CN1062929A - 一种铁镍铬基变形高温合金 - Google Patents
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Abstract
一种铁镍铬基变形高温合金，其主要特征在于它
的组成成分如下：
C Al Ti W
0.04-0.11 0.30-0.80 0.80-1.30 2.50-3.5
Ni Cr B Ce
35.00-40.00 20.00-23.00 0.003-0.01 0.05(加入量)
Fe
余。
其中杂质含量Si≤0.08，Mn≤0.70，S≤0.02，P≤0.03
其热加工工艺为：加热温度：1000-1170℃，保温时
间：1-2小时，开锻温度≥1000℃，停锻温度＞930℃，
热处理工艺为：固溶强化1000-1120℃，2-4小时水
冷；时效强化：680-800℃，16小时，空冷。
Description
本发明系属于高温合金领域，即提供了一种具有高强度、塑性好的Fe-Ni-Cr基变形高温合金及其制取方法。
航空发动机上的承力环件要求σb≥590MPa，σ0.2≥345MPa，δ≥30%。ψ≥35%高温持久700℃，195MPa应力下持久寿命T≥50h。从目前国内外使用的高温合金材料看来，无一能满足上述要求，曾用于上述部件的GH35合金也难以达到上述使用要求，这是由于GH35合金中的Al含量偏低，而且是做为有害杂质控制的，经过冶炼后，已没有或没有足够的Al元素来形成沉淀强化相r1，因此，该合金的强度和长期性能的稳定性都不十分理想。另外，GH35合金中的碳含量偏高，使该合金形成大量的一次MC碳化物，从而使杂物数量亦增加，这样不仅消耗了较多的强化元素钛，而且也提供了某些脆性相以及裂纹形成源。除此之外，热处理的工艺制度亦不太合理，故也影响了合金的强度和塑性及其韧性。
本发明的目的是提供一种具有高强度、塑性好的能满足航空发动机材料使用要求的Fe-Ni-Cr基变形高温合金。
本发明选用了以Fe-Ni-Cr为基的高温合金适当的调整了C，Al，Ti，B等元素的含量以及Si，Mn，S，P的杂质元素的含量，通过适当的冶炼，热加工、热处理工艺制度来获得可以满足上述性能要求的变形高温合金。
经多次实验证明，Al的含量在0.30-0.80%为最理想，因为Al元素除部分溶于奥氏体基体内起到良好的固溶强化作用外，还需有足够的Al含量来形成γ′相从而起到沉淀强化的作用。随着Al含量增加，γ′相数量增加，不仅使基体得到相应强化，而且室温和高温强度都有很大提高，当Al含量在0.38-0.49%时，可获得σ0.2≥450MPa，若Al含量超过0.80%时易于折出，会大大降低合金性能的其它Al，Ti相。另外，本发明采用Ti做为强化元素。而没有采用常用的元素Nb，这是由于Ti比Nb对合金的强化作用更为显著，即同样含量的Ti比Nb强化效果更为明显，如合金中含0.8%的Ti就可以使σ0.2达到350MPa以上，而用Nb，需加入1.2%方能获得同样的效果。另外就其对合金的偏析影响而言，Nb的偏析也较Ti严重，经多次实验证明，Ti含量在0.8-1.30%时，强化效果最为理想。此外，B的适量加入，可以降低元素在晶界的扩散速度，有效地抑制晶界碳化物的片条状、胞状物连续状态析出，从而改善了晶界状态，提高了晶界强度，但是，过量的B加入会形成过多的硼化物或共晶组织，不仅使热加工性能变坏，而且也使持久性能降低，本发明将B的加入量控制在0.005-0.01%。从而大幅度的提高持久寿命，碳元素在合金冶炼时，除起脱氧作用外，余下的碳在合金中形成二次碳化物M23C6，与M3B2共同形成合金晶界的主要强化相，若碳含量太低，则不能使晶界呈均匀链状组织，导致持久寿命降低，只有当碳含量高于0.04%以后，不仅可使碳氧反应比较充分，又有足够的量形成强化相，若含量过高，合金将形成大量的一次MC碳化物，使夹杂物数量增加，不仅消耗了较多的强化元素钛，而且也提供某些脆性和裂纹形成源，因此，本发明所提供的C含量范围在0.05-0.11%。
本发明所提供的合金成份如下（重量%）：
C Al Ti W
0.04-0.11 0.30-0.80 0.80-1.30 2.50-3.5
Ni Cr B Ce Fe
35.00-40.00 20.00-23.00 0.003-0.01 0.05（加入量）余。
其中杂质含量Si≤0.80，Mn≤0.70，S≤0.02，P≤0.03
上述合金的最佳成份为：
C Al Ti W
0.07-0.08 0.6 1.00 3.00
Ni Cr B Ce Fe
37.00 22.00 0.01 0.05 余
