CN106244856A - 一种铁镍基高温合金 - Google Patents

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黄锦阳
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Abstract

一种抗玻璃腐蚀的铁镍基高温合金，合金成分按质量百分比满足如下范围要求：C：0.7～1.0％，Cr：24～30％，Ni：48～55％，Co：0.5～3.5％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Nb：0.5～2.5％，Mo：≤2.5％，W：5～10％，Ti：0.1～1.2％，Al：0.1～3.5％，余量为Fe。该合金可在铸态或固溶态下使用，其在1000℃及1100℃时压缩屈服强度分别高于100MPa及60MPa，在1050℃/25MPa压缩蠕变条件下500小时变形量不超过1.5％，在1050℃/35MPa压缩蠕变条件下180小时变形量不超过5.0％。

Description

一种铁镍基高温合金
技术领域
本发明属高温用合金钢领域，涉及一种具有良好抗玻璃腐蚀性能，具体涉及一种铁镍基高温合金，在1000℃以上具备高强度，适用于高性能离心器。
背景技术
玻璃棉具有低密度、低传热系数、耐腐蚀、耐高温、化学稳定性好等优良特性而在生产生活各行业中获得广泛应用。采用离心喷吹法生产玻璃棉具有高效率、低能耗等特点，因而目前已成为生产玻璃棉的主流工艺。该工艺将诸如玻璃之类的矿物熔料穿过可高速旋转的成型室(离心器)孔壁产生纤丝，由于旋转离心器的离心作用使纤丝穿过壁上的成纤孔喷射出去，最终形成玻璃纤维。
作为离心喷吹法生产玻璃棉及其制品的设备关键部件，离心器所选用材料设计服役温度往往在1000℃以上，并且长期受到熔融态玻璃腐蚀。此外，离心器在高温下以1900～2400rpm/min的转速长时间工作。因此，对于所选材料的高温性能提出了极高的要求。制造这种离心器的理想材料是铂和铂铑合金，但高昂的原材料成本使其难以获得广泛应用。表面镶嵌铂铑合金虽然也可以满足性能要求，但其成本仍然过于高昂，且加工制作工艺复杂。因此，目前国内外主要采用镍基(荷兰专利NL141-246、美国专利US5460664A、中国专利CN85105271A，CN101397621A，CN101603152B等)或钴基(比利时专利Brevet901647、日本专利No.60-52545、中国专利CN88102822A等)高温合金作为离心器备选材料。这些合金普遍具有较高的碳元素含量(普遍在0.25-0.75％之间)，通过在合金晶界形成较高体积分数的碳化铬以使合金获得较好的高温强度性能，同时抑制奥氏体晶粒在服役期间的快速长大。
进一步提高碳含量有助于提高合金的高温强度，但同时却会对合金的抗氧化与玻璃腐蚀性能带来不利影响。向合金中加入Al元素可以促使合金表面形成完整致密的氧化铝，从而使材料获得优异的抗氧化腐蚀能力。然而，过高的Al含量会造成合金在熔炼制备过程中产生晶界氧脆等问题。另一方面，作为合金主要强化相的碳化铬在高温高应力条件下并不稳定，具有较快的粗化长大倾向，从而导致合金性能随服役时间的延长而迅速降低。碳化铌与碳化铬相比具有更加优异的高温稳定性，在高温长期热暴露条件下粗化长大速率较低。采用碳化铌部分替代碳化铬，并获得两种碳化物交替分布的组织，可以使合金获得良好的高温持久性能。但是铌元素的加入会导致原料成本急剧增加，因此在改善和金性能的同时需要对其加入配比进行合理控制。
发明内容
本发明的目的在于克服上述现有技术的缺点，提供一种铁镍基高温合金，该合金具备良好的组织稳定性，在1000℃以上具有良好的组织与性能稳定性，并且兼具优良抗玻璃腐蚀能力的高温合金，并且成本低。
为达到上述目的，本发明的技术方案为：
一种铁镍基高温合金，该合金成分中各元素质量百分比满足：C：0.7～1.0％，Cr：24～30％，Ni：48～55％，Co：0.5～3.5％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Nb：0.5～2.5％，Mo：≤2.5％，W：5～10％，Ti：0.1～1.2％，Al：0.1～3.5％，余量为Fe。
本发明进一步的改进在于，合金铸态组织由柱状奥氏体晶粒及其晶界处交替分布的(Nb,Ti)C与Cr23C6两种碳化物组成。
本发明进一步的改进在于，奥氏体柱状晶平均晶粒间距不大于120微米，二次枝晶臂间距15-30微米；晶界碳化物体积分数不低于20％，其中Cr23C6所占全部碳化物体积百分比不高于50％。
本发明进一步的改进在于，该合金中Al、Ti质量百分比含量满足下列关系：Al+Ti≤3.5％。
本发明进一步的改进在于，合金中Al含量高于2.0％时，需在1200-1250℃进行1-3小时的固溶处理，确保合金中初生NiAl相体积分数不超过3.0％。
本发明进一步的改进在于，该合金中Nb、Ti质量百分含量应满足下列关系：Nb/Ti≥1；Nb+Ti≤2.5％。
本发明进一步的改进在于，该合金中Ti元素主要以固溶的形式存在于MC型碳化物中，少量以TiC的方式存在于NbC核心位置，其尺寸最大不超过2微米。
本发明进一步的改进在于，该合金在1000℃及1100℃时压缩屈服强度分别高于100MPa及60MPa，在1050℃/25MPa压缩蠕变条件下500小时变形量不超过1.5％，在1050℃/35MPa压缩蠕变条件下180小时变形量不超过5.0％，合金在1050℃时氧化速率低于2.0×10-11g2cm-4s-1，在1050℃玻璃腐蚀条件下腐蚀速率低于1cm/年。
按本发明所述方法制备的本发明和现有技术相比所具有的有益效果在于：
1.通过少量添加Al元素，使合金在不影响力学性能的前提下获得优异的抗腐蚀性能；在此基础上调整Ti、Nb、C元素含量及其配比，在确保合金具备高强度的基础上具备良好的组织稳定性。最终得到一种在1000℃以上具有良好的组织与性能稳定性，并且兼具优良抗玻璃腐蚀能力的高温合金，并且成本低。
2.本发明制备离心器材料中两种MC型及M23C6型两种碳化物交替分布，且MC具有更加优异的高温稳定性，同时可抑制M23C6型碳化物的粗化合并，对材料组织与性能稳定性具有良好的改善效果；
3.本发明所述合金中合理的Al含量在不影响力学性能的前提下有效改善合金的抗氧化、腐蚀性能；
