[发明专利]高合金化铸造合金

说明书

本发明是关于高合金化铸造合金。

随着航空、航海工业的发展及工业燃气轮机的应用，高温合金的使用环境日益恶劣，因而对其使用性能提出更高要求。考虑到在500～1100℃工作温度范围里，合金晶界成为薄弱环节，为此，国内外开展了大量的研究工作。目前，已发展了一系列性能水平很高的Ni基及其他高合金化铸造合金。如：In-100，一类合金（见《高温合金手册》），这些合金具有优良的力学性能。但这些合金的主要合金元素的含量已接近或达到饱和，难以通过再提高合金化程度来提高合金性能，而且合金的高合金化带来严重的显微偏析，从而引起合金产生的大颗粒碳化物偏析相及其他组织不稳定，韧性降低阻碍了这类合金的广泛应用。又如Inconel718一类合金，适用温度较低，韧性差，难以满足高温恶劣条件下使用的需要。为了解决上述问题，可以通过加快冷却速度的方法加以改善，但这种方法往往在生产条件上难以实现，或者为了加快冷却速度要相应增加铸造设备及其他消耗。

本发明的目的在于提供一种高合金化铸造合金，使用的方法既能减小现有高合金化铸造合金的显微偏析，提高合金的稳定性和韧性，又简便易行。

本发明采用的方法是在成分为（重量百分比）2.5～25.5%Cr，0～16%Co，0～18.0%Fe，0.88～5.7%Al，0.83～5.3%Ti，0～0.9%V，0～5.1%Nb，0.045～0.22%C，1.0～6.25%Mo，0～14.8%W，0～0.02%B，0～0.1%Zr，余量为Ni铸造合金中加0.001～0.020%Mg。

通过加入适量Mg后，合金枝晶偏析和共晶偏析都明显减小，性能明显提高，当同时提高浇注温度40～60℃后则性能提高的幅度更大。

实施例一见表1、2：

由表1和表2看出，In-100M合金的持久性能和冲击韧性均获提高。

当浇注温度由1420℃提高到1470℃，In-100M的冲击韧性提高幅度由18.6%增大至89.1%，效果更为显著。

从In-100合金的二次枝晶相图（图1a）和In-100M合金的二次枝晶相图（图1b）中可以看出In-100M较In-100合金的二次枝晶间距减小，r+r′相共晶的大小和数量分别降低16.9%和34.6%。上述组织变化说明，合金中加入适量Mg并相应提高浇注温度，其显微偏析明显减小。

实施例二见表3：

表3所列合金的热处理工艺为：

1100℃/1小时/空冷+980℃/1小时/空冷+720℃/16小时/空冷。

合金经热处理之后测定室温冲击性能，结果表明：Inconel718合金（铸态）的αk值为32.5J/cm²，Inconel718M合金的αk值为55.1J/cm²，增加幅度为69.5%。

从Inconel718二次枝晶相图（图2a）和Inconel718M二次枝晶相图（图2b）中可看出，Inconel718M的二次枝晶间距显著减小。

本发明的优越性在于不需要增加昂贵的设备设施和改变原有的合金基体成分，仅加入适量Mg和稍加调整铸造工艺即可获得原高合金化铸造合金性能的明显提高。此方法易于在实际中使用，也同样适用于其他高合金化铸造合金，包括含碳量较高，有较多一次碳化物共晶的铸造合金及铸件。突破了高合金化铸造合金的性能提高及进一步合金化的重大障碍。

实施例一：

表1    In-100合金及加Mg的In-100M合金化学成分（重量百分比）

合金    C    Si    Mn    Cr    Co    Mo

In-100    0.15    0.08    ＜0.01    9.50    13.75    3.20

In-100M    0.16    0.08    ＜0.01    9.03    14.50    3.18

Al    Ti    V    Ni    Fe    S    P

5.20    4.65    0.72    余    0.69    0.002    0.005

5.10    4.80    0.74    余    0.34    0.002    0.006

B    Zr    Mg

0.012    0.099

0.012    0.097    0.0074

表2    适量Mg对In-100合金力学性能的影响

室温拉伸性能    室温