1.本发明属于增材制造用镍基高温合金技术领域，具体涉及一种增材制造用镍基高温合金、镍基高温合金粉末材料和制品。


背景技术：

2.高温合金又称热强合金或超合金，它可在600℃以上的氧化、燃气腐蚀及复杂应力条件下工作，具有良好的抗疲劳和抗蠕变性能以及组织稳定性，被广泛应用于航空发动机和工业燃气轮机叶片等领域。传统上，高温合金零件一般通过锻造、铸造和切削等方式来进行加工制造，加工周期长、工序繁杂，难以直接制造具有复杂结构外形或内腔的金属零部件。利用选区激光熔化技术成形的高温合金复杂部件，具有成形精度高、成形周期短、材料可用率高等优点，可以解决传统工艺不足致使的零件成形效率低、可用性差的问题。
3.目前，可利用增材制造技术制备的高温合金，较传统方式加工的数量极少，主要是包括可焊好的固溶强化合金（如inconel625）和低γ
′
含量合金（如inconel718）等。对于这两种牌号的高温合金已经有着较为成熟的打印体系，成型件被用于航空发动机中涡轮盘、叶片等零部件。
4.目前广泛使用的材料，如nimonic263、inconel718、inconel625等，虽然其有较为优良的工艺性能，但是其合金化程度不高，al、ti含量低，无法产生足够数量的γ
′
相来强化合金，难以满足800℃以上工作的要求。
5.同时，由于增材制造技术成形过程与传统工艺完全不同，现有牌号的高性能高温合金（如inconel738，其化学组成为：cr：15.7-16.3%，co：8-9%，al: 3.2-3.7%，ti: 3.0-3.5%，w: 2.4-2.8%，ta: 1.5-2.0%，mo: 1.5-2%，nb: 0.6-1.1%，c: 0.1-0.2%，si: ≤0.3%，mn: ≤0.2%，zr: 0.05-0.15%，b: 0.05-0.015%，余量为ni和不可避免的杂质元素），在增材制造过程中，易于产生微裂纹等问题，造成其力学性能的下降，严重限制了合金在高温部件中的应用，尤其是无法满足航空发动机、燃气轮机中关键零部件的要求。


技术实现要素：

6.本发明的目的是为了克服现有镍基高温合金粉末在增材制造后力学性能下降，尤其是高温强度不足的缺陷，提供一种增材制造用镍基高温合金、镍基高温合金粉末材料和制品，该镍基高温合金用于增材制造中具有高温强度，力学性能优，能够满足航空发动机、燃气轮机中关键零部件对高性能的要求。
7.为了实现上述目的，第一方面，本发明提供了一种增材制造用镍基高温合金，包括如下含量的元素：以重量百分含量计，cr：21-25%，co：18-20%，al：0.8-1.5%，ti：1.5-4.5%，w：1.3-2.6%，ta：0.6-1.5%，nb：0.6-2%，c：0.2-0.6%，余量为ni和不可避免的杂质。
8.在一些优选实施方式中，c：0.25-0.45%。
9.在一些优选实施方式中，al和ti的含量之和不超过4%。
10.在一些优选实施方式中，al：0.8-1.5%，ti：1.5-2.5%。
11.在一些优选实施方式中，ti/al=1-3。
12.第二方面，本发明提供一种镍基高温合金粉末材料，其具有第一方面所述的镍基高温合金的组成。
13.在一些优选实施方式中，所述镍基高温合金粉末材料的粒度为15-53μm。
14.在一些优选实施方式中，所述镍基高温合金粉末材料为球形。
15.第三方面，本发明提供一种镍基高温合金制品，将第二方面所述的镍基高温合金粉末材料通过增材制造方法制得。
16.在一些优选实施方式中，所述镍基高温合金制品的致密度在99.8%以上。
17.在一些优选实施方式中，所述镍基高温合金制品的力学性能满足：在800-850℃的抗拉强度为1320-1404mpa，屈服强度为1120-1280mpa。
18.本发明的发明人研究发现，在现有的镍基高温合金材料中，所含的各关键合金元素种类（如cr、co、ta、nb、c等）及含量通常在较低水平，如inconel738的化学组成，本领域技术人员普遍认为若某些元素的含量高于某值（例如c含量一般在0.2%以下），会由于量过高而引起不良效果，故通常在常规范围内对各合金元素进行优化；例如，c是晶界强化元素，可有效改善合金的综合性能，其量过大时，在增材制造中打印所得合金制品容易出现微裂纹，会使合金制品的性能明显降低。
