CN109576597A - 铁基合金及其制备方法、外套管和内加热器 - Google Patents

铁基合金及其制备方法、外套管和内加热器 Download PDF

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Abstract

本发明实施例公开了一种基于Laves相强化的耐熔锌腐蚀的铁基合金及其制备方法、外套管和内加热器。所述铁基合金制备方法包括步骤：将分别具有预设质量百分比的多个组分干燥后放入坩埚、并将所述坩埚放入真空感应炉，其中所述多个组分及所述预设质量百分比分别为：Mo 23％～26％，Cr 13％～16％，Ni 10％～13％，Ti 0.5％～1.5％，Si 0.5％～1.5％，Al 0.5％～1.5％，余量为Fe；对所述坩埚抽真空、并熔炼所述多个组分得到合金溶液；以及控制所述真空感应炉升温至1450～1500℃后保温、并将所述达标后的合金溶液倒入预制模具内空冷至室温。本发明实施例公开的铁基合金及其制备方法可实现提升耐熔锌腐蚀性能和降低成本的目的。

Description

铁基合金及其制备方法、外套管和内加热器
技术领域
本发明涉及铁基合金材料制备技术领域，尤其涉及一种基于Laves相强化的耐熔锌腐蚀的铁基合金及其制备方法、一种外套管和一种内加热器。
背景技术
熔融金属在核能发电、电子工业、动力机械、交通运输、化学工程、制冷空调以及材料防护等领域得到了广泛应用。但金属零部件例如热浸镀锌生产以及压铸工艺生产过程中需要用到的内加热器，与熔融金属直接接触容易引起金属零部件的溶解、开裂等问题，严重影响其使用寿命，并造成资源的大量浪费。其中熔锌的腐蚀尤为明显，它几乎对所有金属零部件都有强烈腐蚀性，严重影响镀锌、压铸锌等锌制品的生产效率和产品质量。尽管国内外学者已研制开发了多种不同类型的耐熔锌腐蚀材料，如陶瓷材料、热喷涂材料、难熔金属以及金属间化合物等。然而，这些材料制备工艺复杂、生成成本高，一直难以广泛应用于锌制品的工业生产中。
发明内容
因此，本发明实施例提供一种基于Laves相强化的耐熔锌腐蚀的铁基合金及其制备方法、一种外套管和一种内加热器，以达到提升耐熔锌腐蚀性能和降低生产成本的目的。
具体地，一方面，本发明实施例提供的一种铁基合金制备方法，包括步骤：将分别具有预设质量百分比的多个组分干燥后放入坩埚、并将所述坩埚放入真空感应炉，其中所述多个组分及所述预设质量百分比分别为：Mo 23％～26％，Cr 13％～16％，Ni 10％～13％，Ti 0.5％～1.5％，Si 0.5％～1.5％，Al 0.5％～1.5％，余量为Fe；对所述坩埚抽真空、并熔炼所述多个组分得到合金溶液，其中所述熔炼所述多个组分得到合金溶液包括：升温至700～750℃并保温熔炼5～10min，之后升温至1100～1200℃并保温熔炼10～20min，然后以功率递增频率为2.5～3.5kW/min的加热速度升温至1450～1500℃并保温熔炼10～30min；再降温至1100～1200℃并保温熔炼10～20min；测量所述合金溶液中所述多个组分含量并根据测量结果判定所述合金溶液中所述多个组分含量是否达标、且当所述合金溶液中所述多个组分的目标组分不达标时计算所述目标组分的待添加量、并按所述待添加量向所述坩埚添加所述目标组分继续熔炼得到达标后的合金溶液；以及控制所述真空感应炉升温至1450～1500℃后保温、并将所述达标后的合金溶液倒入预制模具内空冷至室温。
另一方面，本发明实施例提供的一种铁基合金制备方法，包括步骤：将分别具有预设质量百分比的多个组分干燥后放入熔炼容器、并将所述熔炼容器放入真空感应炉，其中所述多个组分及所述预设质量百分比分别为：Mo 23％～26％，Cr 13％～16％，Ni 10％～13％，Ti 0.5％～1.5％，Si 0.5％～1.5％，Al 0.5％～1.5％，余量为Fe；熔炼所述多个组分得到合金溶液；以及控制所述真空感应炉的炉温至预设温度后保温、并将所述合金溶液倒入预制模具内冷却。
