一种燃气轮机用高强抗热腐蚀镍基高温合金及其制备工艺和应用

摘要

本发明公开了一种燃气轮机用高强抗热腐蚀镍基高温合金及其制备工艺和应用，属于金属材料技术领域。按重量百分含量计，该合金化学成分为：C 0.06～0.15％，B 0.005～0.025％，Cr 13.0～15.0％，Co 9.0～11.0％，Mo 0.5～0.99％，W 4.3～5.2％，Al 3.0～3.6％，Ta 3.6～4.5％，Ti 3.8～4.5％，Zr 0～0.05％，Ni余量。该合金具有优异的抗热腐蚀性能和高温强度，具有良好的组织稳定性，适用于制作燃气轮机热端部件，可在燃气腐蚀环境下长期使用。

权利要求

1.一种燃气轮机用高强抗热腐蚀镍基高温合金，其特征在于：按重量百分含量计，该合金化学成分为：C 0.06～0.15％，B 0.005～0.025％，Cr 13.0～15.0％，Co 9.0～11.0％，Mo 0.5～0.99％，W 4.3～5.2％，Al 3.0～3.6％，Ta 3.6～4.5％，Ti 3.8～4.5％，Zr 0～

0.05％，Ni余量；该合金的Nv值小于2.35。

2.按照权利要求1所述的燃气轮机用高强抗热腐蚀镍基高温合金，其特征在于：按重量百分含量计，该合金化学成分为：C 0.08～0.11％，B 0.005～0.025％，Cr 13.5～14.0％，Co 9.0～10.0％，Mo 0.5～0.99％，W 4.3～5.0％，Al 3.1～3.5％，Ta 3.8～4.2％，Ti 3.9～4.3％，Ni余量。

3.按照权利要求1或2所述的燃气轮机用高强抗热腐蚀镍基高温合金的制备工艺，其特征在于：该工艺过程如下：按所述合金成分配料，采用真空感应炉熔炼，1580～1620℃精炼5～10min，然后在1390～1430℃浇注，壳温800～900℃，浇注后获得铸态镍基高温合金。

4.按照权利要求3所述的燃气轮机用高强抗热腐蚀镍基高温合金的制备工艺，其特征在于：对铸态镍基高温合金进行热处理的过程如下：(1)固溶处理温度1110～1130℃，处理时间2～3h，空冷；

(2)时效处理温度830～870℃，处理时间18～24h，空冷。

5.按照权利要求1所述的燃气轮机用高强抗热腐蚀镍基高温合金的应用，其特征在于：所述镍基高温合金用于制备燃气轮机涡轮叶片。

说明书

一种燃气轮机用高强抗热腐蚀镍基高温合金及其制备工艺和

应用

技术领域

[0001] 本发明涉及金属材料技术领域，具体涉及一种燃气轮机用高强抗热腐蚀镍基高温合金及其制备工艺和应用，该合金适用于制作燃气轮机热端部件。

背景技术

[0002] 燃气轮机的使用寿命高达上万小时甚至更长，其苛刻的工作环境要求发动机涡轮叶片材料兼具优异的抗热腐蚀性能、高温力学性能和良好的组织稳定性。通常，抗热腐蚀镍基高温合金含有较高的Cr元素(高于12wt.％)，以确保合金的抗热腐蚀性能，而导致合金的组织稳定性较差，在800～950℃长期服役过程中易析出有害的TCP相，降低合金的使用寿命。对于抗热腐蚀合金，在保证其组织稳定性的前提下，不断提高合金的强度一直是其研制的难点及重要方向。

[0003] IN738合金是应用最广泛的抗热腐蚀多晶高温合金(成分见表1)，凭借其优异的抗热腐蚀性能，上世纪七十年代被美国GE公司作为重型燃气轮机涡轮叶材料使用。八十年代中期，GE公司研制了抗热腐蚀多晶合金GTD111(成分见表1)，其承温能力比IN738合金高20℃，具有更高的低周疲劳强度，且其热腐蚀抗力与IN738合金相当。GDT111合金逐渐取代了IN738合金，成为F级重型燃气轮机涡轮叶片的使用材料。然而，有文献(Superalloys 2004,Edited by K.A.Green,T.M.Pollock,H.Harada,T.E.Howson,R.C.Reed,J.J.Schirra,and S.Walston,TMS(The Minerals,Metals&Materials Society),2004,pp163-171)报道，GTD111合金在871℃长期时效10000h后析出σ相，合金在816℃/440MPa蠕变过程中σ相处易形成裂纹，降低合金的抗蠕变性能。