19.而发明人经过大量研究进一步发现，c含量增大至非常规范围（超过0.2%）时，反而利于增材制造的合金制品的综合性能（包括高温强度），并能抑制合金制品微裂纹的产生；这是由于：适宜增大量的c可以促进碳化物的形成，在增材制造大温度梯度快速凝固的条件下，碳化物来不及长大，会以纳米级别的mc型碳化物存在，并分布在胞状组织、柱状组织及晶界边缘，这种弥散分布的纳米级碳化物可以有效的承载快冷过程中的热应力，并且由于数量众多，分散在单个碳化物上的应力并不足以使碳化物开裂，因此，在整体上抑制了合金制品微裂纹的产生，且增强了合金制品的高温强度。
20.本发明通过控制合金成分中的关键合金元素种类及含量，尤其是c含量，来提高合金的高温强度。其中，特别的提高c含量在上述特定范围，既能增强了合金制品的高温强度，还能抑制合金制品微裂纹的产生。
21.与目前高强度高温合金inconel738相比，本发明的镍基高温合金粉末材料在选区激光熔化成型后，能够打印出致密的，且满足高温高强度需求下的复杂零部件（即制品）；且所得制品的高温力学性能明显提升，并具有优异的抗高温氧化能力。
22.在本发明的一些优选方案中，对al和ti等元素含量进一步优化，其能够与c含量相协同，能够形成适宜量的γ
′
相来强化合金，并最大化地阻碍晶相的运动，进一步改善合金的综合性能。
附图说明
23.图1是本发明实施例1的金相组织照片。
24.图2是本发明实施例1的微观组织照片；其中，（a）是晶粒组织图，（b）是碳化物组织分布图。
25.图3是本发明实施例2的金相组织照片。
26.图4是本发明实施例1、实施例2和k4222合金制品的力学性能曲线。
具体实施方式
27.在本文中所披露的范围的端点和任何值都不限于该精确的范围或值，这些范围或值应当理解为包含接近这些范围或值的值。对于数值范围来说，各个范围的端点值之间、各个范围的端点值和单独的点值之间，以及单独的点值之间可以彼此组合而得到一个或多个新的数值范围，这些数值范围应被视为在本文中具体公开。
28.第一方面，本发明提供了一种增材制造用镍基高温合金，包括如下含量的元素：以重量百分含量计，cr：21-25%，co：18-20.5%，al：0.8-1.7%，ti：1.5-4.3%，w：1.3-2.2%，ta：0.6-1.5%，nb：0.6-1.8%，c：0.25-0.6%，余量为ni和不可避免的杂质。
29.本发明通过对各合金元素及其含量，进行合理配置，能够使其适用于增材制造，所得合金制品的力学性能优，尤其是具有高温强度，且不会出现微裂纹。
30.本发明中，所述各合金元素的作用至少如下：cr：cr元素可以对合金起固溶强化的作用。固溶在合金基体中的cr会引起晶格畸变，促使固溶体强度提高，另外还可以导致固溶体的层错能降低，提高合金的抗腐蚀和抗氧化性能力。然而，合金中cr含量过高将导致有害第二相的析出，严重影响合金的力学性能稳定性，过低会导致合金在高温环境中不足以生成致密的cr2o3保护膜，致使合金达不到应有的抗氧化能力，因此cr的含量控制在上述特定范围，例如可以为21%、22%、23%、24%、25%中的任一点值或相邻两个点值之间的任一值。
31.co：co元素的加入可以使合金层错能降低，这有利于层错的形成，并且随着层错宽度的增加，交滑移变得更加困难，进而可以有效提高合金的强度。并且作为镍基固溶体中的固溶强化元素，co可以使al和ti元素在基体中的溶解度降低，γ
′
析出相的数量增多，有效提高γ
′
相的溶解温度，但过高的co元素会致使合金高温性能下降，因此co的含量控制在上述特定范围，例如可以为18%、18.5%、19%、19.5%、20%、20.5%中的任一点值或相邻两个点值之间的任一值。
32.al、ti：al和ti作为γ
′
相的主要形成元素，也是镍基高温合金必不可缺的重要组成元素。al和ti可以有效改善合金的抗高温氧化性和抗热腐蚀性能。al含量例如可以为0.8%、0.9%、1%、1.1%、1.2%、1.3%、1.4%、1.5%、1.6%、1.7%中的任一点值或相邻两个点值之间的任一值。ti含量例如可以为1.5%、1.6%、1.8%、2%、2.2%、2.4%、3%、3.5%、4%、4.3%中的任一点值或相邻两个点值之间的任一值。
