CN117327946A - 一种镍基铸造高温合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种镍基铸造高温合金及其制备方法，其中，以重量百分含量计，所述镍基铸造高温合金的化学成分如下：0.12wt％<C<0.15wt％、18.5wt％<Cr<21.5wt％、10wt％<Co<18wt％、2.5wt％<W<4.5wt％、1.5wt％<Mo<3.0wt％、1.5wt％<Al<3.0wt％、3.2wt％<Ti<4.0wt％、1.3wt％<Nb<2.5wt％、0.010wt％<B<0.013wt％、Zr≤0.1wt％、Ni为余量。本发明的镍基铸造高温合金具有良好的力学性能、组织稳定性与工艺性能，可用于制备大型薄壁复杂结构热端结构件。
Description
技术领域
本发明属于高温合金技术领域，具体涉及一种镍基铸造高温合金及其制备方法。
背景技术
高温合金以其优异的高温力学性能成为世界各国航空工业发展中的一种重要金属结构材料。这类材料可在高温条件下长期稳定服役，可靠承受复杂应力、氧化、腐蚀等多种恶劣条件的耦合作用，被广泛应用在航空发动机燃烧室、涡轮盘、叶片、机匣等关键热端部位。随着航空技术的发展，发动机对材料的性能需求越来越高，高温合金中的合金元素种类和含量也逐渐增多。高合金化使得高温合金的强度升高、塑性降低，合金的变形抗力显著增大，由此在变形高温合金的基础上发展出了铸造高温合金。铸造高温合金可用于复杂结构部件的精确铸造成型。
目前，我国广泛使用的多晶铸造高温合金为K4169合金。但K4169合金的最高使用温度为650℃，超温使用K4169合金将发生显著组织退化，极易在部件许用应力范围内产生热裂纹，从而危害部件的使用安全。现有的一些高合金化镍基铸造高温合金虽然可满足高温强度的要求，但它们一般焊接性较差，无法满足复杂薄壁铸件铸造缺陷焊接修补的要求。
综上，亟需开发具有更高使用温度的、具有良好铸造性能和焊接性能、可满足复杂结构热端部件精密成型需求的新型铸造高温合金。
发明内容
有鉴于此，本发明提供一种镍基铸造高温合金及其制备方法，主要目的在于：将镍基铸造高温合金的使用温度提高至750-850℃，同时具有良好的铸造性能和焊接性能，以满足复杂结构热端部件精密成型需求。
一方面，为了实现上述目的，本发明提供一种镍基铸造高温合金，其中，以重量百分含量计，所述镍基铸造高温合金的化学成分如下：
0.12wt％<C<0.15wt％、18.5wt％<Cr<21.5wt％、10wt％<Co<18wt％、2.5wt％<W<4.5wt％、1.5wt％<Mo<3.0wt％、1.5wt％<Al<3.0wt％、3.2wt％<Ti<4.0wt％、1.3wt％<Nb<2.5wt％、0.010wt％<B<0.013wt％、Zr≤0.1wt％、Ni为余量。
优选的，在所述镍基铸造高温合金中：S≤0.0015wt％、O≤0.0015wt％、N≤0.0050wt％。
优选的，所述镍基铸造高温合金的室温抗拉强度Rm≥1050MPa、室温拉伸屈服强度Rp0.2≥850MPa、室温断后延伸率A≥5％。
优选的，所述镍基铸造高温合金在800℃的条件下的抗拉强度Rm≥820MPa、拉伸屈服强度Rp0.2≥700MPa、室温断后延伸率A≥2％。
优选的，所述镍基铸造高温合金在870～900℃、225～250MPa的条件下，持久寿命τ≥50h。
优选的，所述镍基铸造高温合金在800～850℃的条件下，最长至1500h的长期时效中不析出有害相。
优选的，所述镍基铸造高温合金能实现1.0-2.0mm超薄壁铸件的铸造成形和缺陷修补焊接。
优选的，所述镍基铸造高温合金的晶内具有双级或多级γ′相析出状态、颗粒状或棒状的MC碳化物析出形态(不存在除MC碳化物以外的其他类型碳化物)；在晶界处具有多级尺寸γ′相和M23C6碳化物的相间析出强化状态；优选的，晶界处还具有近等轴形态的MC碳化物(不存在沿晶长条状的析出形态)。在此，MC容易开裂，如果在晶界是长条状析出，就很容易引发晶界裂纹。