在本发明的一个实施例中，所述熔炼所述多个组分得到合金溶液包括：升温至700～750℃并保温熔炼5～10min，之后升温至1100～1200℃并保温熔炼10～20min，然后以预设加热速度升温至1450～1500℃并保温熔炼10～30min；再降温至1100～1200℃并保温熔炼10～20min。
在本发明的一个实施例中，所述将分别具有预设质量百分比的多个组分干燥后放入熔炼容器的步骤包括：将分别具有所述预设质量百分比的所述多个组分放置于干燥箱内干燥5～10min后取出；以及按照Cr、Si、Mo、Ti、Ni、Fe和Al的顺序由下到上排布于所述熔炼容器中。
在本发明的一个实施例中，在所述将分别具有预设质量百分比的多个组分干燥后放入熔炼容器、并将所述熔炼容器放入真空感应炉之前，所述铁基合金制备方法还包括：准备所述多个组分、并对所述多个组分进行预处理。
在本发明的一个实施例中，在所述将所述合金溶液倒入预制模具内冷却之前，所述铁基合金制备方法还包括：测量所述合金溶液中所述多个组分含量并根据测量结果判定所述合金溶液中所述多个组分含量是否达标、且当所述合金溶液中所述多个组分的目标组分不达标时计算所述目标组分的待添加量、并按所述待添加量向所述坩埚添加所述目标组分继续熔炼。
再一方面，本发明实施例提供的一种铁基合金以Fe2Mo为强化相、以α-Fe为基体，所述铁基合金的组分及其质量百分比计为：Mo 23％～26％，Cr 13％～16％，Ni 10％～13％，Si 0.5％～1.5％，Ti 0.5％～1.5％，Al 0.5％～1.5％，余量为Fe。
在本发明的一个实施例中，所述铁基合金的组织的晶粒大小范围位于8～20μm内；所述铁基合金组织包括Laves相组织，所述Laves相组织为枝晶状组织；所述铁基合金的密度位于7.9～8.0g/cm3范围内，所述铁基合金的熔点位于1272～1285℃范围内，所述铁基合金的线膨胀系数位于10.5～11.5×10-6范围内，所述铁基合金的断裂韧性位于7.6～8.5MPa·m1/2范围内，所述铁基合金的冲击功位于37～40J范围内；所述铁基合金的宏观硬度位于51～55HRC范围内，且所述铁基合金的微观硬度位于590～605HV范围内；所述铁基合金在熔锌中的腐蚀速率位于0.5～0.6μm/h范围内。
又一方面，本发明实施例提供的一种外套管，由前述的铁基合金制成。
又一方面，本发明实施例提供一种内加热器，包括前述的外套管。
上述技术方案可以具有如下一个或多个优点：通过将分别具有预设质量百分比的铁、钼、镍、铬、钛、硅以及铝熔炼得到耐熔锌腐蚀能力强的基于Laves相强化的耐熔锌腐蚀的铁基合金，从而提高使用铁基合金材料的零部件的使用寿命。另外，本发明实施例提供的铁基合金制备方法简便，所用的真空感应熔炼炉为工业生产中的常见设备，制备材料也为常用材料，制作要求低，制作成本低，有利于大批量工业生产。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明第一实施例提供的一种铁基合金制备方法的流程示意图；
图2为本发明第一实施例提供的另一种铁基合金制备方法的流程示意图；
图3为本发明第二是实施例提供的铁基合金(DEG合金)的DSC曲线示意图；
图4a为DEG合金在光学显微镜下的铸态微观组织示意图；
图4b为DEG合金在扫描电镜下的铸态微观组织示意图；
图5为DEG合金铸态组织的XRD图谱；
图6为DEG合金腐蚀机理以及过程示意图；
图7为本发明第三实施例提供的一种内加热器的结构示意图；
图8为图7中所示的外套管的结构示意图。
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。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。
第一实施例