其中杂质含量Si 0.43-0.46，Mn 0.35-0.38，S 0.001-0.002 P0.006。
本发明所提供的制取方法与通常采用的高温合金制取工艺基本相同，所不同的是合金的热加工和热处理制度有所改变。本发明对合金的热加工工艺参数为：
加热温度：1000-1170℃
保温时间：1-2小时
开锻温度：≥4000℃
仃锻温度：＞930℃
此外采用固溶和时效二级热处理，使合金由单一的固溶强化变成固溶加时效综合强化。固溶强化的工艺条件为：1000-1120℃，2小时-4小时水冷;时效强化的工艺条件为：680-800℃，16小时，空冷，上述最佳工艺条件为：固溶强化：1080℃，2小时，水冷、时效强化：680℃，16小时，空冷。
下面给出本发明所提供的实施例1-一种Fe-Ni-Cr基变形高温合金
一、合金成份
C Mn Si S P Ni Cr W Al
0.071 0.38 0.46 0.002 0.006 36.87 23.33 3.06 0.50
Ti B Ce Fe
1.10 0.01 0.05 余
二、合金的制备
将上述合金按常规的高温合金冶炼工艺冶炼出来。
三、合金的热加工
按图曲线对合金电渣锭进行开坯锻造加热。
四、合金的热处理。
固溶处理：
1080℃，2小时，水冷
时效处理：
680℃ 16小时，空冷
五、性能（见表1号样品）
下面给出实施例2、3、4（序号2、3、4）
序号 C Al Ti W Ni Cr B Ce Fe
2 0.083 0.79 1.15 2.90 37.57 21.43 0.0050 <0.05余
3 0.083 0.52 1.15 2.95 37.57 21.36 0.009 <0.05余
4 0.080 0.50 0.80 3.00 37.00 22.00 <0.01 <0.05余
冶炼按常规工艺，热加工工艺同实施例1相同，热处理工艺参数如下：
实施例2为：1080℃，2小时，水冷+720℃，16小时，空冷。
实施例3为：1000℃，2小时，水冷+680℃，16小时，空冷。
实施例4为：1120℃，4小时，水冷+680℃，16小时，空冷。
表1 合金的力学性能
| 序号 | 室温拉伸 | 高温持久 | |||
| σbMPa | σ0.2MPa | σ％ | Ψ％ | 700，195MPaT小时 | |
| 1 | 865 | 450 | 32.0 | 47.6 | 600 |
| 2 | 840 | 480 | 26.4 | 45.2 | >200 |
| 3 | 860 | 415 | 31.2 | 50.4 | >200 |
| 4 | 860 | 420 | 34.5 | 44.1 | >204 |
本发明所提供的高温合金，不仅保留了GH35合金的优点，而且具有以下特点：
（1）将铝做为合金元素（0.3-0.8%）加入，这样不仅增加了沉淀强化r2的数量，而且提高了r2的稳定性，从而提高了合金的强度和长期性能的稳定性;
（2）降低了碳含量，并且B，Ce等微量合金元素，减少了合金中平杂物数量并显著地增加了晶界强度，因而大幅度提高了合金的持久强度，并改善了热加工性能;
（3）由于选用低钛，而不用高铌强化，减少合金的偏析，推迟了TCP相的析出;
（4）改进了热处理制度，进一步提高了合金的强度和塑性，使合金具有很好的强韧性。
Claims (3)
1、一种铁镍铬基变形高温合金，其特征在于合金成份如下：(重量%)
C Al Ti W
0.04-0.11 0.30-0.80 0.80-1.30 2.50-3.5
Ni Cr B Ce Fe
35.00-40.00 20.00-23.00 0.003-0.01 0.05(加入量)余。
其中杂质含量Si≤0.80，Mn≤0.70，S≤0.02，P≤0.03。
2、按权利要求1所述的高温合金，其特征在于合金的最佳成份为：
C Al Ti W
0.07-0.08 0.6 1.00 3.00
Ni Cr B Ce Fe
37.00 22.00 0.01 0.05 余
其中杂质含量Si 0.43-0.46，Mn 0.35-0.38，S 0.001-0.002 P0.006。
3、一种专门用于权利要求1、2所述的高温合金的制取方法，它由冶炼、热加工、热处理组成，其特征在于：
（1）所述的热加工工艺为：
加热温度：1000-1170℃
保温时间：1-2小时
开锻温度≥1000℃
停锻温度＞930℃
（2）所述的热处理工艺为固溶强化和时效强化二级处理，固溶强化的工艺参数为：
1000-1120℃，2-4小时 水冷
时效强化的工艺参数为：
680-800℃，16小时 空冷。
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