4.在保障合金氧化、腐蚀性能的基础上优化调整C含量，使合金强度性能获得进一步提高。
5.本发明的合金在1000℃及1100℃时压缩屈服强度分别高于100MPa及60MPa，在1050℃/25MPa压缩蠕变条件下500小时变形量不超过1.5％，在1050℃/35MPa压缩蠕变条件下180小时变形量不超过5.0％，合金在1050℃时氧化速率低于2.0×10-11g2cm-4s-1，在1050℃玻璃腐蚀条件下腐蚀速率低于1cm/年。本发明所述合金适用于1000℃以上超高温服役工况，如玻璃纤维工业中的离心器、石化行业中的裂解炉管、电力行业锅炉燃烧器高温火焰喷嘴等。
附图说明
图1为实施例1合金微观组织分析。
图2为实施例2合金中TiC形貌及分布。
图3为实施例3合金中NiAl相形貌。
图4为图3形貌下Al元素的分布情况。
图5为图3形貌下Ni元素的分布情况。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明作进一步详细说明。
实施例1
本实施例的铁镍基高温合金，按质量百分比包括：C：0.75％，Cr：28％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：2.0％，W：5.0％，Ti：0.1％，Al：0.2％，余量为Fe。
本实施例的制备方法包括以下步骤：
1)原料配制：成分按质量百分比包括：C：0.75％，Cr：28％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：2.0％，W：5.0％，Ti：0.1％，Al：0.2％，余量为Fe。
2)熔炼步骤：采用中频真空感应电弧炉将配制的合金熔炼成合金母液，控制母液中P、S杂质元素的质量百分比含量均＜0.03％，真空度达到5×10-3后开始进行合金熔炼；
实施例2
本实施例的铁镍基高温合金，按质量百分比包括：C：0.9％，Cr：25％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.2％，Si：0.2％，Nb：1.0％，W：5.0％，Ti：1.0％，Al：0.1％，余量为Fe。
本实施例的制备方法包括以下步骤：
1)原料配制：成分按质量百分比包括：C：0.9％，Cr：25％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.2％，Si：0.2％，Nb：1.0％，W：5.0％，Ti：1.0％，Al：0.1％，余量为Fe。
2)熔炼：采用中频真空感应电弧炉将步骤：配制的合金熔炼成合金母液，控制母液中P、S杂质元素的质量百分比含量均＜0.03％，真空度达到5×10-3后开始进行合金熔炼；
实施例3
本实施例的铁镍基高温合金，按质量百分比包括：C：0.8％，Cr：28％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：1.5％，W：5.0％，Ti：0.5％，Al：3.0％，余量为Fe。
本实施例的制备方法包括以下步骤：
1)原料配制：成分按质量百分比包括：C：0.8％，Cr：28％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：1.5％，W：5.0％，Ti：0.5％，Al：3.0％，余量为Fe。
2)熔炼：采用中频真空感应电弧炉将步骤：配制的合金熔炼成合金母液，控制母液中P、S杂质元素的质量百分比含量均＜0.03％，真空度达到5×10-3后开始进行合金熔炼。
3)热处理：对合金进行1200℃/1.0h固溶处理：以50℃/min速度由室温升温至700℃后，以10℃/min速度升温至1000℃保温1.0小时，最后空冷至室温；
参见表1，对实施例1-3的合金材料力学性能分别进行了测试，可见合金在1000-1100℃范围内具备了优异的高温强度性能。测试合金在1000℃及1100℃时压缩屈服强度分别高于100MPa及60MPa，在1050℃/25MPa压缩蠕变条件下500小时变形量均不超过1.5％，在1050℃/35MPa压缩蠕变条件下180小时变形量未超过5.0％。
参见图1，对实施例1所述合金的微观组织进行了观察，合金由奥氏体晶粒及晶界处(Nb，Ti)C及Cr23C6两种碳化物组成，且两种碳化物呈交替分布，其中Cr23C6体积分数未超过50％。
参见图2，对实施例2所述合金微观组织进行观察，晶界NbC核心处可见尺寸细小的TiC，且其尺寸未超过1微米。
参见图3、图4和图5，对实施例3所述合金微观组织进行观察，碳化物与基体界面处存在少量NiAl相，其体积分数未超过2.0％。
表1实施例合金压缩强度性能测试结果
实施例4
本实施例的铁镍基高温合金，按质量百分比包括：C：1％，Cr：24％，Ni：55％，Co：0.5％，Mn：0.1％，Si：0.1％，Nb：1.2％，Mo：2.5％，W：7％，Ti：1.2％，Al：0.6％，余量为Fe。
实施例5
本实施例的铁镍基高温合金，按质量百分比包括：C：0.7％，Cr：30％，Ni：52％，Co：1％，Mn：0.5％，Nb：1％，Mo：1％，W：8％，Ti：0.8％，Al：0.3％，余量为Fe。
实施例6
本实施例的铁镍基高温合金，按质量百分比包括：C：0.7％，Cr：26％，Ni：50％，Co：2％，Si：0.5％，Nb：1％，Mo：0.5％，W：10％，Ti：0.9％，Al：0.4％，余量为Fe。
合金采用真空电弧熔炼，并可在铸态下直接使用。
当合金中Al实测含量高于2.0％时，需在1200-1250℃进行1-3小时的固溶处理，确保合金中初生NiAl相体积分数不超过3.0％。
该合金中Ti元素主要以固溶的形式存在于MC型碳化物中，少量以TiC的方式存在于NbC核心位置，其尺寸最大不超过2微米。
合金铸态组织由柱状奥氏体晶粒及其晶界处交替分布的(Nb,Ti)C与Cr23C6两种碳化物组成。奥氏体柱状晶平均晶粒间距不大于120微米，二次枝晶臂间距15-30微米；晶界碳化物体积分数不低于20％，其中Cr23C6所占全部碳化物体积百分比不高于50％。
本发明的合金采用真空熔炼制备，合金铸态组织由奥氏体及晶界处的MC型碳化物与M23C6型碳化物构成，并在碳化物与基体界面处少量分布NiAl相。该合金可在铸态或固溶态下使用。