[0004] 我国的重型燃气轮机发展起步较晚，适用于F、G/H级重型燃气轮机涡轮叶片的多晶高温合金材料还相对缺乏。K438合金是我国应用最广泛的抗热腐蚀多晶高温合金，其承温能力低于GTD111合金。另一种抗热腐蚀合金K444，虽然在强度上达到了GTD111的水平，但合金在800℃以上长期时效超过3000h有析出σ相的倾向。目前，国内急需组织稳定的高强抗热腐蚀多晶高温合金以满足重型燃气轮机发展的需求。

[0005] 表1 IN738和GTD111合金成分(wt.％)

[0006]

[0007] *含有三种元素中的一种或者1.5～3.5wt％的Ta、Nb、Hf中至少两种元素。

发明内容

[0008] 本发明的目的在于提供一种燃气轮机用高强抗热腐蚀镍基高温合金及其制备工艺和应用，该合金具有优异的高温强度和抗热腐蚀性能，同时具有良好的组织稳定性，可以满足燃气轮机涡轮叶片的使用要求。

[0009] 本发明的技术方案如下：

[0010] 一种燃气轮机用高强抗热腐蚀镍基高温合金，按重量百分含量计，该合金化学成分为：C 0.06～0.15％，B 0.005～0.025％，Cr 13.0～15.0％，Co 9.0～11.0％，Mo 0.5～0.99％，W 4.3～5.2％，Al 3.0～3.6％，Ta 3.6～4.5％，Ti 3.8～4.5％，Zr 0～0.05％，Ni余量。

[0011] 该合金优选的化学成分为(wt.％)：C 0.08～0.11％，B 0.005～0.025％，Cr 13.5～14.0％，Co 9.0～10.0％，Mo 0.5～0.99％，W 4.3～5.0％，Al 3.1～3.5％，Ta 3.8～4.2％，Ti 3.9～4.3％，Ni余量。

[0012] 该合金的Nv值小于2.35。

[0013] 所述燃气轮机用高强抗热腐蚀镍基高温合金的制备工艺，过程如下：

[0014] 按所述合金成分配料，采用真空感应炉熔炼，1580～1620℃精炼5～10min，然后在1390～1430℃浇注，壳温800～900℃，浇注后获得铸态镍基高温合金。对铸态镍基高温合金进行热处理的过程如下：

[0015] (1)固溶处理温度1110～1130℃，处理时间2～3h，空冷；

[0016] (2)时效处理温度830～870℃，处理时间18～24h，空冷。

[0017] 本发明上述高强抗热腐蚀镍基高温合金，具有优异的高温强度和良好的组织稳定性，特别适宜制作热腐蚀环境下长期使用的高温部件，如燃气轮机涡轮叶片等部件。

[0018] 本发明合金成分设计原理如下：

[0019] 镍基合金主要通过固溶强化和沉淀强化来获得强度。为了追求高强度，一方面，合金中需要含有充足的固溶强化元素。W、Mo和Cr是重要的固溶强化元素。其中，W和Mo的固溶强化效果更好，对提高合金的高温强度有利。然而，W和Mo都是TCP相的形成元素，且对抗热腐蚀性能不利，两者中Mo的危害更大。因此，合金中应适当增加W的含量，而降低Mo的含量。Cr是合金抗热腐蚀性能的决定性元素，其含量要有充分的保证，通常抗热腐蚀合金中的Cr含量都高于12％。另一方面，合金中需要含有充足的沉淀强化元素以保证γ′强化相的体积分数。Al、Ti和Ta都是γ′相形成元素。其中，Al元素决定了合金的抗氧化性能；Ti元素会增加合金的热裂倾向，且会促进η相的析出；而Ta能够提高γ′相的热稳定性，减缓合金在长期使用过程中组织和性能的退化，且进入基体的Ta元素还能起固溶强化作用，对合金的高温强度有益。因此，合金中应适当增加Al、Ta含量，而降低Ti含量。此外，合金中通过加入C、B、Zr等微量元素来强化晶界。

[0020] 电子空位数(Nv值)是评价镍基高温合金组织稳定性的重要方法。对本发明合金的研究表明，当Nv值大于2.35时，合金在长期时效过程中会析出σ相。因此，为了确保合金的组织稳定性，限制本发明合金的Nv值要小于2.35。

[0021] 综上所述，协调合金的抗热腐蚀性能、高温强度以及组织稳定性，确定各合金元素的成分范围为：W 4.3～5.2％，Mo 0.5～0.99％，Cr 13.0～15.0％，Al 3.0～3.6％，Ti 3.8～4.5％，Ta 3.6～4.5％，Co 9.0～11.0％，C 0.06～0.15％，B 0.005～0.025％，Zr 0～0.05％，且Nv<2.35。

[0022] 本发明的有益技术效果为：

[0023] 本发明合金经成分设计优化和制备工艺优化，改善了合金的组织均匀性，提高了合金的强度和组织稳定性，合金上万小时长期时效无TCP相析出。长期时效后性能优于国内相近成分抗热腐蚀高温合金性能。本发明合金适于制作燃气轮机热端部件，可在燃气腐蚀环境下上万小时长期使用。