再一方面，本发明实施例提供上述任一项所述的镍基铸造高温合金的制备方法，其包括如下步骤：
母合金重熔、浇铸步骤：将母合金重熔，待合金液化清后，在1400-1500℃的温度下，将合金液浇铸进入型壳，冷却后，进行清壳处理，得到镍基铸造高温合金。
优选的，所述母合金重熔、浇铸处理是在真空感应浇铸炉中进行。
优选的，所述方法还包括型壳预热步骤；其中，所述型壳预热步骤，包括：将型壳进行保温工装处理；将保温工装处理后的型壳升温至850-1000℃，并保温2-6h以进行预热处理；预热处理后，将保温工装处理的型壳转移至浇铸炉中，进行合金液浇铸处理；优选的，所述保温工装处理的方式包括保温棉包裹的方式或填砂的方式。优选的，所述型壳预热步骤是在马弗炉中进行。其中，型壳是采用熔模精密铸造的方法制备而成，以使合金获得良好的MC碳化物析出形态，在晶内MC碳化物呈颗粒状或棒状，在晶界处为近等轴形态；不存在沿晶分布的长条形态。
优选的，在所述母合金重熔、浇铸处理步骤之后，还包括：
热处理步骤：对镍基铸造高温合金进行热处理，得到热处理后的镍基铸造高温合金。
优选的，所述热处理步骤，包括固溶处理和多级时效处理，以使合金晶内能获得双级或多级γ′相析出状态、晶界能获得多级尺寸γ′相和M23C6碳化物的相间析出强化状态，从而提高合金强塑性匹配。
优选的，所述固溶处理的温度不低于1180℃，且采用空冷的冷却方式。
优选的，所述多级时效处理包括依次进行的一级时效处理、二级时效处理、三级时效处理；其中，一级时效处理的温度为1030-1080℃，且一级时效处理的时间不超过4h；二级时效处理的温度为810-850℃，且二级时效处理的时间不少于12h；三级时效处理的温度为700-750℃，且三级时效处理的时间不少于12h；优选的，每一级时效处理后均采用空冷的冷却方式。
与现有技术相比，本发明的一种镍基铸造高温合金及其制备方法至少具有以下有益效果：
本发明提供一种镍基铸造高温合金的其制备方法，其中，以重量百分含量计，该镍基铸造高温合金化学成分如下：0.12wt％<C<0.15wt％、18.5wt％<Cr<21.5wt％、10wt％<Co<18wt％、2.5wt％<W<4.5wt％、1.5wt％<Mo<3.0wt％、1.5wt％<Al<3.0wt％、3.2wt％<Ti<4.0wt％、1.3wt％<Nb<2.5wt％、0.010wt％<B<0.013wt％、Zr≤0.1wt％、Ni为余量。在此关于上述合金化学成分设计，说明如下：(1)C元素对合金中的碳化物形成具有重要影响，在此，本发明通过控制C元素的含量，同时配合合金中Ti、Nb、Cr元素的添加及控制，使得合金可析出稳定性良好的MC碳化物，同时在晶界形成半连续状态分布的细小M23C6碳化物，同时提高合金的晶内和晶界强度。(2)Cr元素是本发明所述合金的主要耐蚀元素。本发明在保持合金具有足够耐蚀性的基础上选取较低的Cr含量，以优化M23C6碳化物析出形态，以改善晶界强度，同时抑制有害相析出提高组织稳定性。(3)Co、W、Mo是本发明所述合金的重要固溶强化元素。能够通过产生短程晶格畸变应力场、促进γ′相析出、降低合金层错能等方式提高合金强度；但过量添加Co、W、Mo元素会导致σ相、μ相、P相等有害相与不稳定碳化物相的析出。本发明合理设计Co、W、Mo元素含量使本发明所述合金具有优异强度-组织稳定性匹配的关键点之一。(4)Al、Ti、Nb是本发明所述合金的重要沉淀强化元素，它们的含量对γ′相的析出量和阻碍位错运动效果具有关键影响，可显著影响合金强度。此外，Nb元素的添加可提高MC碳化物的稳定性，抑制其在长期服役过程中的分解，有助于提高合金组织稳定性。Ti/Al比是高温合金的关键组织稳定性指标之一，它关系到合金是否易于析出有害相η相。合金γ′相对焊接性具有重要影响，一般γ′相含量升高，合金焊接性恶化。因此，Al、Ti、Nb元素含量以及它们之间的相对含量使本发明所述具有合金优异强度-组织稳定性-焊接性匹配的关键点。(5)B、Zr元素属于晶界强化元素，合理控制其含量可使本发明所述合金获得良好的晶界强度和铸造成形性能。综上，本发明通过上述成分设计将镍基铸造高温合金的使用温度提高至750-850℃，同时具有良好的铸造性能和焊接性能，以满足复杂结构热端部件精密成型需求。