33.w：w元素溶于γ基体中可以对基体起到固溶强化作用，另外w的加入引起晶格膨胀，使位错的移动得到限制，实现了增强合金强度的作用，但过量的w元素会促进有害的tcp相产生，因此w的含量控制在上述特定范围，例如可以为1.3%、1.5%、1.7%、2%、2.2%中的任一点值或相邻两个点值之间的任一值。
34.ta：ta元素的加入使得al和ti在γ
′
相基体中的溶解度降低，致使al和ti在γ
′
相中的分配比增加，促进γ
′
相析出，从而提高合金强度，但过量的ta却会使合金裂纹扩展抗力降低，因此ta的含量控制在上述特定范围，例如可以为0.6%、0.8%、1%、1.3%、1.5%中的任一点值或相邻两个点值之间的任一值。
35.nb：nb元素的加入可以使γ
′
相的溶解温度提高并且使合金的高温力学性能得到
显著提升。但加入过量的nb会析出有害的tcp相。因此nb的含量控制在上述特定范围，例如可以为0.6%、0.8%、1%、1.3%、1.5%、1.7%、1.8%中的任一点值或相邻两个点值之间的任一值。
36.c：c是晶界强化元素，在增材制造中碳化物一般以细小的弥散物偏聚于晶界处，可以有效阻碍晶界的滑动，防止裂纹的产生，有效改善合金的综合性能。但是，当合金中含有过多c时，将会形成数量较多的大尺寸碳化物，导致晶界变脆，使合金的性能明显恶化，因此c的含量控制在上述特定范围，例如可以为0.25%、0.3%、0.4%、0.5%、0.6%中的任一点值或相邻两个点值之间的任一值。
37.在一些优选实施方式中，c：0.25-0.45%。在本发明的优选方案中，更利于提高镍基高温合金在增材制造中的高温强度，以及抗微裂纹能力。
38.本发明中，“不可避免的杂质”是指包括o、n和h中的任一种或多种元素。进一步的，所述镍基高温合金中，o的含量≤0.06wt%，n的含量≤0.01wt%，h的含量≤0.01wt%。
39.在一些优选实施方式中，al和ti的含量之和不超过4%。该优选方案下，更利于提高合金的高温强度。而al+ti的含量如果超过4wt%时将会影响合金应用时的可焊接性。
40.在一些优选实施方式中，al：0.8-1.5%，ti：1.5-2.5%。
41.在一些优选实施方式中，ti/al=1-3。
42.在上述优选al和ti的方案中，更利于有效改善合金的抗高温氧化性和抗热腐蚀性能，适宜的al和ti含量或适宜ti/al比，会促进γ
′
相的形成，且增大位错运动阻力，进而使得高温合金的高温强度提高。而ti元素含量过高或ti/al比过高将促使γ
′
相向η-ni3ti转变，η相的形成将会使合金的力学性能降低。
43.本发明提供的高温合金，可以为经过混合的满足上述元素组成的混合物，也可以为未混合的满足上述元素组成的多个原料的组合；本领域技术人员可以根据实际需求或实际应用，选择先进行混合为原料，或者将各元素组成分别作为原料，在使用之前再进行混合。
44.第二方面，本发明提供一种镍基高温合金粉末材料，其具有第一方面所述的镍基高温合金的组成。
45.本发明提供的镍基高温合金粉末材料，由于具有所述的镍基高温合金的组成，用于生产镍基高温合金制品时，能够显著提高其高温强度，且能防止微裂纹的产生。
46.本发明中，所述镍基高温合金粉末材料的制备方法可以按照现有的方法进行，对此没有任何限制。示例性的，所述镍基高温合金粉末材料的制备方法包括：先将所述的镍基高温合金通过熔炼制得母合金锭，然后进行真空气雾化。对于所述熔炼和真空气雾化的设备没有任何限制，例如，所述熔炼可以为高真空的中频自感应电阻熔炼炉。
47.本领域技术人员可以根据实际需求，优化所述镍基高温合金粉末材料的粒度。
48.在一些优选实施方式中，所述镍基高温合金粉末材料的粒度为15-53μm。
49.在一些优选实施方式中，所述镍基高温合金粉末材料为球形。
50.第三方面，本发明提供一种镍基高温合金制品，将第二方面所述的镍基高温合金粉末材料通过增材制造方法制得。
51.本发明提供的镍基高温合金制品，均匀、致密，且具有高温强度，无微裂纹。
52.在一些优选实施方式中，所述镍基高温合金制品的致密度在99.8%以上。
53.在一些优选实施方式中，所述镍基高温合金制品的力学性能满足：在800-850℃的
抗拉强度为1320-1404mpa，屈服强度为1120-1280mpa。
54.更优选地，所述镍基高温合金制品的力学性能满足：在800-850℃的抗拉强度为1376-1404mpa，屈服强度为1260-1280mpa。