附图说明

[0024] 图1为本发明实施例1合金热处理后的微观组织；

[0025] 图2为本发明实施例2合金的热强参数综合曲线；

[0026] 图3为本发明实施例6合金850℃长期时效后的组织；其中，(a)为No.6合金时效1000h后的组织；(b)为No.7合金时效3000h后的组织；(c)为No.8合金时效10000h后的组织。

具体实施方式

[0027] 下面结合实施例和附图对本发明进一步描述，以下各合金成分见表2。

[0028] 表2合金成分(wt％)

[0029]

[0030]

[0031] 实施例1：

[0032] 本实施例合金(No.1合金)成分见表2，采用制备工艺：1600℃±10℃精炼5分钟，1410±20℃浇注，壳温850±50℃。合金的热处理制度为：1120±10℃/2h空冷，850±20℃/
24h空冷。合金热处理后的组织如图1所示，合金由γ基体、γ′相、γ/γ′共晶、MC和M23C6碳化物组成。

[0033] 实施例2：

[0034] 本实施例合金(No.2合金)成分见表2，采用的制备工艺和热处理制度同实施例1，该合金的拉伸和持久性能分别见表3和4。GTD111合金的拉伸和持久性能见表5、6。通过对比可以发现，本发明合金的拉伸和持久强度都要高于GTD111合金。合金的热强参数综合曲线见图2。

[0035] 表3 No.2合金的拉伸性能

[0036]

[0037] 表4 No.2合金的持久性能

[0038]

[0039]

[0040] 表5 GTD111合金的拉伸性能

[0041]

[0042] 表6 GTD111合金的持久性能

[0043]温度(℃) 持久应力(MPa) 寿命(h) 延伸率(％)
760 622 83 10.5
816 482 111 14
870 370 60 14.9
950 210 80 10
980 190 38 9.2

[0044] 实施例3：

[0045] 本实施例合金(No.3合金)成分见表2，采用的制备工艺和热处理制度同实施例1，合金的持久性能见表7。

[0046] 表7 No.3合金的持久性能

[0047] 温度(℃) 持久应力(MPa) 寿命(h) 延伸率(％)760 622 357 6.5
850 370 289 7
900 250 311 6.4
950 170 301 5.7

[0048] 实施例4：

[0049] 本实施例合金(No.4合金)成分见表2，采用的制备工艺和热处理制度同实施例1，合金的持久性能见表8。

[0050] 表8 No.4合金的持久性能

[0051]温度(℃) 持久应力(MPa) 寿命(h) 延伸率(％)
760 622 435 6.8
850 370 296 7.2
900 250 334 6
950 170 314 6.1

[0052] 实施例5：

[0053] 本实施例合金(No.5合金)成分见表2，采用的制备工艺和热处理制度同实施例1，合金的拉伸、持久性能见表9、10。

[0054] 表9 No.5合金的拉伸性能

[0055]

[0056] 表10 No.5合金的持久性能

[0057]温度(℃) 持久应力(MPa) 寿命(h) 延伸率(％)
850 370 274 6.8
950 170 287 5.6

[0058] 实施例6：

[0059] 本实施例合金(No.8合金)，为便于比较，制备了对比例1合金(No.6合金)和对比例2合金(No.7合金)，各合金成分见表2，采用的制备工艺和热处理制度同实施例1，合金进行
850℃长期时效实验。No.6合金(Nv＝2.39)在时效1000h后，析出大量的σ相(见图3(a))；
No.7合金(Nv＝2.35)在时效3000h后，析出少量的σ相(见图3(b))；而No.8合金(Nv＝2.32)在时效10000h后，无TCP相析出(见图3(c))。可见，为保证合金的组织稳定性，需限制本发明合金的Nv值小于2.35。

[0060] No.8合金850℃长期时效后的性能见表11。抗热腐蚀合金K423、K438和K4537长期时效后的性能见表12。通过对比可以发现，本发明合金长期时效后的持久性能优于K423、K438和K4537合金。

[0061] 表11 No.8合金长期时效后的持久性能

[0062]

[0063] 表12 K423、K438和K4537合金长期时效后的持久性能

[0064]

[0065]

[0066] 实施例7：

[0067] 本实施例合金(No.9合金)成分见表2，采用的制备工艺和热处理制度同实施例1，合金低周疲劳性能见表13。抗热腐蚀合金K444、K452和K465的低周疲劳性能见表14。通过对比可以得出，本发明合金的低周疲劳性能更为优异。

[0068] 表13 No.9合金的低周疲劳性能

[0069]

[0070] 表14 K444、K452和K465合金的低周疲劳性能

[0071]

[0072] 上述实施例只为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人士能够了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明精神实质所作的等效变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。