进一步地，本发明所述合金的力学性能显著受到凝固组织的影响。晶粒尺寸适中的等轴晶组织相对其他凝固组织具有更好的强塑性匹配。MC碳化物主要在合金的凝固过程中形成，且其尺寸形态不受合金后续热处理影响。本发明通过降低浇铸温度和型壳温度有助于获得细小的MC碳化物析出形态改善合金性能，但过低的浇铸温度和型壳温度会增大合金中形成缩孔、疏松等凝固缺陷的倾向。因此，合理设计合金的浇铸温度和型壳温度非常关键，良好的凝固晶体组织形态与初生MC碳化物析出形态是合金具备良好力学性能的基础与保证。
进一步地，晶界一般是高温合金在高温服役环境中的薄弱环节。为提高本发明所述合金的晶界强度，本发明通过精细设计合金的C含量与Cr含量调控合金的M23C6碳化物析出行为，使M23C6碳化物在本发明所述合金的主时效处理(时效温度与合金服役温度较为接近)过程中，以适当尺寸、颗粒状形貌在晶界离散析出。此外，本发明还通过协同控制Al、Ti、Nb元素含量，精细控制γ′相与M23C6碳化物的析出温度差，借助多步时效处理，分别在M23C6碳化物析出前、析出中和析出后在晶界上形成不同尺寸γ′相，这些梯度尺寸的γ′相与M23C6相间分布，显著增大了合金晶界的析出相数密度，有效改善合金强塑性。
附图说明
图1为对比例1所制备的热处理后的合金的晶界显微组织形貌；
图2为实施例2所制备的热处理后的合金的低倍与高倍晶界显微组织形貌；
图3为实施例3制备的铸造薄壁环形件实物；
图4为对比例3制备的铸造薄壁环形件实物；
图5为实施例4制备的铸造试板焊后宏观形貌与X射线探伤结果；
图6为现有技术针对某种同类合金进行封孔焊接后的X射线探伤结果。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。以下对至少一个示例性实施例的描述实际上仅仅是说明性的，决不作为对本发明及其应用或使用的任何限制。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作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。
本发明的目的在于提供一种镍基铸造高温合金及其制备方法。与现有同类合金相比，本发明的方案将镍基铸造高温合金的使用温度提高至750-850℃，同时具有良好的铸造性能和焊接性能。
本发明所采用的技术方案如下：
一方面，本发明提供一种镍基铸造高温合金，按重量百分含量计，该合金化学成分如下：
0.12wt％<C<0.15wt％、18.5wt％<Cr<21.5wt％、10wt％<Co<18wt％、2.5wt％<W<4.5wt％、1.5wt％<Mo<3.0wt％、1.5wt％<Al<3.0wt％、3.2wt％<Ti<4.0wt％、1.3wt％<Nb<2.5wt％、0.010wt％<B<0.013wt％、Zr≤0.1wt％、Ni余量。
该合金化学成分中，S≤0.0015wt％、O≤0.0015wt％、N≤0.0050wt％。
再一方面，本发明实施例提供一种镍基铸造高温合金的制备方法，其包括如下步骤：
制备型壳步骤：采用熔模精密铸造的方法进行工件型壳制备；将型壳进行保温工装处理；将保温工装处理后的型壳放置在马弗炉中，随炉升温至850-1000℃，保温2-6h，保温结束后直接快速转移至真空感应铸造炉中。
母合金重熔、浇注步骤：在10kg-25kg容量的真空感应铸造炉中进行母合金重熔，化清后在1400-1500℃将合金液浇铸进入型壳，型壳在砂箱内于炉外空冷。砂箱冷却至室温后进行清壳处理，得到镍基铸造高温合金。
