一种增材制造镍基高温合金及其制备方法和应用

摘要

本发明公开了一种增材制造镍基高温合金，包括如下按重量百分含量计的成分：Cr 15.0％～20.0％；Co 15.0％～21.0％；Al 2.0％～3.0％；Ti 2.0％～3.0％；Ta1.0％～1.5％；W 2.0％～4.9％；Mo 1.3％～4.0％；Nb 1.0％～2.2％；C 0.005％～0.15％；B 0.003％～0.03％；Ni余量。本发明的增材制造镍基高温合金经成分设计优化，使其具有优异的高温性能和抗热腐蚀性能，同时具有良好的增材制造打印工艺性能，可以满足发动机热端部件的使用要求。本发明还公开该增材制造镍基高温合金的制备方法和应用。

权利要求

1.一种增材制造镍基高温合金的制备方法，其特征在于，增材制造镍基高温合金包括如下按重量百分含量计的成分：Cr 18.0％～20.0％；Co 15.0％～18.0％；Al 2.5％～3.0％；Ti 2.0％～3.0％；Ta 

1.0％～1.5％；W 2.0％～4.9％；Mo 2.5％～4.0％；Nb 1.2％～1.5％；C 0.005％～

0.15％；B 0.003％～0.03％；Ni余量；6≤Mo+W≤8wt％，且2≤(Ti+Nb)/Al≤2.5wt％；

增材制造镍基高温合金的制备方法包括如下制备步骤：S1：按配方量对合金成分进行配料；

S2：将配好的合金成分采用真空感应炉进行熔炼，然后高温浇注，浇注后获得母合金；

S3：将母合金通过真空惰性气体雾化的方法进行雾化凝固，得到合金粉末；

S4：将合金粉末采用激光铺粉工艺进行增材制造，得到高温合金；

S5：将高温合金采用热处理工艺进行热处理，得到组织均匀，性能优异的增材制造镍基高温合金；

步骤S2中，熔炼的工艺参数是：在1550℃～1580℃下，精炼5min～10min；

步骤S2中，高温浇注的工艺参数是：浇注温度为1390℃～1430℃，壳温为800℃～900℃；

合金粉末的粉末粒度为15μm‑45μm；

步骤S4中，激光铺粉工艺的工艺参数是：(1)扫描速率500mm/s‑1000mm/s，激光功率150w‑195w；

(2)打印层厚10μm‑30μm，搭接距离60μm‑90μm；

在步骤S5中，将高温合金分别进行热等静压、固溶处理和时效处理的热处理工艺进行热处理，热处理工艺的工艺参数是：(1)热等静压温度为1150℃～1230℃，保温时间为1h～4h，压力为100MPa～175MPa；

(2)固溶处理温度为1140℃～1200℃，处理时间为3h～5h；

(3)时效处理温度为830℃～870℃，处理时间为16h～20h。

2.一种增材制造镍基高温合金，其特征在于，由权利要求1的制备方法制备得到。

3.一种如权利要求2所述的增材制造镍基高温合金在制备发动机热端部件中的应用。

说明书

一种增材制造镍基高温合金及其制备方法和应用

技术领域

[0001] 本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种具有低裂纹敏感性、高强抗热腐蚀性能的适用于制备航空航天发动机热端部件的增材制造镍基高温合金，还涉及该增材制造镍基高温合金的制备方法和应用。

背景技术

[0002] 金属增材制造技术是通过激光逐点扫描、逐线搭接、逐层熔化凝固堆积，实现三维复杂零件的近净成形，摆脱传统大型铸锭熔铸和锻造的原理性制约，获得晶粒细小、成分均匀和结构致密的快速凝固组织，被誉为是一种“变革性”的短周期、低成本、高性能、绿色的先进制造技术。

