CN111394620A - 一种高强镍基高温合金棒材的加工成型工艺 - Google Patents

一种高强镍基高温合金棒材的加工成型工艺 Download PDF

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Abstract

一种高强镍基高温合金棒材的加工成型工艺，其成分按质量百分比计包括：Cr：16～23％，Co：15～20％，Al：2.5～4.0％，Ti：1.0～2.5％，Nb：0.5‑1.5％，W+Mo：3.0～7.0％，Si：≤0.5％，Mn：≤0.5％，C：0.04～0.07％，余量为Ni。合金主要为奥氏体及Ni3Al(γ’)双相组织结构，以及在晶界不连续分布的M23C6型碳化物。本发明合金采用真空冶炼工艺制备，并随后采用多道次小变形量的方式锻造成棒材，最终对其进行表面车削及热处理。本发明所述工艺进行高W、Mo含量合金变形加工，在兼顾合金强度的同时，其最终其变形量可达75％以上。

Description

一种高强镍基高温合金棒材的加工成型工艺
技术领域
本发明属材料加工领域，具体涉及一种高强镍基高温合金棒材的加工成型工艺。
背景技术
随着我国用电需求不断增加，能源紧缺及环境污染问题日益凸显，发展高效、节能、环保发电方式的需求越发紧迫。火力发电作为我国长期以来最主要的发电技术，提高机组蒸汽参数被认为是解决上述问题最有效的途径。以往大量实践表明，关键部件材料的服役性能是制约锅炉机组蒸汽参数提高的最主要原因，而作为火电机组锅炉中服役工况最严苛的关键部件之一，过/再热器管道对材料的服役性能提出了极高的要求。过/再热器在服役期间将承受高温蠕变、热疲劳、氧化及高温烟气腐蚀等多重因素的影响。随着火电机组主蒸汽参数的大幅提高，开发出可以满足高参数机组过/再热器管使用性能需求的高温合金材料已成为火力发电行业亟待解决的课题。
过/再热器等作为火电机组锅炉中服役工况最严苛的部件，对其候选材料的持久强度及抗腐蚀性能提出了极高的要求。目前，国外已开发出了一系列镍基变形高温合金材料，如美国特殊金属公司开发的Inconel 740H、美国哈氏公司开发的Haynes 282、德国蒂森克虏伯公司开发的CCA617、英国Rolls-Royce公司开发的Nimonic 263、日本日立公司开发的FENIX700、日本东芝公司开发的TOS1X、日本三菱公司开发的LTESR700等镍基变形高温合金。为保证合金获得良好的高温强度，合金中往往通过大量添加W、Mo等固溶强化元素及Al、Ti、Nb、Ta等析出强化元素。然而，上述元素的添加将对合金加工性能带来严重影响，如W元素的加入增大合金红硬性，Nb的加入容易促进晶界CrNbN等有害相的析出等。
发明内容
本发明的目的在于开发一种高强镍基高温合金棒材的加工成型工艺。
为了实现以上发明目的，本发明所采用的技术方案为：
一种高强钴基高温合金棒材的加工成型工艺，包括以下步骤：
1)合金冶炼：按质量百分数计，包括Cr：16～23％，Co：15～20％，Al：2.5～4.0％，Ti：1.0～2.5％，Nb：0.5～1.5％，W+Mo：3.0～7.0％，Si：≤0.5％，Mn：≤0.5％，C：0.04～0.07％，余量为Ni；
真空下，将Cr、Co、Ni、W、Nb、Mo、Si与Mn加入到感应电弧炉中，待熔炼Cr、Co、Ni、W、Nb、Mo、Si与Mn熔化后，氩气保护下，加入Al、Ti与C，精炼0.5～1h，得到合金铸锭；
2)均匀化处理：将合金铸锭以10～20℃/min的速率自室温升温至950～1050℃保温0.5～1.0小时，随后在γ’固溶温度以上10～50℃均匀化处理24～72小时，完成后空冷至室温；
3)开坯锻造：将均匀化处理后的合金在γ’溶解温度以上10～50℃进行高温锻造成板坯，每道次变形量15～20％，总变形量不低于50％，完成后回炉保温；