对所获镍基铸造高温合金进行“固溶处理+多级时效处理”的热处理，使合金晶界获得多及尺寸γ′相+M23C6碳化物的相间析出强化状态，提高合金强塑性匹配。
本发明提供的镍基铸造高温合金具有良好的力学性能、组织稳定性与工艺性能。可满足以下力学性能要求：
室温拉伸Rm≥1050MPa，Rp0.2≥850MPa，A≥5％；800℃拉伸Rm≥820MPa，Rp0.2≥700MPa，A≥2％；高温持久870℃/255MPa，持久寿命τ≥50h。在850℃最长至1500h的长期时效中不析出有害相；可实现1.0-2.0mm超薄壁铸件的完好铸造成形和缺陷修补焊接。
另外，关于本发明的镍基铸造高温合金的化学成分设计，本发明的设计原理如下：
C元素对合金中的碳化物形成具有重要影响，配合合金中Ti、Nb、Cr元素的添加，使所述合金可析出稳定性良好的MC碳化物，同时在晶界形成半连续状态分布的细小M23C6碳化物，同时提高合金的晶内和晶界强度。
Cr元素是本发明所述合金的主要耐蚀元素。针对本发明所述合金的应用环境，在保持其足够耐蚀性的基础上选取较低的Cr含量，优化M23C6碳化物析出形态改善晶界强度，同时抑制有害相析出提高组织稳定性。
Co、W、Mo是本发明所述合金的重要固溶强化元素，能够通过产生短程晶格畸变应力场、促进γ′相析出、降低合金层错能等方式提高合金强度。但过量添加Co、W、Mo元素会导致σ相、μ相、P相等有害相析出。合理设计Co、W、Mo元素含量是使本发明所述合金具有优异强度-组织稳定性匹配的关键点之一。
Al、Ti、Nb是本发明所述合金的重要沉淀强化元素，它们的含量对γ′相的析出量和阻碍位错运动效果具有关键影响，可显著影响合金的强度。此外，Nb元素的添加可提高MC碳化物的稳定性，抑制其在长期服役过程中的分解，有助于提高合金组织稳定性。Ti/Al比是高温合金的关键组织稳定性指标之一，它关系到合金是否易于析出有害相η相。合金γ′相对焊接性具有重要影响，一般γ′相含量升高，合金焊接性恶化。因此，Al、Ti、Nb元素含量以及它们之间的相对含量是使本发明所述合金具有优异强度-组织稳定性-焊接性匹配的关键点。
B、Zr元素属于晶界强化元素，合理控制其含量可使本发明所述合金获得良好的晶界强度和铸造成形性能。为使得合金具有良好的力学性能，合金S、O、N等均应严格控制，其中，S≤15ppm，O≤15ppm，N≤50ppm。
本发明所述合金的力学性能显著受到凝固组织的影响。晶粒尺寸适中的等轴晶组织相对其他凝固组织具有更好的强塑性匹配。MC碳化物主要在合金的凝固过程中形成，且其尺寸形态不受合金后续热处理影响。降低浇铸温度和型壳温度有助于获得细小的MC碳化物析出形态来改善合金性能，但过低的浇铸温度和型壳温度会增大合金中形成缩孔、疏松等凝固缺陷的倾向。因此，合理设计合金的浇铸温度和型壳温度非常关键，良好的凝固晶体组织形态与初生MC碳化物析出形态是合金具备良好力学性能的基础与保证。
晶界一般是高温合金在高温服役环境中的薄弱环节。为提高本发明所述合金的晶界强度，本发明通过精细设计合金的C含量与Cr含量来调控合金的M23C6析出行为。使M23C6碳化物在本发明所述合金的主时效处理(时效温度与合金服役温度较为接近)过程中，以适当尺寸、颗粒状形貌在晶界离散析出。此外，本发明还通过协同控制Al、Ti、Nb元素含量，精细控制γ′相与M23C6碳化物的析出温度差。借助多步时效处理，分别在M23C6碳化物析出前、析出中和析出后在晶界上形成不同尺寸γ′相，这些梯度尺寸的γ′相与M23C6相间分布，显著增大了合金晶界的析出相数密度，有效改善合金强塑性。
下面通过具体实验实施例进一步对本发明说明如下：
本发明实施例提供一种含Cr、Co、W、Mo固溶强化元素和Al、Ti、Nb时效强化元素的固溶加时效型镍基铸造高温合金。
本发明提出的新合金按照合金成分进行配料，在真空感应熔炼炉中熔炼，铸造出直径为75-95mm母合金棒材。采用熔模铸造的方法浇铸合金试棒、试板或铸件，测试合金的力学性能、焊接性能和铸造性能。
实施例1