参见图1，其为本发明第一实施例提供的一种基于Laves相强化的耐熔锌腐蚀的铁基合金制备方法的流程示意图。此处的Laves相是一种化学式主要为AB2(A、B代表两种化学元素)型的密排立方或六方结构的金属间化合物。Laves相中A、B两种化学元素的原子半径比rA/rB约在1.1～1.6之间。本发明实施例提供的铁基合金制备方法制备的基于Laves相强化的铁基合金是以Laves为强化相、以α-Fe为基体。其中，Laves强化相例如为以Fe2Mo为基体、固溶有Ni、Cr、Al、Si等元素的多元Laves相。
具体地，本发明实施例提供的铁基合金制备方法包括步骤：
S11：将分别具有预设质量百分比的多个组分干燥后放入熔炼容器、并将熔炼容器放入真空感应炉，其中，所述多个组分及所述预设质量百分比分别为：Mo 23％～26％，Cr13％～16％，Ni 10％～13％，Ti 0.5％～1.5％，Si 0.5％～1.5％，Al 0.5％～1.5％，余量为Fe；
S13：熔炼所述多个组分得到合金溶液；
S15：控制所述真空感应炉的炉温至预设温度后保温、并将所述合金溶液倒入预制模具内冷却。
为便于理解本发明，下面本实施例的铁基合金制备方法的各个步骤进行详细描述。
步骤S11中，将分别具有预设质量百分比的铁(Fe)、钼(Mo)、镍(Ni)、铬(Cr)、钛(Ti)、硅(Si)以及铝(Al)各组分放置于干燥箱内干燥5～10min后取出。具体的，各组分的质量百分比为：Mo 23％～26％，Cr 13％～16％，Ni 10％～13％，Ti 0.5％～1.5％，Si 0.5％～1.5％，Al 0.5％～1.5％，余量为Fe。将各组分放入相应的熔炼容器例如坩埚中。坩埚为极耐火的材料(如粘土、石墨、瓷土以及石英等)制成的器皿或熔化罐。此处值得一提的是，将各组分放入坩埚时，按照Cr、Si、Mo、Ti、Ni、Fe和Al的顺序由下到上排布于坩埚内。这样可以使得熔化后的合金的成分更加均匀，且烧损较少。然后将坩埚放置于真空感应炉例如ZG-3真空感应炉以供熔炼。
当然，为了提高熔炼时合金成分的均匀性以及减少熔炼时杂质元素的掺入，干燥前首先需要对不同组分进行了分割、去氧化膜、超声波清洗等预处理：
Fe：原料可例如为Φ50mm的棒状工业纯铁。具体地，预处理时，首先利用例如电火花线切割设备获得尺寸预设尺寸的铁块，例如15mm×15mm×8mm的方块；然后通过例如金相预磨机预磨去除方块表面的油污和杂质，最后浸泡于乙醇溶液中进行超声波清洗后待用；
Mo：原料可例如为不规则形状的FeMo60钼铁块。可利用例如电火花线切割设备将FeMo60钼铁块分割成合适重量例如30g～50g的钼铁块，并去除尖角以及可能被氧化的区域；然后将切割后的钼铁块浸泡于乙醇溶液中进行超声波清洗后待用；
Al：原料可例如为高纯铝丝。具体地，先用砂纸去除表面氧化膜，然后裁剪成例如40～60mm的小段，最后浸泡于乙醇溶液中进行超声波清洗后待用；
Ni：原料可例如为高纯镍柱，单个镍柱的重量可为10～20g；
Cr：原料可例如为高纯铬粒，其单颗重量在5～50g的铬粒；
Ti：原料可例如为高纯钛柱，单个钛柱的重量可为10～20g；
Si：原料分别为高纯硅粒，其单颗重量在5～50g的硅粒。
步骤S13中，开启抽真空装置对坩埚进行抽真空。当真空室压强位于0.67～0.5Pa时，开启送电熔炼各组分得到合金溶液。具体地，开始升温时，以最快升温速度升温；当炉温达到700～750℃时，保温熔炼5～10min；之后继续升温达到1100～1200℃后，保温熔炼10～20min；然后以预设加热速度例如以功率递增频率为2.5～3.5kW/min的加热速度升温到1450～1500℃，保温熔炼10～30min；再缓慢降温至1100～1200℃后，保温熔炼10～20min。此处值得一提的，在保温熔炼时，每隔4～5min搅拌一次合金溶液，以提升合金溶液组织的均匀性。