[0003] 与传统铸锻加工制造工艺相比，金属增材制造凝固过程中温度梯度高、冷却速度快，而且要经历高能量密度热源周期性、剧烈、非稳态、循环加热和冷却等超常冶金过程，容易在零件内产生热应力、相变组织应力、约束应力及其非线性强耦合交互作用和应力集中，当应力值超高材料的局部强度或者应力引起的变形超高材料的局部塑性时，会导致零件产生裂纹等缺陷。尤其是对于化学成分复杂和高温强度高的高温合金而言，在激光增材制造过程中更容易产生裂纹缺陷，长期制约高温合金增材制造的发展应用。

[0004] 前期研究表明，高温合金产生裂纹的倾向与合金中γ′相的体积分数有关，合金中γ′相体积分数越高，合金的承温能力越高，但γ′相析出硬化速率快，越容易产生裂纹。因此，一般认为Al+2Ti含量之和小于6％的合金为可焊高温合金，如IN718、IN625和Hastelloy X等高温合金。虽然上述低γ′相体积分数的高温合金广泛用于增材制造，但是其承温能力不足，不超过650℃，难以满足先进航空航天发动机热端部件的使用要求。相反高γ′相体积分数的高温金虽承温能力高，但增材制造过程容易出现开裂，不适合增材制造工艺，如IN939、IN738LC和MAR‑M247等合金。因此，在保证增材制造打印不开裂性能前提下，如何不断提高合金的强度，一直是其研制的难点。

发明内容

[0005] 为了克服现有技术的不足，本发明的目的之一在于提供一种增材制造镍基高温合金，该合金具有优异的高温性能和抗热腐蚀性能，同时具有良好的增材制造打印工艺性能，可以满足发动机热端部件的使用要求。

[0006] 本发明的目的之二在于提供一种增材制造镍基高温合金的制备方法。

[0007] 本发明的目的之三在于提供一种将增材制造镍基高温合金应用于制作热腐蚀环境下高温部件，如航空发动机的热端部件、燃气轮机涡轮的热端部件等等。

[0008] 本发明的目的之一采用如下技术方案实现：

[0009] 一种增材制造镍基高温合金，包括如下按重量百分含量计的成分：

[0010] Cr 15.0％～20.0％；Co 15.0％～21.0％；Al 2.0％～3.0％；Ti 2.0％～3.0％；Ta 1.0％～1.5％；W 2.0％～4.9％；Mo 1.3％～4.0％；Nb 1.0％～2.2％；C 0.005％～
0.15％；B 0.003％～0.03％；Ni余量。

[0011] 进一步地，该增材制造镍基高温合金包括如下按重量百分含量计的成分：

[0012] Cr 18.0％～19.0％；Co 18.0％～20.0％；Al 2.0％～2.5％；Ti 2.5％～3.0％；Ta 1.0％～1.5％；W 3.0％～3.5％；Mo 2.0％～2.5％；Nb 1.2％～1.5％；C 0.005％～
0.13％；B 0.003％～0.015％；Ni余量。

[0013] 进一步地，Mo+W≤8wt％，且(Ti+Nb)/Al≤2.5wt％。

[0014] 本发明合金成分设计原理如下：

[0015] 对于增材制造高温合金，为了确保合金的增材制造工艺性能，Al+Ti之和不能太高，因此，本发明中Al+Ti≤6wt％。同时，为了弥补低Al、Ti含量所带来的强度不足问题，合金中需要加入一定量的W、Mo、Nb、Ta等难熔元素，以提高固溶强化和析出强化的作用。另外，本专利选择高Co含量，一方面增加Al、Ti等元素固溶度，抑制η相的析出；另一方面降低基体层错能，降低稳态蠕变速率，对高温性能有利。同时，为了保证合金的抗热腐蚀性能，要求合金中高的Cr含量。因此，本发明的Co含量范围为15.0％～21.0％，同时，Cr含量范围为15.0％～20.0％。

[0016] 本发明合金中通过加入C、B、Zr等微量元素来强化晶界，提高合金持久性能。但过高的Zr，凝固范围变宽，合金中的共晶体积分数增加，恶化材料的打印工艺性能。所以，本发明中C≤0.15wt％，B≤0.03wt％，Zr＝0。