本实施例制备一种镍基铸造高温合金试棒，其中，该镍基铸造高温合金试棒的化学成分如表1所示。
表1实施例1的合金化学成分(wt％)
| C | Cr | Co | W | Mo | Al | Ti | Nb | B | Zr | S | O | N | Ni |
| 0.13 | 19.2 | 11.0 | 2.7 | 1.7 | 2.26 | 3.55 | 1.75 | 0.011 | 0.01 | <0.0005 | 0.0004 | <0.0003 | 余量 |
本实施例的制备方法主要包括如下步骤：
制备母合金：采用真空感应炉熔炼母合金，具体化学成分如表1所示。
制备型壳步骤：采用熔模精密铸造的方法进行型壳的制备；型壳采用填砂的方式进行保温；将熔模铸造型壳砂箱放置在马弗炉中，随炉升温至950±10℃，保温4h以进行预热处理，预热处理结束后直接快速转移至真空感应铸造炉中。
母合金重熔、浇铸步骤：在真空感应铸造炉中进行母合金重熔，化清后在(1400～1500)±10℃的浇铸温度下将合金液浇铸进入型壳，型壳在砂箱内于炉外空冷。砂箱冷却至室温后进行清壳处理，得到镍基铸造高温合金试棒。
热处理：合金试棒经“(1180℃±10℃)×4h×空冷+(1060℃±10℃)×4h×空冷+(840℃±10℃)×16h×空冷+(725℃±10℃)×16h×空冷”的热处理，得到热处理后的镍基铸造高温合金试棒。
对本实施例制备得到的镍基铸造高温合金试棒进行力学性能测试，性能数据如表2所示。
对比例1
对比例1制备一种镍基铸造高温合金试棒，其中，该镍基铸造高温合金试棒的化学成分如表1所示。
对比例1的制备方法主要包括如下步骤：
制备母合金：采用真空感应炉熔炼母合金，具体化学成分如表1所示。
制备型壳步骤：采用熔模精密铸造的方法进行型壳的制备；型壳采用填砂的方式进行保温；将熔模铸造型壳砂箱放置在马弗炉中，随炉升温至1050±10℃，保温4h进行预热处理，预热处理后直接快速转移至真空感应铸造炉中。
母合金重熔、浇铸步骤：在真空感应铸造炉中进行母合金重熔，化清后在1430±10℃将合金液浇铸进入型壳，型壳在砂箱内于炉外空冷。砂箱冷却至室温后进行清壳处理，得到镍基铸造高温合金试棒。
热处理：合金试棒经“(1180℃±10℃)×4h×空冷+(1060℃±10℃)×4h×空冷+(840℃±10℃)×16h×空冷+(725℃±10℃)×16h×空冷”的热处理，得到热处理后的镍基铸造高温合金试棒。
对比例1制备得到的镍基铸造高温合金试棒进行力学性能测试，性能数据如表2所示。
表2为实施例1与对比例1所制备合金试棒的室温拉伸力学性能数据
通过实施例1与对比例1对比，可以看出：浇铸制度对合金的力学性能具有显著影响。对比例1中的型壳温度过高(预热处理的温度高)，导致凝固组织中存在尺寸粗大与沿晶长条状的初生MC碳化物(如图1所示)，明显降低了铸造合金的强度与塑性。
实施例2
本实施例制备一种镍基铸造高温合金试棒，其中，该镍基铸造高温合金试棒的化学成分如表3所示。
本实施例的制备方法主要包括如下步骤：
制备母合金：采用真空感应炉熔炼母合金，具体化学成分如表3所示。
制备型壳步骤：采用熔模精密铸造的方法进行型壳的制备；型壳采用填砂的方式进行保温；将熔模铸造型壳砂箱放置在马弗炉中，随炉升温至950±10℃，保温4h以进行预热处理，保温结束后直接快速转移至真空感应铸造炉中。
母合金重熔、浇铸步骤：在真空感应铸造炉中进行母合金重熔，化清后在1430±10℃的浇铸温度下将合金液浇铸进入型壳，型壳在砂箱内于炉外空冷。砂箱冷却至室温后进行清壳处理，得到镍基铸造高温合金试棒。
热处理：合金试棒经“(1180℃±10℃)×4h×空冷+(1060℃±10℃)×4h×空冷+(840℃±10℃)×16h×空冷+(725℃±10℃)×16h×空冷”的热处理，得到热处理后的镍基铸造高温合金试棒。
