一种析出d0
22
超点阵相的多元高温合金及制备方法和应用
技术领域
1.本发明涉及金属材料技术领域，具体为一种析出d0
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超点阵相的多元高 温合金及其制备方法和应用。
背景技术：
2.当代工业的快速发展对材料的服役温度和服役强度要求越来越高。传统的 ni基高温合金通过引入具有d0
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结构的γ”析出相可以显著提高力学性能。he feng(f.he,d.chen,b.han,q.wu,z.wang,s.wei,d.wei,j.wang,c.t.liu, j.jung kai,design of d0
22 superlattice with superior strengthening effect in highentropy alloys,acta mater.167(2019)275
–
286)近来证明了d0
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超点阵相的析 出强化效果优于l12相和其他金属间化合物。以γ”相为主要强化相的inconel 718合金，具有优良的室温和高温力学性能，然而在650℃以上γ”相会转变为 脆性的δ相。如果采用特殊方法能够提高d0
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超点阵相的热稳定性，则对提升 合金的高温力学性能有重要意义。
3.chen yang(y.chen,r.hu,h.kou,t.zhang,j.li,precipitation ofnanosized d0
22 superlattice with high thermal stability in an ni-cr-w superalloy, scr.mater.76(2014)49
–
52)发现ni-20.8cr-18.8w-1.2mo(wt.％)合金通过700℃ 时效处理可以析出d0
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超点阵相，仅报道了短时间内合金的硬度变化。现有 技术中d0
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相析出强化型的高温合金存在高温热稳定性差、力学性能差、密 度高的不足。如果采用特殊方法能够提高d0
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超点阵相的相稳定性和析出强 化效果，则对改善ni-cr-w基高温合金在严苛环境中的服役行为有重要意义。
技术实现要素：
4.为了解决现有技术中的不足，本发明提供了一种析出d0
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超点阵相的多 元高温合金，主要提出了一种能够析出适用于700℃和800℃的d0
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型超点阵 相的ni-cr-fe-w-ti-ta-nb-al高温合金，提高了d0
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超点阵相的热稳定性及 ni-cr-w基高温合金的服役强度。
5.本发明第一个目的是提供一种析出d0
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超点阵相的多元高温合金，所述 高温合金成分为niacrbwdme，其中a、b、d、e分别代表对应各元素的摩尔百 分比，a＝40-64at.％，b＝20-30at.％，d＝3-8at.％，e＝0.1-4at.％，a+b+d+e＝100 at.％；所述微量元素m包括ti、ta、nb、al中的一种或多种成分，且微量元 素各成分的摩尔百分比为：ti≤4at.％，ta≤4at.％，nb≤4at.％，al≤4at.％。
6.优选的，所述高温合金成分为ni
64
cr
26
w6ti4、ni
64
cr
26
w6titanbal或 ni
55
cr
26
fe
10
w5titanbal。
7.优选的，所述高温合金成分中还包括fec，其中c代表fe元素的摩尔百分 比c＝5-20at.％；a+b+c+d+e＝100at.％。
8.更优选的，所述高温合金成分为ni
55
cr
26
fe
10
w5ti4。
9.本发明第二个目的是提供一种析出d0
22
超点阵相的多元高温合金的制备 方法，包
括以下步骤：
10.将原料置于真空电弧熔炼炉中，在惰性气氛条件下，反复熔炼多次后，再 经吸铸，获得铸态合金；