另外，在熔化所有组分得到合金溶液后，需要测量炉内合金溶液中各组分含量并根据测量结果确定各组分含量是否达标。具体地，待炉内物料全部熔化、且熔体表面平静后，对合金溶液进行取样并利用等离子光谱仪对合金溶液中的组分含量进行测量。根据测量结果判断合金溶液中的各组分含量是否与预设质量百分比相符(达标)。如果当所有组分含量都达标时，则不需要向坩埚内添加任何组分。如果部分或全部组分含量不达标，则计算该部分或全部组分的待添加量、并按所述待添加量向坩埚内添加该部分或全部组分继续熔炼至成为达标的合金溶液。熔炼步骤与步骤S13中炉温度首次达到1100～1200℃之后的步骤相同。如此反复，直到测量获得的合金溶液中的各元素含量都达标为止。
步骤S15中，合金溶液的各组分含量达标后，控制真空感应炉的炉温缓慢升温到预设温度例如1450～1500℃后并保温。同时，准备用于盛合金溶液的预制模具例如金属铸造模具，并将金属铸造模具预热至100～150℃。此处的金属铸造模具例如为根据实际产品形状而设计且预制好的铸造模具。之后，取出真空熔炼炉内的坩埚，并从金属铸造模具浇口处倒入已经熔炼完成的合金溶液。浇注完成后，空冷至室温后，打开金属铸造模具，即可获得铁基合金铸件。
另外，值得说明的是，根据前述铁基合金制备过程还可以归纳出如图2所示的铁基合金制备方法。
具体地，图2所示的铁基合金制备方法包括步骤：
S31：将分别具有预设质量百分比的多个组分干燥后放入坩埚、并将所述坩埚放入真空感应炉，其中所述多个组分及所述预设质量百分比分别为：Mo 23％～26％，Cr 13％～16％，Ni 10％～13％，Ti 0.5％～1.5％，Si 0.5％～1.5％，Al 0.5％～1.5％，余量为Fe；
S33：对所述坩埚抽真空、并熔炼所述多个组分得到合金溶液，其中所述熔炼所述多个组分得到合金溶液包括：升温至700～750℃并保温熔炼5～10min，之后升温至1100～1200℃并保温熔炼10～20min，然后以功率递增频率为2.5～3.5kW/min的加热速度升温至1450～1500℃并保温熔炼10～30min；再降温至1100～1200℃并保温熔炼10～20min；
S35：测量所述合金溶液中所述多个组分含量并根据测量结果判定所述合金溶液中所述多个组分含量是否达标、且当所述合金溶液中所述多个组分的目标组分不达标时计算所述目标组分的待添加量、并按所述待添加量向所述坩埚添加所述目标组分继续熔炼得到达标后的合金溶液；以及
S37：控制所述真空感应炉升温至1450～1500℃后保温、并将所述达标后的合金溶液倒入预制模具内空冷至室温。
综上所述，本发明实施例提供的铁基合金制备方法通过将分别具有预设质量百分比的铁、钼、镍、铬、钛、硅以及铝熔炼得到耐熔锌腐蚀能力强的基于Laves相强化的耐熔锌腐蚀的铁基合金，从而提高使用铁基合金材料的零部件的使用寿命。另外，本发明实施例提供的铁基合金制备方法简便，所用的真空感应熔炼炉为工业生产中的常见设备，制备材料也为常用材料，制作要求低，制作成本低，有利于大批量工业生产。
第二实施例
本发明第二实施例提供一种基于Laves相强化的耐熔锌腐蚀的铁基合金。基于Laves相强化的耐熔锌腐蚀的铁基合金可采用本发明第一实施例的方法制备获得。铁基合金以Fe2Mo为强化相、以α-Fe为基体。铁基合金的组分及其质量百分比计参见表1，具体为：Mo 23％～26％，Cr 13％～16％，Ni 10％～13％，Si 0.5％～1.5％，Ti 0.5％～1.5％，Al0.5％～1.5％，余量为Fe。
表1铁基合金组分及其质量百分比(wt.％)
为了测试本发明实施例提供的铁基合金的各项性能，本发明实施例用铁基合金(记为DEG)制作了5个试样进行测试。另外，还用两种现有的合金(记为D1、D2)分别制作了5个试样进行测试，用于对比分析DEG合金与D1、D2合金的性能。DEG、D1以及D2合金试样的组分及其质量百分比如表2所示。
表2DEG、D1以及D2合金试样的组分及其质量百分比(wt.％)
合金 Mo Cr Ni Si Ti Al Fe
DEG 25.0 14.0 10.0 1.0 1.0 1.0 余量
D1 25.0 14.0 10.0 0 0 0 余量
D2 25.0 14.0 10.0 2.0 0 0 余量
一、基本物理性能