4)棒材成型：将开坯锻造后的板坯在1180～1200℃保温30～50min，随后在1180～1200℃下锤锻成棒材，每道次变形量20～25％，总变形量不低于50％；
5)热处理。
本发明进一步的改进在于，步骤1)中，感应电弧炉采用氧化镁碱性炉衬。
本发明进一步的改进在于，步骤1)中，精炼过程中采用焦炭及Ni-Mg二次脱氧，合金铸锭中P、S含量不高于0.03％。
本发明进一步的改进在于，步骤3)中，保温温度为1160～1200℃，保温时间为15～20min。
本发明进一步的改进在于，步骤3)中，锻造成板坯过程中，每次锻造温度较上一道次变形温度上升10～15℃；步骤4)中，锤锻成棒材过程中，每次锻造温度较上一道次变形温度降低5～10℃。
本发明进一步的改进在于，板坯厚度不超过60mm，棒材直径不高于35mm。
本发明进一步的改进在于，步骤5)的具体过程为：将棒材随炉升温至γ’溶解温度以上70～150℃范围内保温0.5～2.0小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下300～350℃范围内保温3～9小时后空冷，最后加热至γ’溶解温度以下200～250℃范围内保温1～3小时后空冷。
与现有技术相比，本发明具有的有益效果：
本发明通过控制合金开坯锻造温度及变形量改善合金组织结构，合金经热处理后主要为奥氏体及γ’双相组织结构，以及在晶界不连续分布的M23C6型碳化物。其中，γ’固溶温度不超过1070℃。并随后在合理温度范围内通过多道次小变形量对其进行高温锻造。当合金中柱状晶组织基本消失后，采用增大变形量高温锻造工艺进行棒材成型加工。采用本发明所述工艺进行高W、Mo含量合金变形加工，在兼顾合金强度的同时，其最终其变形量可达75％以上。
进一步的，为避免变形量过大造成开裂，板坯锻造期间每道次变形温度较之前降低5-10℃。
进一步的，为保证合金中较高的应变储能，棒材锻造期间每道次变形温度较之前上升10-15℃。
附图说明
图1为实施例1开坯锻造后板坯照片；
图2为实施例1-3大变形锻造成棒照片；
图3为实施例1-4棒材照片；
图4为实施例1微观组织照片；
图5为对比例1、2板坯裂纹；
图6为对比例1棒材照片。
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。
为避免析出相在合金高温服役过程中的快速长大，一定含量的固溶强化元素添加有助于改善其持久性能。然而，合金的强度性能往往以牺牲其加工性能为代价，尤其当合金中具有较高的W、Mo元素含量时将进一步对其加工性能带来挑战。本发明设计一种高强镍基高温合金棒材的加工成型工艺，合金成分按质量百分比计，满足如下要求：Cr：16～23％，Co：15～20％，Al：2.5～4.0％，Ti：1.0～2.5％，Nb：0.5-1.5％，W+Mo：3.0～7.0％，Si：≤0.5％，Mn：≤0.5％，C：0.04～0.07％，余量为Ni。本发明中W+Mo：3.0～7.0％，即W与Mo这两种元素的总的质量百分比为3.0～7.0％。具体包括以下步骤：
1)合金采用感应电弧炉熔炼，真空度达控制在0.3-0.5Pa范围内，将Cr、Co、Ni、W、Nb、Mo、Si与Mn加入到感应电弧炉中，待熔炼Cr、Co、Ni、W、Nb、Mo、Si与Mn熔化后，氩气保护下，加入Al、Ti与C，精炼0.5-1h，得到合金铸锭；
合金熔炼采用氧化镁碱性炉衬，熔炼前采用纯镍洗炉，合金原料加入前进行抛丸处理，并且熔炼过程中采用焦炭及Ni-Mg二次脱氧，确保合金保证熔炼完成后P与S含量均不高于0.03％。
2)均匀化处理：熔炼完成后，将合金铸锭以10-20℃/min的速率自室温升温至950-1050℃保温0.5-1.0小时，随后继续升温并在γ’固溶温度以上10-50℃均匀化处理24-72小时，完成后空冷至室温。