[0017] 综上所述，为了协调合金的增材制造工艺性能、高温强度、抗热腐蚀性能和组织稳定性，合金成分需要同时满足以下几个设计原则：(1)γ′相体积分数参数A＝Al+Ti+Ta+Nb，其中A参数越大，高温强度越高，但打印越容易开裂，一般γ′相体积分数控制在25％‑40％；(2)组织稳定性参数B＝(Ti+Nb)/Al，其中B参数越大，越容易生产相，降低力学性能，一般B值小于2.5％；(3)固溶强化参数C＝Cr+W+Mo，其中C参数越大，固溶强化作用越大，但组织越不稳定，容易析出TCP相，需要根据A和B参数，综合考虑。

[0018] 本发明基于Jmat‑pro API接口，通过编写Python计算代码，进行多个合金成分在不同成分范围内的高通量自动计算，建立合金成分‑物相‑力学性能数据库。通过Matlab进行机器学习和数据挖掘，在半经验设计原则基础上，确定各合金元素的成分范围为：Cr 18.0～19.9％，Co 18～25％，Al 1.6～2.8％，Ti 3.1～4.5％，Ta 0.1～0.5％，W 3.1～
4.9％，Mo<1.20％，Nb 0.7～1.7％，C 0.005～0.15％，B 0.003～0.03％，Ni余量。最终，根据合金的增材制造工艺性能、高温强度、抗热腐蚀性能和组织稳定性以及设计原则，各合金元素的成分范围为：Cr 18.0％～19.0％；Co 18.0％～20.0％；Al 2.0％～2.5％；Ti 2.5％～3.0％；Ta 1.0％～1.5％；W 3.0％～3.5％；Mo 2.0％～2.5％；Nb 1.2％～1.5％；C 
0.005％～0.13％；B 0.003％～0.015％；Ni余量。

[0019] 本发明的目的之二采用如下技术方案实现：

[0020] 一种增材制造镍基高温合金的制备方法，包括如下制备步骤：

[0021] S1：按配方量对合金成分进行配料；

[0022] S2：将配好的合金成分采用真空感应炉进行熔炼，然后高温浇注，浇注后获得母合金；

[0023] S3：将母合金通过真空惰性气体雾化的方法进行雾化凝固，得到合金粉末；

[0024] S4：将合金粉末采用激光铺粉工艺进行增材制造，得到高温合金；

[0025] S5：将高温合金采用热处理工艺分别进行热等静压处理和热处理态处理等热处理，得到组织均匀，性能优异的增材制造镍基高温合金。

[0026] 进一步地，在步骤S2中，熔炼的工艺参数是：在1550℃～1580℃下，精炼5min～10min。

[0027] 进一步地，在步骤S2中，高温浇注的工艺参数是：浇注温度为1390℃～1430℃，所浇注的型壳的壳温为800℃～900℃。

[0028] 进一步地，在步骤S3中，合金粉末的粉末粒度为15μm‑45μm。

[0029] 进一步地，在步骤S4中，激光铺粉工艺的工艺参数是：(1)扫描速率500mm/s‑1000mm/s，激光功率150w‑195w；(2)打印层厚10μm‑30μm，搭接距离60μm‑90μm。

[0030] 进一步地，在步骤S5中，将高温合金分别进行热等静压、固溶处理和时效处理的热处理工艺进行热处理，热处理工艺的工艺参数是：

[0031] (1)热等静压温度为1150℃～1230℃，保温时间为1h～4h，压力为100MPa～175MPa；

[0032] (2)固溶处理温度为1140℃～1200℃，处理时间为3h～5h；

[0033] (3)时效处理温度为830℃～870℃，处理时间为16h～20h。

[0034] 本发明的制备方法通过将合金成分先经过熔炼、浇注后得到母合金，使得母合金中的各合金成分分布均匀，无偏析，再经过真空惰性气体雾化(VIGA)的方式得到高温合金粉末，其符合后续的铺粉激光增材制造工艺的要求，然后高温合金粉末再通过激光铺粉工艺(LPBF)进行增材制造，获得组织均匀和无缺陷的产品，最后增材制造后的高温合金分别进行热等静压处理和热处理态处理，以提高材料的综合力学性能，所得的增材制造镍基高温合金的承温能力可达850℃‑1000℃左右。