对本实施例制备得到的镍基铸造高温合金试棒进行力学性能测试，性能数据如表4所示。本实施例热处理后的镍基铸造高温合金试棒的晶界微观结构组织形貌如图2所示，合金晶内存在多级γ′相析出，MC碳化物为颗粒状，析出尺寸细小，无其他类型碳化物；在晶界处形成具有多级尺寸γ′相和M23C6碳化物的相间析出强化状态，晶界MC碳化物析出状态良好，不存在沿晶长条状析出。
表3为实施例2、对比例2的合金化学成分(wt％)
对比例2
对比例2制备一种镍基铸造高温合金试棒，其中，该镍基铸造高温合金试棒的化学成分如表3所示。
对比例2的制备方法主要包括如下步骤：
制备母合金：采用真空感应炉熔炼母合金，具体化学成分如表3所示。
制备型壳步骤：采用熔模精密铸造的方法进行型壳的制备；型壳采用填砂的方式进行保温；将熔模铸造型壳砂箱放置在马弗炉中，随炉升温至950±10℃，保温4h进行预热，保温结束后直接快速转移至真空感应铸造炉中。
母合金重熔、浇铸步骤：在真空感应铸造炉中进行母合金重熔，化清后在1430±10℃将合金液浇铸进入型壳，型壳在砂箱内于炉外空冷。砂箱冷却至室温后进行清壳处理，得到镍基铸造高温合金试棒。
热处理：合金试棒经“(1180℃±10℃)×4h×空冷+(1060℃±10℃)×4h×空冷+(840℃±10℃)×16h×空冷+(725℃±10℃)×16h×空冷”的热处理，得到热处理后的镍基铸造高温合金试棒。
对比例2制备得到的镍基铸造高温合金试棒进行力学性能测试，性能数据如表4所示。
表4实施例2、对比例2所制备合金试棒的高温拉伸力学性能数据
实施例2与对比例2对比，表明化学成分对合金力学性能亦有明显影响，实施例2拉伸温度由800℃升高至820℃，合金强度未产生明显降低，而对比例2的合金在820℃的温度下的强度明显降低。
在此需要说明的是：实施例2的合金化学成分符合本发明设计，合金C、Cr、Co、W和Mo元素含量均高于对比例2合金，在不增加γ′相形成元素含量的前提下，利用固溶强化元素与碳化物形成元素提高合金强度。采用本发明所述的合金制备方法，配合提高C、Cr元素含量，促进M23C6碳化物在晶界与γ′的交错析出，提高合金晶界强度。依靠Cr、Co、W和Mo元素的固溶强化效果，提高合金的基础强度。利用Co、W和Mo元素提高γ′相溶解温度，提高合金的高温强度。此外，Co、W和Mo元素还可促进合金在塑性变形时形成层错，抑制位错交滑移，增强γ′相与位错的交互作用效果。以上来自与合金成分改进的有益效果共同作用，使得实施例2中的合金具有更加优异的高温力学性能。
实施例3
本实施例制备一种铸造薄壁环形件，具体化学成分与实施例2相同。其中，薄壁环形件为内外环结构，外环直径为250mm，内环直径为135mm，高度为60mm，内环小叶片壁厚约1mm。
本实施例的制备方法主要包括如下步骤：
制备母合金：采用真空感应炉熔炼母合金，具体化学成分与实施例2相同。
制备型壳步骤：采用熔模精密铸造的方法进行型壳的制备；型壳采用保温棉包裹的方式进行保温；将熔模铸造型壳砂箱放置在马弗炉中，随炉升温至1000±10℃，保温4h进行预热处理，预热处理结束后直接快速转移至真空感应铸造炉中。
母合金重熔、浇铸步骤：在真空感应铸造炉中进行母合金重熔，化清后在1430±10℃的浇铸温度下将合金液浇铸进入型壳，型壳在保温棉包裹状态下于炉外空冷。冷却至室温后进行清壳处理，得到铸造薄壁环形件。
如图3所示，本实施例制备的薄壁环形件完好成形，未见表面裂纹、疏松、缩孔等凝固缺陷。
对比例3
对比例3制备一种铸造薄壁环形件，具体化学成分与对比例2相同。其中，薄壁环形件为内外环结构，外环直径为250mm，内环直径为135mm，高度为60mm，内环小叶片壁厚约1mm。
对比例3的制备方法主要包括如下步骤：
制备母合金：采用真空感应炉熔炼母合金，具体化学成分与对比例2相同。
制备型壳步骤：采用熔模精密铸造的方法进行型壳的制备；型壳采用保温棉包裹的方式进行保温；将熔模铸造型壳砂箱放置在马弗炉中，随炉升温至1000±10℃，保温4h进行预热处理，预热处理后直接快速转移至真空感应铸造炉中。