DEG合金的基本物理性能参数参见表3。DEG合金密度的密度位于7.9～8.0g/cm3范围内例如7.95g/cm3。DEG合金的熔点位于1272～1285℃范围内例如1281.8℃，较纯铁熔点低。DEG合金的线膨胀系数位于10.5～11.5×10-6范围内例如11.06×10-6cm/℃。
表3DEG合金的基本性能参数
性能参数 密度/g/cm<sup>3</sup> 熔点/℃ 线膨胀系数/cm/℃
参数数值 7.9～8.0 1272～1285 10.5～11.5×10<sup>-6</sup>
DEG合金的DSC(Differential Scanning Calorimeter，差示扫描量热法)测量曲线如图3所示。DEG合金从1500℃按照10℃/min速度降温时，在1281.8℃时热量开始急剧下降，同时DEG合金在1246.8℃、1256.8℃、1241.8℃和1186.8℃时出现明显的热量波峰波谷，即在缓慢冷却速度下，DEG合金会有新相生成。
二、微观组织形貌及成分
图4(a)和图4(b)为DEG合金利用光学显微镜和扫描电子显微镜观察微观组织获得的组织形貌图。如图4(a)所示，熔炼后的DEG合金组织成分均匀，存在大小约为5～10μm的缩松，晶粒大小约为8～20μm。如图4(b)所示，在SEM(Scanning Electron Microscope，扫描电子显微镜)放大1000倍后观察，熔炼、空冷后获得晶粒较为粗大的灰色枝晶状组织，且均匀分布在黑色铁基体上；同时，在铁基体之间也均匀分布着细小颗粒状灰色组织。
对DEG合金进行XRD(X-ray diffraction，X射线衍射)图谱及EDS(EnergyDispersive Spectroscopy，能谱仪)分析，其结果如图5和表4所示。DEG合金的铸态组织包括α-Fe基体相、Laves以及Chi相。大部分强化相Laves相和Chi相均比较粗大，强化相Laves相为致密连续性好的枝晶状组织，而α-Fe基体中间则存在许多不连续、无规则形貌的Chi相。从图5所示的XRD各相特征峰可知，Laves相和Chi相的特征峰均较明显，即两种强化相的份额均较大。与现有的D1合金组织中平行柱晶状的Laves组织和D2合金组织中细小的枝晶状的Laves相相比，DEG合金组织中枝晶状的Laves相的稳定性更高。
表4DEG合金铸态组织EDS成分分析结果
三、力学性能
经试验，DEG合金的宏观硬度、微观硬度数值如表5所示。DEG合金的宏观硬度位于51～55HRC范围内，DEG合金的平均宏观硬度为52.7HRC。DEG合金的微观硬度位于590～605HV范围内，DEG合金的平均微观硬度为598.9HV。
表5DEG合金宏观硬度以及微观硬度
序号 1 2 3 4 5 平均值
宏观硬度/HRC 51.7 51.6 53.0 54.6 52.6 52.7
微观硬度/HV 604.6 597.3 594.3 595.0 603.5 598.9
DEG合金的断裂韧性位于7.6～8.5MPa·m1/2范围内例如8.03MPa·m1/2，所述铁基合金的冲击功位于37～40J范围内例如38.5J。
四、耐熔锌腐蚀性能
采用静态腐蚀实验装置对DEG、D1、D2合金各5个试样进行450℃的熔锌腐蚀实验，实验时间分别为12h、24h、48h、60h以及72h。所有实验试样均在同一坩埚中完成。
腐蚀实验后，获得DEG、D1、D2合金在不同腐蚀时间下的腐蚀深度和在熔锌中的腐蚀速率，其结果如表6、7、8所示。
表6DEG合金熔锌腐蚀实验结果
表7D1合金熔锌腐蚀实验结果
表8D2合金熔锌腐蚀实验结果
从表6可看出，随着腐蚀时间的增加，DEG合金的熔锌腐蚀深度逐渐增加，但腐蚀速率呈先上升后下降趋势。即DEG合金刚浸入熔锌时，合金中的基体和强化相对熔锌均有较强的抗腐蚀性能，锌原子渗入合金中的量少；但随着腐蚀时间的不断增加，锌原子不断向内扩散，优先腐蚀耐蚀性差或存在缺陷的组织，DEG合金的腐蚀速率增加；随后，随着生成腐蚀产物层的不断增厚，对锌原子扩散起到了一定阻挡效果，腐蚀速率有所减缓。