3)开坯锻造：将均匀化处理后的合金在γ’溶解温度以上10-50℃进行高温锻造成板坯，总变形量不低于50％，每道次变形量15-20％，完成后回炉在1160-1200℃下保温15-20min；4)棒材成型：将开坯锻造后的板坯在1180-1200℃保温30-50min，随后在该温度下锤锻成棒材，每道次变形量20-25％。其总变形量不低于50％。
合金开坯锻造为板坯过程中，每次锻造温度较上一道次变形温度上升10-15℃；在锻造成棒过程中，每次锻造温度较上一道次变形温度降低5-10℃。
合金开坯锻造后板坯厚度不超过60mm，最终锻造完成后直径不高于35mm，并保证最终总变形量不低于70％。加工完成后进行校直、酸洗及表面车削。
5))热处理：将合金随炉升温至γ’溶解温度以上70-150℃范围内保温0.5-2.0小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下300-350℃范围内保温3-9小时后空冷，最后加热至γ’溶解温度以下200-250℃范围内保温1-3小时后空冷。
合金经热处理后主要为奥氏体及γ’双相组织结构，以及在晶界不连续分布的M23C6型碳化物。其中，γ’固溶温度不超过1070℃。
本发明所述合金采用真空冶炼工艺制备，并随后采用多道次小变形量的方式锻造成棒材，最终对其进行表面车削及热处理。合金最终锻造完成后直径不高于35mm，其总变形量不小于75％。
实施例1
根据合金成分进行配料，其各元素含量按质量百分比满足如下要求：Cr：16％，Co：20％，Al：3.9％，Ti：1.1％，Nb：1.5％，W：6.8％，Si：0.15％，Mn：0.25％，C：0.07％，余量为Ni。合金采用感应电弧炉熔炼，采用氧化镁碱性炉衬，熔炼前采用纯镍洗炉，合金原料加入前进行抛丸处理。合金熔炼时真空度控制在0.35Pa范围内，待Cr、Co、Ni、W、Nb等元素完全溶化后精炼40min，并在加入Al、Ti、C前通入高纯氩气保护。熔炼过程中采用焦炭及Ni-Mg二次脱氧，并确保合金保证熔炼完成后P、S含量不高于0.03％。
将合金铸锭以10℃/min的速率升温至1000℃保温0.5小时，随后继续升温并在γ’固溶温度以上50℃均匀化处理24小时，完成后空冷至室温。将均匀化处理后的合金在γ’溶解温度以上50℃进行高温锻造成板坯，总变形量50％，每道次变形量20％，完成后回炉保温15min，其中每次锻造较上一道次升温10-15℃。随后将开坯锻造后的板坯在1200℃保温50min，随后在该温度下锤锻成棒材，每道次变形量25％，其中每次锻造较上一道次降温5-10℃，其总变形量50％。合金开坯锻造后板坯厚度57mm，最终锻造完成后直径28mm，最终总变形量72％。
将轧制后的合金随炉升温至γ’溶解温度以上70℃保温0.5小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下300℃保温8小时后空冷，最后加热至γ’溶解温度以下200℃范围内保温2小时后空冷。完成后进行校直、酸洗及表面车削。
实施例2
根据合金成分进行配料，其各元素含量按质量百分比满足如下要求：Cr：20％，Co：15％，Al：3.4％，Ti：1.8％，Nb：0.5％，W：6.7％，Si：0.10％，Mn：0.15％，C：0.07％，余量为Ni。合金采用感应电弧炉熔炼，采用氧化镁碱性炉衬，熔炼前采用纯镍洗炉，合金原料加入前进行抛丸处理。合金熔炼时真空度控制在0.35Pa范围内，待Cr、Co、Ni、W、Nb等元素完全溶化后精炼40min，并在加入Al、Ti、C前通入高纯氩气保护。熔炼过程中采用焦炭及Ni-Mg二次脱氧，并确保合金保证熔炼完成后P、S含量不高于0.03％。