Claims (8)

1.一种铁镍基高温合金，其特征在于：该合金成分中各元素质量百分比满足：C：0.7～1.0％，Cr：24～30％，Ni：48～55％，Co：0.5～3.5％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Nb：0.5～2.5％，Mo：≤2.5％，W：5～10％，Ti：0.1～1.2％，Al：0.1～3.5％，余量为Fe。
2.根据权利要求1所述的一种铁镍基高温合金，其特征在于：合金铸态组织由柱状奥氏体晶粒及其晶界处交替分布的(Nb,Ti)C与Cr23C6两种碳化物组成。
3.根据权利要求2所述的一种铁镍基高温合金，其特征在于：奥氏体柱状晶平均晶粒间距不大于120微米，二次枝晶臂间距15-30微米；晶界碳化物体积分数不低于20％，其中Cr23C6所占全部碳化物体积百分比不高于50％。
4.根据权利要求1所述的一种铁镍基高温合金，其特征在于：该合金中Al、Ti质量百分比含量满足下列关系：Al+Ti≤3.5％。
5.根据权利要求4所述的一种铁镍基高温合金，其特征在于：合金中Al含量高于2.0％时，需在1200-1250℃进行1-3小时的固溶处理，确保合金中初生NiAl相体积分数不超过3.0％。
6.根据权利要求1所述的一种铁镍基高温合金，其特征在于：该合金中Nb、Ti质量百分含量应满足下列关系：Nb/Ti≥1；Nb+Ti≤2.5％。
7.根据权利要求6所述的一种铁镍基高温合金，其特征在于：该合金中Ti元素主要以固溶的形式存在于MC型碳化物中，少量以TiC的方式存在于NbC核心位置，其尺寸最大不超过2微米。
8.根据权利要求1所述的一种铁镍基高温合金，其特征在于：该合金在1000℃及1100℃时压缩屈服强度分别高于100MPa及60MPa，在1050℃/25MPa压缩蠕变条件下500小时变形量不超过1.5％，在1050℃/35MPa压缩蠕变条件下180小时变形量不超过5.0％，合金在1050℃时氧化速率低于2.0×10-11g2cm-4s-1，在1050℃玻璃腐蚀条件下腐蚀速率低于1cm/年。
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