从表6、7、8可以看出，D1合金的平均腐蚀速率为8.5μm/h，D2合金的平均腐蚀速率为2.402μm/h，而加入Si、Ti和Al元素的DEG合金的平均腐蚀速率为0.556μm/h。显然，在Fe-Mo-Cr-Ni合金中同时加入Si、Ti和Al元素后，DEG合金的耐熔锌腐蚀性能得到显著的提升。
如图6所示，DEG合金在熔锌中腐蚀机理以及过程包括：
(1)熔锌与DEG合金接触，α-Fe基体优先与熔锌中的锌(Zn)原子反应，生成Fe-Zn化合物；少量Zn原子逐步渗入DEG合金中存在缺陷的Laves相和Chi相。
(2)Zn原子持续向DEG合金中扩散，逐渐在腐蚀界面靠近α-Fe基体处形成由δk组成的腐蚀层，在熔锌处形成δp和ζ-FeZn13相。此处的δp和δk为结构相同的相，但二者中的Fe含量不同。
(3)由于腐蚀层与α-Fe基体间的物理和力学性能之间的差异，平行于腐蚀界面的裂纹从α-Fe基体处产生，并顺着平行于界面的方向延伸。
(4)随着腐蚀时间持续增加，裂纹逐步加深扩大，大块腐蚀层与DEG合金分离。但由于分离腐蚀层、残余强化相以及Fe-Zn化合物联合对Zn原子扩散进行机械阻挡，Zn原子无法深入腐蚀DEG合金内部。
与D1和D2合金的熔锌腐蚀机理相比，可知DEG合金熔锌腐蚀的基本特征包括：
1)Si+Ti+Al元素的协同作用增强了DEG合金中α-Fe基体耐熔锌腐蚀能力；
2)DEG合金最终以断裂剥离方式而失效，但DEG合金的断裂剥离起源于DEG合金中的α-Fe基体；
3)DEG合金剥离产物和腐蚀产物对Zn原子扩散具有强烈机械阻挡效果，有利于提升DEG合金整体耐熔锌腐蚀能力；
4)DEG合金中α-Fe基体与强化相耐熔锌腐蚀能力的不同，促使了δk相和δp相的形成，减缓了Zn原子向α-Fe基体内部的渗入速率，也提升DEG合金整体耐熔锌腐蚀能力。
综上所述，本发明实施例提供的基于Laves相强化的耐熔锌腐蚀的铁基合金具有较强的耐熔锌腐蚀性能，从而可提高使用铁基合金材料的使用寿命。
第三实施例
参见如图7，其为本发明第三实施例提供的一种内加热器10的结构示意图。在热浸镀锌生产以及压铸工艺生产过程中，需要使用内加热器10加热金属熔体例如锌液。内加热器10主要应用于热镀锌、镀铝以及锌/铝的热加工中。内加热器10的使用形式是将内加热器10像“热得快”一样插入待融化或者待加热的金属熔体中，然后通电持续加热。
如图7所示，内加热器10例如包括外套管110、不锈钢接长管140、连接外套管110和接长管130的法兰120、电热管140以及接线柱150。
具体地，如图8所示，外套管110的形状可例如为试管状。当然，外套管110的形状也可以为其它形状，此处不以此为限。外套管110可采用本发明前述实施例提供的铁基(DEG)合金制成，以提高外套管110的使用寿命从而可以承受苛刻的锌液腐蚀。外套管110内部可盛放液态金属导热体。
电热管140典型地为通电持续加热元件，其形状可例如为U型。电热管140插入外套管110内的金属熔体中用于加热液态金属导热体。
接线柱150连接电热管140以用于向电热管140供电。
接长管130的材料可例如为不锈钢。接长管130通过法兰120连接外套管110。接长管130可例如用于连接接线柱150以及其他例如吊钩等零部件。
内加热器10工作时，电热管140的热量通过高导热性的液态金属导热体传导外套管，外套管浸入例如热浸镀锌生产设备中的锌液槽中直接加热锌液槽中的热锌液。
最后应说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的精神和范围。

Claims (10)

1.一种铁基合金制备方法，其特征在于，包括步骤：
将分别具有预设质量百分比的多个组分干燥后放入坩埚、并将所述坩埚放入真空感应炉，其中所述多个组分及所述预设质量百分比分别为：Mo 23％～26％，Cr 13％～16％，Ni10％～13％，Ti 0.5％～1.5％，Si 0.5％～1.5％，Al 0.5％～1.5％，余量为Fe；