[0035] 其中，真空惰性气体雾化(VIGA)工艺中精炼金属流从中间包孔口流入雾化喷嘴系统并经受高压惰性气体喷射后被雾化，熔化的金属和气体射流相结合将产生微滴喷雾，这些微滴在雾化塔中凝固并形成球形的细粉末，所得的细粉末具有球形度、高纯度、低含氧量、快速凝固、均匀微观结构等特点。

[0036] 铺粉激光增材制造时(LPBF‑AM)，是激光能量直接沉积的一种，被用来制造三维制品、制备表面涂层和用于部件的修复；在LPBF‑AM工艺过程中，粉末通过惰性气体输送到基材或目标物表面，同时被高能束激光熔化，在激光能量移开时迅速凝固，根据预设的扫描路径，进一步的粉末沉积、熔化和凝固而在基体或目标物上形成具有层层堆积特征的新层，以上复杂的LPBF‑AM过程包括大量的工艺参数，如激光功率、扫描速度、打印层厚、搭接距离等。这些参数对环境的变化非常敏感，而且这些参数还会相互影响。

[0037] 本发明的目的之三采用如下技术方案实现：

[0038] 一种增材制造镍基高温合金在制备航空发动机、燃气轮机涡轮等发动机热端部件中的应用。由于该增材制造镍基高温合金具有优异的高温力学性能和打印工艺性能，特别适宜制作热腐蚀环境下长期使用的高温部件，不限于在制备航空发动机热端部件、燃气轮机涡轮热端部件中的应用，还可以用于制备其他高温部件。

[0039] 相比现有技术，本发明的有益效果在于：

[0040] 本发明的增材制造镍基高温合金经成分设计优化，使其具有优异的高温性能和抗热腐蚀性能，同时具有良好的增材制造打印工艺性能，可以满足发动机热端部件的使用要求。

[0041] 本发明的制备方法通过将合金成分先经过熔炼、浇注后得到母合金，使得母合金中的各合金成分分布均匀，无偏析，再经过真空惰性气体雾化的方式得到高温合金粉末，其符合后续的铺粉激光增材制造工艺的要求，然后高温合金粉末再通过激光铺粉工艺进行增材制造，获得组织均匀和无缺陷的产品，最后增材制造后的高温合金分别进行热等静压处理和热处理态处理，以提高材料的综合力学性能。

[0042] 本发明的增材制造镍基高温合金由于具有优异的高温力学性能和打印工艺性能，特别适宜制作热腐蚀环境下长期使用的高温部件，不限于在制备航空发动机热端部件、燃气轮机涡轮热端部件中的应用，还可以用于制备其他高温部件。

附图说明

[0043] 图1为在850℃的温度条件下Al、Ti、Ta、Nb对高温合金γ′相体积分数的影响图；

[0044] 图2为在900℃的温度条件下Al、Ti、Ta、Nb对高温合金γ′相体积分数的影响图；

[0045] 图3为在950℃的温度条件下Al、Ti、Ta、Nb对高温合金γ′相体积分数的影响图；

[0046] 图4为在1000℃的温度条件下Al、Ti、Ta、Nb对高温合金γ′相体积分数的影响图；

[0047] 图5为本发明实施例1的合金的相图平衡和温度关系曲线图；

[0048] 图6为本发明实施例13的合金的相图平衡和温度关系曲线图；

[0049] 图7为本发明实施例14的合金的相图平衡和温度关系曲线图；

[0050] 图8为本发明实施例16的合金的相图平衡和温度关系曲线图；

[0051] 图9为本发明实施例25的合金的相图平衡和温度关系曲线图。

具体实施方式

[0052] 本发明中的图1‑图4是基于Jmat‑pro API接口，采用高通量计算的方法，同时调整Al、Ti、Ta、Nb成分，计算15000个合金成分的物相平衡图，然后通过数据挖掘和数据提取，得到15000个合金分别在850℃、900℃、950℃和1000℃温度条件下的物相体积分数图。从图1‑图4中可看出，Al、Ti、Ta、Nb等成分对合金在850℃、900℃、950℃和1000℃温度条件下的物相体积分数的影响较大，温度越高，物相体积分数越小。