母合金重熔、浇铸步骤：在真空感应铸造炉中进行母合金重熔，化清后在1430±10℃的浇铸温度下将合金液浇铸进入型壳，型壳在保温棉包裹状态下于炉外空冷。冷却至室温后进行清壳处理，得到铸造薄壁环形件。
本实施例制备的薄壁环形件整体成形良好，但薄壁处存在未填充缺陷，且在铸件表面存在少量孔洞缺陷，如图4所示。
通过实施例3和对比例3的对比，表明了合金成分对复杂结构薄壁环形件的成形质量具有明显影响。相比对比例3，实施例3中的合金具有更高的C含量和B含量。C、B元素含量适当提高有助于提高合金熔体流动性，改善合金的铸造性能，减少疏松、孔洞的缺陷的形成。
实施例4
本实施例制备一种3mm厚的镍基铸造高温合金试板，具体化学成分与实施例1相同。
本实施例的制备方法主要包括如下步骤：
制备母合金：采用真空感应炉熔炼母合金，具体化学成分与实施例1相同。
制备型壳步骤：采用熔模精密铸造的方法进行型壳的制备；型壳采用填砂的方式进行保温；将熔模铸造型壳砂箱放置在马弗炉中，随炉升温至950±10℃，保温4h以进行预热处理，预热处理后直接快速转移至真空感应铸造炉中。
母合金重熔、浇铸步骤：在真空感应铸造炉中进行母合金重熔，化清后在1430±10℃的浇铸温度下将合金液浇铸进入型壳，型壳在砂箱内于炉外空冷。砂箱冷却至室温后进行清壳处理，得到镍基铸造高温合金试板。
采用多种焊丝对本实施例制备的镍基铸造高温合金试板进行7mm孔径的封孔焊接和板材对接焊，焊接后采用X射线进行缺陷检查。结果表明，常见商用焊丝不适用于本发明所述高温合金材料，封孔焊接后出现裂纹。采用镍基高温合金材质的专用焊丝可实现良好封孔焊接与对接焊效果，未见焊接裂纹，如图5所示。
专用焊丝与母材合金化学成分相近，在母材合金的基础上针对γ′形成元素含量和易偏析元素含量进行适量调整，确保母材合金的良好焊接效果。相比而言，采用现有技术针对某种现有同类合金进行封孔焊接，在没有合金专用焊丝的条件下，无论使用同材焊丝还是263焊丝均不能实现良好焊接，如图6所示。
对比例4
本对比例制备K4169镍基铸造高温合金试棒，其中，该合金试棒的化学成分如表1所示。
表5对比例4的合金化学成分(wt％)
| C | Cr | Ni | Mo | Al | Ti | Nb | Mn | Si | S | O | N | Fe |
| 0.06 | 19.5 | 52.5 | 3.1 | 0.5 | 1.0 | 4.9 | 0.02 | 0.02 | <0.0005 | 0.0005 | 0.001 | 余量 |
本对比例的制备方法主要包括如下步骤：
制备母合金：采用真空感应炉熔炼母合金，具体化学成分如表5所示。
制备型壳步骤：采用熔模精密铸造的方法进行型壳的制备；型壳采用填砂的方式进行保温；将熔模铸造型壳砂箱放置在马弗炉中，随炉升温至900±10℃，保温4h以进行预热处理，预热处理结束后直接快速转移至真空感应铸造炉中。
母合金重熔、浇铸步骤：在真空感应铸造炉中进行母合金重熔，化清后在(1400～1500)±10℃的浇铸温度下将合金液浇铸进入型壳，型壳在砂箱内于炉外空冷。砂箱冷却至室温后进行清壳处理，得到镍基铸造高温合金试棒。
热处理：合金试棒经“(1100℃±10℃)×2h×空冷+(950℃±10℃)×2h×空冷+(720℃±10℃)×8h×炉冷(55℃/h)至620℃+(620℃±10℃)×8h×空冷”的热处理，得到热处理后的镍基铸造高温合金试棒。
对本对比例制备得到的镍基铸造高温合金试棒进行力学性能测试，性能数据如表6所示。可见，K4169合金的力学性能(尤其在高温条件下)显著低于本发明所述合金。
表6对比例4所制备合金试棒的高温拉伸力学性能数据
本领域的技术人员容易理解的是，在不冲突的前提下，上述各方式的有利技术特征可以自由地组合、叠加。
以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。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，在不脱离本发明技术原理的前提下，还可以做出若干改进和变型，这些改进和变型也应视为本发明的保护范围。