对所述坩埚抽真空、并熔炼所述多个组分得到合金溶液，其中所述熔炼所述多个组分得到合金溶液包括：升温至700～750℃并保温熔炼5～10min，之后升温至1100～1200℃并保温熔炼10～20min，然后以功率递增频率为2.5～3.5kW/min的加热速度升温至1450～1500℃并保温熔炼10～30min；再降温至1100～1200℃并保温熔炼10～20min；
测量所述合金溶液中所述多个组分含量并根据测量结果判定所述合金溶液中所述多个组分含量是否达标、且当所述合金溶液中所述多个组分的目标组分不达标时计算所述目标组分的待添加量、并按所述待添加量向所述坩埚添加所述目标组分继续熔炼得到达标后的合金溶液；以及
控制所述真空感应炉升温至1450～1500℃后保温、并将所述达标后的合金溶液倒入预制模具内空冷至室温。
2.一种铁基合金制备方法，其特征在于，包括步骤：
将分别具有预设质量百分比的多个组分干燥后放入熔炼容器、并将所述熔炼容器放入真空感应炉，其中所述多个组分及所述预设质量百分比分别为：Mo 23％～26％，Cr 13％～16％，Ni 10％～13％，Ti 0.5％～1.5％，Si 0.5％～1.5％，Al 0.5％～1.5％，余量为Fe；
熔炼所述多个组分得到合金溶液；以及
控制所述真空感应炉的炉温至预设温度后保温、并将所述合金溶液倒入预制模具内冷却。
3.根据权利要求2所述的铁基合金制备方法，其特征在于，所述熔炼所述多个组分得到合金溶液具体包括：
升温至700～750℃并保温熔炼5～10min，之后升温至1100～1200℃并保温熔炼10～20min，然后以预设加热速度升温至1450～1500℃并保温熔炼10～30min；再降温至1100～1200℃并保温熔炼10～20min。
4.根据权利要求2所述的铁基合金制备方法，其特征在于，所述将分别具有预设质量百分比的多个组分干燥后放入熔炼容器的步骤包括：
将分别具有所述预设质量百分比的所述多个组分放置于干燥箱内干燥5～10min后取出；以及
按照Cr、Si、Mo、Ti、Ni、Fe和Al的顺序由下到上排布于所述熔炼容器中。
5.根据权利要求2所述的铁基合金制备方法，其特征在于，在所述将分别具有预设质量百分比的多个组分干燥后放入熔炼容器、并将所述熔炼容器放入真空感应炉之前，还包括：
准备所述多个组分、并对所述多个组分进行预处理。
6.根据权利要求2所述的铁基合金制备方法，其特征在于，在所述将所述合金溶液倒入预制模具内冷却之前，还包括：
测量所述合金溶液中所述多个组分含量并根据测量结果判定所述合金溶液中所述多个组分含量是否达标、且当所述合金溶液中所述多个组分的目标组分不达标时计算所述目标组分的待添加量、并按所述待添加量向所述坩埚添加所述目标组分继续熔炼。
7.一种铁基合金，其特征在于，所述铁基合金以Fe2Mo为强化相、以α-Fe为基体，所述铁基合金的组分及其质量百分比计为：Mo 23％～26％，Cr 13％～16％，Ni 10％～13％，Si0.5％～1.5％，Ti 0.5％～1.5％，Al 0.5％～1.5％，余量为Fe。
8.根据权利要求7所述的铁基合金，其特征在于，所述铁基合金的组织的晶粒大小范围位于8～20μm内；所述铁基合金组织包括Laves相组织，所述Laves相组织为枝晶状组织；所述铁基合金的密度位于7.9～8.0g/cm3范围内，所述铁基合金的熔点位于1272～1285℃范围内，所述铁基合金的线膨胀系数位于10.5～11.5×10-6范围内，所述铁基合金的断裂韧性位于7.6～8.5MPa·m1/2范围内，所述铁基合金的冲击功位于37～40J范围内；所述铁基合金的宏观硬度位于51～55HRC范围内，且所述铁基合金的微观硬度位于590～605HV范围内；所述铁基合金在熔锌中的腐蚀速率位于0.5～0.6μm/h范围内。
9.一种外套管，其特征在于，所述外套管由如权利要求7或8所述的铁基合金制成。
10.一种内加热器，其特征在于，包括如权利要求9所述的外套管。
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