[0053] 下面，结合具体实施方式，对本发明做进一步描述，需要说明的是，在不相冲突的前提下，以下描述的各实施例之间或各技术特征之间可以任意组合形成新的实施例。

[0054] 实施例1

[0055] 一种增材制造镍基高温合金，包括如下按重量百分含量计的成分：

[0056] Al 3.0％；Ti 2.0％；Nb 2.2％；Ta 1.0％；Co 15.0％；Cr 15％；Mo 2.0％；W 3.0％；C 0.1％；B 0.01％；Ni余量。

[0057] 一种增材制造镍基高温合金的制备方法，包括如下制备步骤：

[0058] S1：按配方量对合金成分进行配料；

[0059] S2：将配好的合金成分采用真空感应炉进行熔炼，在1560℃下，精炼5min，然后高温浇注，浇注温度为1430℃，壳温为900℃，浇注后获得母合金；

[0060] S3：将母合金通过真空惰性气体雾化的方法进行雾化凝固，得到合金粉末，粉末粒度为15μm‑45μm；

[0061] S4：将合金粉末采用激光铺粉工艺进行增材制造，得到高温合金；激光铺粉工艺的工艺参数是：(1)扫描速率600mm/s，激光功率170w；(2)打印层厚15μm，搭接距离60μm；

[0062] S5：将高温合金分别进行热等静压、固溶处理和时效处理的热处理，处理后即得增材制造镍基高温合金；热处理的工艺参数是：

[0063] (1)热等静压温度为1150℃，保温时间为2h，压力为120MPa；

[0064] (2)固溶处理温度为1180℃，处理时间为3h；

[0065] (3)时效处理温度为850℃，处理时间为16h。

[0066] 实施例2

[0067] 与实施例1不同的是，实施例2的Ti为3.0％，Mo为3.0％，W为4.0％，具体的：

[0068] 一种增材制造镍基高温合金，包括如下按重量百分含量计的成分：

[0069] Al 3.0％；Ti 3.0％；Nb 2.2％；Ta 1.0％；Co 15.0％；Cr 15％；Mo 3.0％；W 4.0％；C 0.1％；B 0.01％；Ni余量。

[0070] 其制备方法与实施例1相同。

[0071] 实施例3

[0072] 与实施例1不同的是，实施例3的Ti为3.0％，Co为18.0％，具体的：

[0073] 一种增材制造镍基高温合金，包括如下按重量百分含量计的成分：

[0074] Al 3.0％；Ti 3.0％；Nb 2.2％；Ta 1.0％；Co 18.0％；Cr 15％；Mo 2.0％；W 3.0％；C 0.1％；B 0.01％；Ni余量。

[0075] 其制备方法与实施例1相同。

[0076] 实施例4

[0077] 与实施例1不同的是，实施例4的Ti为3.0％，Co为21.0％，具体的：

[0078] 一种增材制造镍基高温合金，包括如下按重量百分含量计的成分：

[0079] Al 3.0％；Ti 3.0％；Nb 2.2％；Ta 1.0％；Co 21.0％；Cr 15％；Mo 2.0％；W 3.0％；C 0.1％；B 0.01％；Ni余量。

[0080] 其制备方法与实施例1相同。

[0081] 对实施例1至实施例4所得的合金，计算合金在850℃时γ′相体积分数、TCP相、错配度(δγ/γ′)、反相畴界能(APBγ′)、层错能(SFE)、屈服强度(YS)和凝固区间等参数，结果如下表所示。

[0082] 表1实施例1‑4在850℃条件下合金物相组织参数和性能

[0083]

[0084]

[0085] 由上表可知，Ta与W的含量之和≥5时，会出现P相，且Mo与W的含量之和小于8，才没有TCP相析出，Co含量增加，需降低Mo、W含量，才不会析出TCP相。

