数计的如下组分：

C 0.015%~0.03%、Cr 17.10%~17.50%、Nb 4.95%~5.30%、Mo 3.70%~4.85%、Al 0.6%~1.15%、Ti 0.60%~0.65%、Fe 13.50%~15.60%、V 0.45%~0.58%、B 0.001%~0.008%、Cu 0.45%~0.55%、Zr 0.001%~0.1%、Ce 0.001%~0.01%、Mn 0.001%~0.7%、Si 0.01%~0.5%、P≤0.015%、S≤0.01%，以及余量的Ni。

在本发明的具体实施方式中，所述铁-镍基沉淀强化型高温合金由按质量百分数计的如下组分组成：

C 0.015%~0.03%、Cr 17.10%~17.50%、Nb 4.95%~5.30%、Mo 3.70%~4.85%、Al 0.6%~1.15%、Ti 0.60%~0.65%、Fe 13.50%~15.60%、V 0.45%~0.58%、B 0.001%~0.008%、Cu 0.45%~0.55%、Zr 0.001%~0.1%、Ce 0.001%~0.01%、Mn 0.001%~0.7%、Si 0.01%~0.5%、P≤0.015%、S≤0.01%，以及余量的Ni。

本发明还提供了铁-镍基沉淀强化型高温合金的制备方法，包括如下步骤：

按比例将各组分混合熔炼获得铸锭，均匀化处理后进行加工成型，然后进行热处理。

在本发明的具体实施方式中，所述热处理包括：固溶处理和双时效处理。进一步的，所述固溶处理包括：于970~990℃保温处理0.5~4h后，空冷；所述双时效处理包括：于720~740℃保温14~16h后，空冷；于640~660℃保温9~11h后，空冷。

在本发明的具体实施方式中，所述均匀化处理包括：于1160±5℃条件下保温大于25h，于1190±5℃条件下保温大于50h。

在实际操作中，所述加工成型为常规加工成型方式。如可通过常规锻造方式得到相应制件。

本发明还提供了上述铁-镍基沉淀强化型高温合金在制备发动机中热端部件中的应用。

在本发明的具体实施方式中，所述热端部件包括机匣、盘件、燃烧室隔板和涡轮燃气进气导管中的任一种。

实施例1

本实施例提供了铁-镍基沉淀强化型高温合金及其制备方法，具体的以表1中所列成分及其含量的原料制备铁-镍基沉淀强化型高温合金，以表2中所列的条件制备相应材料。

表1 不同铁-镍基沉淀强化型高温合金的成分比例（质量百分数%）

表2 不同加工成型方法及热处理方法

具体的方法包括如下步骤：

（1）按表1所列成分及其含量配制原料，采用真空感应熔炼+真空自耗电弧熔炼，获得Ф508mm铸锭；

（2）将铸锭进行均匀化处理：于1160℃条件下保温大于25h，于1190℃保温大于50h；然后进行开坯锻造：1110℃进行保温，1070℃进行锻造，终锻温度大于920℃，快锻墩拔变形量34%，中间棒坯Ф301，之后进行自由锻，锻成90方锻件；

（3）将加工成型后的制件进行热处理，热处理制度980℃*1h/空冷+730℃*15h/空冷+650℃*10h/空冷。

比较例1

比较例1参考实施例1中的产品的制备方法，区别在于：合金成分不同。比较例1的合金成分见表3。按照实施例1中表2的相同加工成型方法和热处理制度，得到产品F和G。

表3 比较例1的合金的成分比例（质量百分数%）

比较例2

比较例2参考实施例1中的产品的制备方法，区别在于：合金成分不同。比较例2的合金成分见表4。按照实施例1中表2的相同加工成型方法和热处理制度，得到产品H。

表4 比较例2的合金的成分比例（质量百分数%）

实验例1

对本发明实施例中各合金得到的产品的组织结构进行表征。本发明提供的铁-镍基沉淀强化型高温合金的主要强化相为γ＇相，次强化相为γ＂。各合金得到的产品的金相组织图如图1~图10所示。其中图1、图3、图5、图7和图9分别对应一个放大倍数的各个产品的金相组织图，图2、图4、图6、图8和图10分别对应更高放大倍数的各个产品的场发射显微组织图。各产品的强化相γ＇含量分别为：A：γ＇相含量15.41%、B：γ＇相含量15.81%、C：γ＇相含量15.68%、D：γ＇相含量16.14%、E：γ＇相含量16.09%、F：γ＇相含量15.38%、G：γ＇相含量15.44%。A~E产品中，γ＇相尺寸细小，并以弥散形式分布；而F和G产品中，γ＇相尺寸粗大，且分布不均匀。γ＇相主要形成元素为Ni

实验例2

对不同实施例和比较例制备得到的产品性能进行测试，测试结果见表5~表7。

表5 不同产品的室温性能测试结果

表6 不同产品的高温性能测试结果

表7 不同产品的高温持久性能测试结果

从上述测试结果可知，本发明的铁-镍基沉淀强化型高温合金制得产品满足如下性能：

90方锻件，室温拉伸性能满足：σ

本发明的铁-镍基沉淀强化型高温合金具有良好的组织稳定性，可在650℃条件下长期使用，750℃条件下短期使用。

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。