将合金铸锭以10℃/min的速率升温至1000℃保温0.5小时，随后继续升温并在γ’固溶温度以上50℃均匀化处理24小时，完成后空冷至室温。将均匀化处理后的合金在γ’溶解温度以上50℃进行高温锻造成板坯，总变形量50％，每道次变形量20％，完成后回炉保温15min，其中每次锻造较上一道次升温10-15℃。随后将开坯锻造后的板坯在1200℃保温50min，随后在该温度下锤锻成棒材，每道次变形量25％，其中每次锻造较上一道次降温5-10℃，其总变形量50％。合金开坯锻造后板坯厚度55mm，最终锻造完成后直径27mm，最终总变形量75％。
将轧制后的合金随炉升温至γ’溶解温度以上70℃保温0.5小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下300℃保温8小时后空冷，最后加热至γ’溶解温度以下200℃范围内保温2小时后空冷。完成后进行校直、酸洗及表面车削。
实施例3
根据合金成分进行配料，其各元素含量按质量百分比满足如下要求：Cr：23％，Co：15％，Al：2.5％，Ti：2.4％，Nb：0.5％，W：3.0％，Si：0.2％，Mn：0.35％，C：0.06％，余量为Ni。合金采用感应电弧炉熔炼，采用氧化镁碱性炉衬，熔炼前采用纯镍洗炉，合金原料加入前进行抛丸处理。合金熔炼时真空度控制在0.35Pa范围内，待Cr、Co、Ni、W、Nb等元素完全溶化后精炼40min，并在加入Al、Ti、C前通入高纯氩气保护。熔炼过程中采用焦炭及Ni-Mg二次脱氧，并确保合金保证熔炼完成后P、S含量不高于0.03％。
将合金铸锭以10℃/min的速率升温至950℃保温0.5小时，随后继续升温并在γ’固溶温度以上50℃均匀化处理24小时，完成后空冷至室温。将均匀化处理后的合金在γ’溶解温度以上50℃进行高温锻造成板坯，总变形量50％，每道次变形量20％，完成后回炉保温15min，其中每次锻造较上一道次升温10-15℃。随后将开坯锻造后的板坯在1200℃保温50min，随后在该温度下锤锻成棒材，每道次变形量25％，其中每次锻造较上一道次降温5-10℃，其总变形量53％。合金开坯锻造后板坯厚度59mm，最终锻造完成后直径28mm，最终总变形量73％。
将轧制后的合金随炉升温至γ’溶解温度以上70℃保温0.5小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下300℃保温8小时后空冷，最后加热至γ’溶解温度以下200℃范围内保温2小时后空冷。完成后进行校直、酸洗及表面车削。
实施例4
根据合金成分进行配料，其各元素含量按质量百分比满足如下要求：Cr：17％，Co：15％，Al：3.6％，Ti：1.7％，Nb：1.4％，Mo：5.1％，Si：0.25％，Mn：0.3％，C：0.05％，余量为Ni。合金采用感应电弧炉熔炼，采用氧化镁碱性炉衬，熔炼前采用纯镍洗炉，合金原料加入前进行抛丸处理。合金熔炼时真空度控制在0.35Pa范围内，待Cr、Co、Ni、W、Nb等元素完全溶化后精炼40min，并在加入Al、Ti、C前通入高纯氩气保护。熔炼过程中采用焦炭及Ni-Mg二次脱氧，并确保合金保证熔炼完成后P、S含量不高于0.03％。
将合金铸锭以10℃/min的速率升温至950℃保温0.5小时，随后继续升温并在γ’固溶温度以上50℃均匀化处理24小时，完成后空冷至室温。将将均匀化处理后的合金在γ’溶解温度以上50℃进行高温锻造成板坯，总变形量50％，每道次变形量20％，完成后回炉保温15min，其中每次锻造较上一道次升温10-15℃。随后将开坯锻造后的板坯在1200℃保温50min，随后在该温度下锤锻成棒材，每道次变形量25％，其中每次锻造较上一道次降温5-10℃，其总变形量50％。合金开坯锻造后板坯厚度60mm，最终锻造完成后直径29mm，最终总变形量75％。