[0086] 以下实施例5‑13是在实施例1‑4的基础上，降低Al含量，其制备方法与实施例1相同，具体的合金成分组成如下表所示。

[0087] 表2实施例5‑13的合金组成

[0088]项目 Al Ti Nb Ta Co Cr Mo W C B Ni
实施例5 2.5 3 1.5 1 15 15 2 3 0.1 0.002 余量
实施例6 2.5 3 1.5 1 15 15 3 4 0.1 0.002 余量
实施例7 2.5 3 1.5 1 18 15 2 3 0.1 0.002 余量
实施例8 2.5 3 1.5 1 18 15 3 4 0.1 0.002 余量
实施例9 2.5 3 1.5 1 21 15 2 3 0.1 0.002 余量
实施例10 2.5 3 1.5 1 21 15 3 4 0.1 0.002 余量
实施例11 2.5 3 1.5 1 15 20 1 2 0.1 0.002 余量
实施例12 2.5 3 1.5 1 18 20 1 2 0.1 0.002 余量
实施例13 2.5 3 1.5 1 21 20 1 2 0.1 0.002 余量

[0089] 对实施例5至实施例13所得的合金，计算合金在850℃时γ′相体积分数、TCP相、错配度(δγ/γ′)、反相畴界能(APBγ′)、层错能(SFE)、屈服强度(YS)和凝固区间等参数，结果如下表所示。

[0090] 表3实施例5‑13在850℃条件下合金物相组织参数和性能

[0091]

[0092]

[0093] 以下实施例14‑19是在上述实施例的基础上，进一步地降低Al含量，其制备方法与实施例1相同，具体的合金成分组成如下表所示。

[0094] 表4实施例14‑19的合金组成

[0095]项目 Al Ti Nb Ta Co Cr Mo W C B Ni
实施例14 2 3.5 1 1 18 15 4 5 0.1 0.02 余量
实施例15 2 3 1 1.5 15 20 2 3 0.1 0.02 余量
实施例16 2 3 1 1.5 18 20 1 2 0.1 0.02 余量
实施例17 2 3 1 1.5 18 20 2 3 0.1 0.02 余量
实施例18 2 3 1 1.5 21 20 1 2 0.1 0.02 余量
实施例19 2 3 1 1 21 20 2 3 0.1 0.02 余量

[0096] 对实施例14至实施例19所得的合金，计算合金在850℃时γ′相体积分数、TCP相、错配度(δγ/γ′)、反相畴界能(APBγ′)、层错能(SFE)、屈服强度(YS)和凝固区间等参数，结果如下表所示。

[0097] 表5实施例14‑19在850℃条件下合金物相组织参数和性能

[0098]

[0099]

[0100] 以下实施例20‑25是在上述实施例的基础上，通过调整合金成分，使合金成分在高W和Mo条件下所得，其制备方法与实施例1相同，具体的合金成分组成如下表所示。

[0101] 表6实施例20‑25的合金组成

[0102]

[0103] 对实施例14至实施例19所得的合金，计算合金在850℃时γ′相体积分数、TCP相、错配度(δγ/γ′)、反相畴界能(APBγ′)、层错能(SFE)、屈服强度(YS)和凝固区间等参数，结果如下表所示。

[0104] 表7实施例20‑25在850℃条件下合金物相组织参数和性能

[0105]

[0106] 本发明的图5‑图9是采用Jmat‑pro软件分别计算实施例1、实施例13、实施例14、实施例16、实施例25的单个合金得到的相图平衡和温度关系曲线的物相平衡图。从图5‑图8以及表1的实施例1、表3的实施例13、表5的实施例14和实施例16的物相组织参数和性能中可看出，随着Al含量的降低，析出相的体积分数越小，高温拉伸性能越低。与图5‑图8的合金的物相平衡图相比较，从图9和表7的实施例25中可看出，随着W和Mo的含量之和越高，固溶强化影响加强，高温拉伸性能也相应提高。

[0107] 上述实施方式仅为本发明的优选实施方式，不能以此来限定本发明保护的范围，本领域的技术人员在本发明的基础上所做的任何非实质性的变化及替换均属于本发明所要求保护的范围。