Claims (10)
1.一种镍基铸造高温合金，其特征在于，以重量百分含量计，所述镍基铸造高温合金的化学成分如下：
0.12wt％<C<0.15wt％、18.5wt％<Cr<21.5wt％、10wt％<Co<18wt％、2.5wt％<W<4.5wt％、1.5wt％<Mo<3.0wt％、1.5wt％<Al<3.0wt％、3.2wt％<Ti<4.0wt％、1.3wt％<Nb<2.5wt％、0.010wt％<B<0.013wt％、Zr≤0.1wt％、Ni为余量。
2.根据权利要求1所述的镍基铸造高温合金，其特征在于，在所述镍基铸造高温合金中：S≤0.0015wt％、O≤0.0015wt％、N≤0.0050wt％。
3.根据权利要求1或2所述的镍基铸造高温合金，其特征在于，
所述镍基铸造高温合金的室温抗拉强度Rm≥1050MPa、室温拉伸屈服强度Rp0.2≥850MPa、室温断后延伸率A≥5％；和/或
所述镍基铸造高温合金在800℃的条件下的抗拉强度Rm≥820MPa、拉伸屈服强度Rp0.2≥700MPa、室温断后延伸率A≥2％；和/或
所述镍基铸造高温合金在870～900℃、225～250MPa的条件下，持久寿命τ≥50h；和/或
所述镍基铸造高温合金在800～850℃的条件下，最长至1500h的长期时效中不析出有害相；和/或
所述镍基铸造高温合金能实现1.0～2.0mm超薄壁铸件的铸造成形和缺陷修补焊接。
4.根据权利要求1-3任一项所述的镍基铸造高温合金，其特征在于，所述镍基铸造高温合金的晶内具有双级或多级γ′相析出状态、颗粒状或棒状的MC碳化物析出形态；晶界处具有多级尺寸γ′相和M23C6碳化物的相间析出强化状态；优选的，晶界处具有近等轴形态的MC碳化物。
5.权利要求1-4任一项所述的镍基铸造高温合金的制备方法，其特征在于，其包括如下步骤：
母合金重熔、浇铸步骤：将母合金重熔，待合金液化清后，在1400-1500℃的温度下，将合金液浇铸进入型壳，冷却后，进行清壳处理，得到镍基铸造高温合金。
6.根据权利要求5所述的镍基铸造高温合金的制备方法，其特征在于，所述母合金重熔、浇铸处理是在真空感应浇铸炉中进行。
7.根据权利要求5所述的镍基铸造高温合金的制备方法，其特征在于，所述方法还包括型壳预热步骤；其中，所述型壳预热步骤，包括：
将型壳进行保温工装处理；将保温工装处理后的型壳升温至850-1000℃，并保温2-6h以进行预热处理；预热处理后，将保温工装处理的型壳转移至浇铸炉中，进行合金液浇铸处理；
优选的，所述型壳预热步骤是在马弗炉中进行；
优选的，所述保温工装处理的方式包括保温棉包裹的方式或填砂的方式。
8.根据权利要求5所述的镍基铸造高温合金的制备方法，其特征在于，在所述母合金重熔、浇铸处理步骤之后，还包括：
热处理步骤：对镍基铸造高温合金进行热处理，得到热处理后的镍基铸造高温合金。
9.根据权利要求8所述的镍基铸造高温合金的制备方法，其特征在于，所述热处理步骤，包括固溶处理和多级时效处理，以使合金晶内能获得双级或多级γ′相析出状态、晶界能获得多级尺寸γ′相和M23C6碳化物的相间析出强化状态，从而提高合金强塑性匹配。
10.根据权利要求9所述的镍基铸造高温合金的制备方法，其特征在于，所述固溶处理的温度不低于1180℃，且采用空冷的冷却方式；和/或
所述多级时效处理包括依次进行的一级时效处理、二级时效处理、三级时效处理；其中，一级时效处理的温度为1030-1080℃，且一级时效处理的时间不超过4h；二级时效处理的温度为810-850℃，且二级时效处理的时间不少于
12h；三级时效处理的温度为700-750℃，且三级时效处理的时间不少于12h；
优选的，每一级时效处理后均采用空冷的冷却方式。
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