11.将获得的铸态合金在1150～1250℃固溶处理24～36h后，进行淬火处理， 再在铸态合金厚度方向加工使变形量缩小65～75％后，于1150～1250℃，再结 晶处理1～3min；随后将再结晶处理后的合金于700～800℃处理1～600h，即得 所述多元高温合金。
12.优选的，所述熔炼的过程中，将ni和w元素混合后进行熔炼，反复熔炼 多次后，获得a组分合金锭；将其余元素混合后进行熔炼，反复熔炼多次后， 获得b组分合金锭，再将a组分合金锭和b组分合金锭混合后，反复熔炼多 次，随后经吸铸获得铸态合金。
13.更优选的，反复熔炼过程中，至少进行4次熔炼。
14.优选的，熔炼过程中控制电流为200～240a。
15.优选的，所述吸铸是按照以下步骤进行：
16.将反复熔炼后的合金锭置于浇铸模具上，然后对合金锭进行熔炼，待合金 锭全部为液体且流动性较好时进行吸铸，冷却后去除模具得到长方体吸铸合金 锭，即为铸态合金。
17.本发明第三个目的是提供一种析出d0
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超点阵相的多元高温合金在航空 航天领域中的应用。
18.与现有技术相比，本发明的有益效果如下：
19.本发明设计的ni-cr-fe-w-ti-ta-nb-al高温合金在700～800℃下长时间时 效始终保持很好的强度与塑性，具有优异的热力学稳定性；
20.本发明设计的ni-cr-fe-w-ti-ta-nb-al高温合金的抗拉强度可达1.6gpa， 在严苛的服役环境下更具优势；
21.本发明通过巧妙的成分设计、精确的组织表征、大量的性能测试，确定了 ni-cr-w基合金析出d0
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超点阵相的成分空间，极大地提高了ni-cr-w基高 温合金的服役强度，保证了d0
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超点阵相的热稳定性，降低了ni-cr-w基高 温合金的成本，同时有效控制了密度。
22.本发明采用真空非自耗电弧熔炼方法制备所述能够析出d0
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型超点阵相 的ni-cr-fe-w-ti-ta-nb-al高温合金时，经过1200℃/24h均质化、70％室温 轧制、1200℃/2min再结晶处理后，在700℃和800℃时效1～600h。研究发现， 现有技术中，ni
66
cr
26
w6ti2高温合金在700℃时效处理可以析出d0
22
超点阵相， 其力学性能不足。本发明通过调控ni、cr、w元素的名义成分参数，添加适 量的多主元化元素fe，选择或同时加入微合金化元素ti、ta、nb、al，确定 了析出d0
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超点阵相所需的成分范围，大大优化了纳米级d0
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型超点阵相的 析出强化效果，得到热力学稳定性优异的高性能ni-cr-w基高温合金。
23.本发明通过引入适量的合金化元素fe的ni-cr-w基高温合金700℃/24h 时效处理后的室温拉伸曲线，fe元素的加入并没有造成力学性能的明显损失，ni
55
cr
26
fe
10
w5ti4高温合金有着1018mpa的屈服强度和1447mpa的抗拉强度， 且保持24.2％的断裂延伸率。fe元素的加入拓宽了具有优异力学性能的 ni-cr-w基高温合金的成分设计空间，不仅降低了合金的成本，而且有效控制 了合金的密度，助力了ni-cr-w基高温合金在航空、航天等领域的应用。
附图说明
24.图1为实施例1提供的ni
64
cr
26
w6ti4高温合金经700℃/24h时效处理后 的透射电镜选区电子衍射图(a)和相应的暗场像(b)。
25.图2为实施例2提供的ni
55
cr
26
fe
10
w5ti4高温合金在700℃时效24h后样 品的傅里叶变换图。
26.图3为实施例3提供的ni
64
cr
26
w6titanbal高温合金经750℃/600h时效 处理后的衍射斑点图(a)和扫描电镜图片(b)。
27.图4为实施例4提供的ni
55
cr
26
fe
10
w5titanbal高温合金经750℃/600h 时效处理后的透射电镜选区电子衍射图(a)和经800℃/600h时效处理后的透射 电镜选区电子衍射图(b)。
28.图5为对比例1、实施例1和实施例2提供的高温合金经700℃/24h时效 后和实施例5提供的高温合金经750℃/240h时效后的拉伸曲线图。
29.图6为对比例1、实施例1和实施例2提供的高温合金经700℃/24h时效 后和实施例5提供的高温合金经750℃/240h时效后的微观组织图。
具体实施方式
30.以下结合附图和具体实施方式对本发明进行详细的描述，以使本领域的技 术人员可以更好的理解本发明并能予以实施，但所举实施例不作为对本发明的 限定。
31.本发明提供的一种析出d0