55.下面结合实施例对本发明进行更详细的阐述。
56.实施例1按重量百分计，配比高温合金：cr: 22%, co: 19%, al: 1.2%, ti:4.3%, w: 2%, ta: 1.0%, nb: 1.8%, c: 0.6%, 余量为ni和不可避免的杂质元素。
57.将上述高温合金进行高真空的中频自感应电阻熔炼炉熔炼制得母合金锭，然后经过真空气雾化法制得高温合金粉末。经测试和观察该粉末，可知，其为球形，且其粒度为15-53μm。
58.然后将上述高温合金粉末通过增材制造中的选区激光熔化3d打印成型后，得到高温合金制品。
59.对上述高温合金制品进行金相组织观察，如图1所示，可以看出：相邻熔池之间搭接良好，没有出现微裂纹等缺陷，并对其进行致密度测试，致密度检测结果为99.8%。由此可知，本实施例的高温合金制品均匀、致密。
60.且对其微观组织进行观察，如图2所示，可以看出：高温合金制品的组织以胞状和柱状组织为主，且胞状组织与柱状组织边缘有灰色的长条状的碳化物颗粒析出。
61.并对其在800-850℃的力学性能做出测试，同时在相同条件下测试k4222高温合金，如图4所示，可以看出：高温合金制品的屈服强度比k4222提高了约33%，达到了1120mpa，抗拉强度提高了约22%，为1320mpa，可见在800-850℃时的力学性能得到显著提升。
62.实施例2按照实施例1进行，不同的是，高温合金中c含量不同，c: 0.3%，其他相应合金元素与实施例1相同，余量为ni和不可避免的杂质元素。
63.所得高温合金制品的金相组织图如图3所示，可以看出：相邻层之间具有良好的冶金结合，没有出现微裂纹等缺陷。
64.并对其进行致密度测试，致密度检测结果为99.9%。
65.且对其微观组织进行观察，其组织图与实施例1的图2类似，表明：碳含量的改变没有明显改变材料的组织结构，且碳化物依然分布在胞状组织和柱状组织边缘处。
66.并对其在800-850℃的力学性能做出测试，如图4所示，可以看出：在改变c含量之后，所得高温合金制品的屈服强度为1270mpa，抗拉强度为1390mpa，与实施例1和k4222合金相比，力学性能进一步提升。
67.实施例3按照实施例1进行，不同的是，高温合金配比不同，具体为：al：1.5%，ti：2.5%，其他相应合金元素与实施例1相同，余量为ni和不可避免的杂质元素。
68.所得高温合金制品的金相组织图与实施例1类似。
69.并对其进行致密度测试，致密度检测结果为99.8%。
70.且对其微观组织进行观察，其组织图与实施例1类似。
71.并对其在800-850℃的力学性能做出测试，可知：其屈服强度为1267mpa，抗拉强度为1401mpa。
72.实施例4按照实施例1进行，不同的是，高温合金配比不同，ti和al的总量同实施例1，但ti/al=2，其他相应合金元素与实施例1相同，余量为ni和不可避免的杂质元素。
73.所得高温合金制品的金相组织图与实施例1类似。
74.并对其进行致密度测试，致密度检测结果为99.8%。
75.且对其微观组织进行观察，其组织图与实施例1类似。
76.并对其在800-850℃的力学性能做出测试，可知：其屈服强度为1262mpa，抗拉强度为1385mpa。
77.对比例1按照实施例1进行，不同的是，高温合金中c含量不同，c: 0.15%，其他相应合金元素与实施例1相同，余量为ni和不可避免的杂质元素。
78.所得高温合金制品的金相组织图显示，其与实施例1相比，出现了微裂纹缺陷。
79.并对其进行致密度测试，致密度检测结果为98.5%。
80.且对其微观组织进行观察，其组织图与实施例1类似。
81.并对其在800-850℃的力学性能做出测试，可知：其屈服强度为1080mpa，抗拉强度为1250mpa。
82.从上述实施例和对比例可知，采用本发明的方案，所得的高温合金制品更均匀、致密，无微裂纹产生，且具有高温强度，力学性能优。
83.进一步地，通过实施例1和实施例2可知，c元素的含量在本发明的范围内，能避免使高温合金制品出现微裂纹等缺陷，且优选的c元素含量能使得力学性能得到进一步提升。
84.进一步地，通过实施例1和实施例3、实施例4可知，采用优选的al、ti元素含量的方案，能够在保证高温合金制品的致密度的同时，进一步改善其力学性能。