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超点阵相的多元高温合金，所述高温合金成 分为niacrbwdme，其中a、b、d、e分别代表对应各元素的摩尔百分比，a＝40-64 at.％，b＝20-30at.％，d＝3-8at.％，e＝0.1-4at.％，a+b+d+e＝100at.％；所述微 量元素m包括ti、ta、nb、al中的一种或多种成分，且微量元素各成分的摩 尔百分比为：ti≤4at.％，ta≤4at.％，nb≤4at.％，al≤4at.％。
32.所述高温合金成分为ni
64
cr
26
w6ti4、ni
64
cr
26
w6titanbal或 ni
55
cr
26
fe
10
w5titanbal。
33.所述高温合金成分中还包括fec，其中c代表fe元素的摩尔百分比c＝5-20 at.％；a+b+c+d+e＝100at.％。
34.所述高温合金成分为ni
55
cr
26
fe
10
w5ti4。
35.下述各实施例采用的原料均为纯度≥99.95％的金属原料。
36.实施例1
37.一种析出d0
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超点阵相的多元高温合金，该高温合金的化学式为 ni
64
cr
26
w6ti4；其中，各元素的比例为摩尔百分比。
38.上述ni
64
cr
26
w6ti4多元高温合金的制备方法，包括以下步骤：
39.step1使用电子天平称取原料，所有元素的纯度大于99.95％，称取的纯元 素质量误差在
±
0.01g；
40.step2采用真空电弧熔炼法制备合金样品，将ni和w元素混合在一起， 其他元素混合在一起分开熔炼，熔炼炉腔体的真空度在3
×
10-3
pa以下，熔 炼电流保持在220a/s，反复熔炼4次使元素混合均匀，再将ni-w锭和cr-ti 锭混合熔炼4次，最后经吸铸得到5mm厚的板条状合金；
41.step3将step2制备的板条状合金在1200℃固溶处理24h后淬火处理，然 后冷轧使样品在厚度方向上变形量减小70％，之后在1200℃进行再结晶处理2 min；
42.step4将再结晶处理后的合金在700℃时效处理24h，得到能够析出d0
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超点阵相的ni
64
cr
26
w6ti4高温合金。
43.实施例2
44.一种高温合金，该高温合金的化学式为ni
55
cr
26
fe
10
w5ti4；其中，各元素 的比例为摩尔百分比。
45.该高温合金的制备方法与实施例1的制备方法相同，不同之处在于，原料 的用量是按照各元素摩尔百分比为ni
55
cr
26
fe
10
w5ti4进行称取；
46.将再结晶处理后的合金在700℃时效处理24h。
47.实施例3
48.一种高温合金，该高温合金的化学式为ni
64
cr
26
w6titanbal；其中，各元 素的比例为摩尔百分比。
49.该高温合金的制备方法与实施例1的制备方法相同，不同之处在于，原料 的用量是按照各元素摩尔百分比为ni
64
cr
26
w6titanbal进行称取；
50.将再结晶处理后的合金在750℃时效处理600h。
51.实施例4一种高温合金，该高温合金的化学式为ni
55
cr
26
fe
10
w5titanbal； 其中，各元素的比例为摩尔百分比。
52.该高温合金的制备方法与实施例1的制备方法相同，不同之处在于，原料 的用量是按照各元素摩尔百分比为ni
56
cr
26
fe
10
w5titanbal进行称取；
53.将再结晶处理后的合金分别在750℃和800℃时效处理600h。
54.实施例5
55.一种高温合金，该高温合金的化学式为ni
55
cr
26
fe
10
w5titanbal；其中， 各元素的比例为摩尔百分比。
56.该高温合金的制备方法与实施例1的制备方法相同，不同之处在于，原料 的用量是按照各元素摩尔百分比为ni
55
cr
26
fe
10
w5titanbal进行称取；
57.将再结晶处理后的合金在750℃时效处理240h。
58.对比例1
59.一种高温合金，该高温合金的化学式为ni
66
cr
26
w6ti2；其中，各元素的比 例为摩尔百分比。
60.该高温合金的制备方法与实施例1的制备方法相同，不同之处在于，原料 的用量是按照各元素摩尔百分比为ni
66
cr
26
w6ti2进行称取；
61.将再结晶处理后的合金在700℃时效处理24h。
62.为了说明本发明提供的高温合金的各项性能，对实施例1～5提供的高温合 金及对比例1提供的高温合金进行相关性能分析。见图1～5所示。
63.图1为实施例1提供的ni
64
cr
26
w6ti4高温合金经700℃/24h时效处理后 的透射电镜选区电子衍射图(a)和相应的暗场像(b)。从图1(a)呈现出fcc相和 d0
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结构相的衍射斑点；图1(b)所示为相应的暗场相，纳米级的d0
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超点阵 相弥散分布在基体中。
64.图2为实施例2提供的ni
55
cr
26
fe
10
w5ti4高温合金在700℃时效24h后样 品的傅里叶
变换图，从图2中可知，证明d0
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超点阵相的析出。
65.图3为实施例3提供的ni
64
cr
26
w6titanbal高温合金经750℃/600h时效 处理后的衍射斑点图(a)和扫描电镜图片(b)，从图(a)中可知，证明d0
22
超点阵 相可以在750℃长时间保持稳定；(b)图所示为该合金样品的扫描电镜图片， d0
22
超点阵相的三种不同变体弥散分布在基体中。
66.图4为实施例4提供的ni
55
cr
26
fe
10
w5titanbal高温合金经750℃/600h 时效处理后的透射电镜选区电子衍射图(a)和经800℃/600h时效处理后的透射 电镜选区电子衍射图(b)，从图4可知，制备的多元高温合金析出的d0
22
超点 阵相可以在750℃和800℃长时间存在。
67.图5为对比例1、实施例1和实施例2提供的高温合金经700℃/24h时效 后和实施例5提供的高温合金经750℃/240h时效后的拉伸曲线图。从图5可 知，提供的多元高温合金具有优异的强度和塑性兼容特性。
68.图6为对比例1(a)、实施例1(b)和实施例2(c)提供的高温合金经 700℃/24h时效后和实施例5(d)提供的高温合金经750℃/240h时效后的微 观组织图。从图6可知，制备的niacrbwdme合金在晶界附近有块状析出相的 出现，具有更小的晶粒尺寸。
69.综上，本发明设计的ni-cr-fe-w-ti-ta-nb-al高温合金在700～800℃下长 时间时效，其析出的d0
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超点阵相结构稳定，合金保持很好的强度与塑性匹 配。
70.本发明设计的ni-cr-fe-w-ti-ta-nb-al高温合金的抗拉强度可达1.6gpa， 在严苛的服役环境下更具优势；
71.本发明通过巧妙的成分设计、精确的组织表征、大量的性能测试，确定了 ni-cr-w基合金析出d0
22
超点阵相的成分空间，极大地提高了ni-cr-w基高 温合金的服役强度，保证了d0
22
超点阵相的热稳定性，降低了ni-cr-w基高 温合金的成本，同时有效控制了密度。
72.本发明采用真空非自耗电弧熔炼方法制备所述能够析出d0
22
型超点阵相 的ni-cr-fe-w-ti-ta-nb-al高温合金时，经过1200℃/24h均质化、70％室温 轧制、1200℃/2min再结晶处理后，在700～800℃时效1～600h。研究发现， 现有技术中，ni
66
cr
26
w6ti2合金在700℃时效处理可以析出d0
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超点阵相，其 力学性能不足，主要是通过增加关键元素ti/ta/nb/al的原子百分比，会在晶 界附近析出少量的块状金属间化合物，阻碍了晶粒的长大，提高了合金的晶界 强化作用；另一方面，ti/ta/nb/al的原子百分比的增加，使得合金析出更多 的d0
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超点阵相，从而提高了合金的析出强化效果。本发明通过调控ni、cr、 w元素的名义成分参数，添加适量的多主元化元素fe，选择或同时加入微合 金化元素ti、ta、nb、al，确定了析出d0
22
超点阵相所需的成分范围，大大 优化了纳米级d0
22
型超点阵相的析出强化效果，得到热力学稳定性优异的高 性能ni-cr-w基高温合金。
73.本发明通过引入适量的合金化元素fe的ni-cr-w基高温合金700℃/24h 时效处理后的室温拉伸曲线，fe元素的加入并没有造成力学性能的明显损失， ni
55
cr
26
fe
10
w5ti4高温合金有着1018mpa的屈服强度和1447mpa的抗拉强度， 且保持24.2％的断裂延伸率。fe元素的加入拓宽了具有优异力学性能的 ni-cr-w基高温合金的成分设计空间，不仅降低了合金的成本，而且有效控制 了合金的密度，助力了ni-cr-w基高温合金在航空、航天等领域的应用。
74.以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通 技术人
员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以作出若干改进和润饰， 这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。