将轧制后的合金随炉升温至γ’溶解温度以上70℃保温0.5小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下300℃保温8小时后空冷，最后加热至γ’溶解温度以下200℃范围内保温2小时后空冷。完成后进行校直、酸洗及表面车削。
实施例5
1)合金冶炼：按质量百分数计，包括Cr：16％，Co：20％，Al：4.0％，Ti：1.0％，Nb：0.5％，W+Mo：3.0％，Si：0.5％，Mn：0.5％，C：0.04％，余量为Ni；
真空下，将Cr、Co、Ni、W、Nb、Mo、Si与Mn加入到感应电弧炉中，待熔炼Cr、Co、Ni、W、Nb、Mo、Si与Mn熔化后，氩气保护下，加入Al、Ti与C，精炼0.5-1h，得到合金铸锭；其中，感应电弧炉采用氧化镁碱性炉衬；精炼过程中采用焦炭及Ni-Mg二次脱氧，合金铸锭中P、S含量不高于0.03％。
2)均匀化处理：将合金铸锭以10℃/min的速率自室温升温至950℃保温1.0小时，随后在γ’固溶温度以上10℃均匀化处理72小时，完成后空冷至室温；
3)开坯锻造：将均匀化处理后的合金在γ’溶解温度以上10℃进行高温锻造成板坯，每道次变形量15％，总变形量不低于50％，完成后回炉在1160℃下保温20min；其中，锻造成板坯过程中，每次锻造温度较上一道次变形温度上升10-15℃；板坯厚度不超过60mm。
4)棒材成型：将开坯锻造后的板坯在1180℃保温30min，随后在该温度下锤锻成棒材，每道次变形量25％，总变形量不低于50％；其中，锤锻成棒材过程中，每次锻造温度较上一道次变形温度降低5-10℃；棒材直径不高于35mm。
5)热处理：将棒材随炉升温至γ’溶解温度以上70℃范围内保温2.0小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下300℃范围内保温9小时后空冷，最后加热至γ’溶解温度以下250℃范围内保温1小时后空冷。
实施例6
1)合金冶炼：按质量百分数计，包括Cr：20％，Co：18％，Al：2.5％，Ti：1.5％，Nb：1.5％，W+Mo：7.0％，Si：0.1％，Mn：0.5％，C：0.07％，余量为Ni；
真空下，将Cr、Co、Ni、W、Nb、Mo、Si与Mn加入到感应电弧炉中，待熔炼Cr、Co、Ni、W、Nb、Mo、Si与Mn熔化后，氩气保护下，加入Al、Ti与C，精炼0.5-1h，得到合金铸锭；其中，感应电弧炉采用氧化镁碱性炉衬；精炼过程中采用焦炭及Ni-Mg二次脱氧，合金铸锭中P、S含量不高于0.03％。
2)均匀化处理：将合金铸锭以15℃/min的速率自室温升温至1050℃保温0.5小时，随后在γ’固溶温度以上50℃均匀化处理24小时，完成后空冷至室温；
3)开坯锻造：将均匀化处理后的合金在γ’溶解温度以上50℃进行高温锻造成板坯，每道次变形量20％，总变形量不低于50％，完成后回炉在1200℃下保温15min；其中，锻造成板坯过程中，每次锻造温度较上一道次变形温度上升10-15℃；板坯厚度不超过60mm。
4)棒材成型：将开坯锻造后的板坯在1200℃保温40min，随后在该温度下锤锻成棒材，每道次变形量22％，总变形量不低于50％；其中，锤锻成棒材过程中，每次锻造温度较上一道次变形温度降低5-10℃；棒材直径不高于35mm。
5)热处理：将棒材随炉升温至γ’溶解温度以上150℃范围内保温0.5小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下350℃范围内保温3小时后空冷，最后加热至γ’溶解温度以下230℃范围内保温2小时后空冷。
实施例7
1)合金冶炼：按质量百分数计，包括Cr：23％，Co：15％，Al：3.0％，Ti：2.5％，Nb：1％，W+Mo：5.0％，Mn：0.1％，C：0.05％，余量为Ni；
真空下，将Cr、Co、Ni、W、Nb、Mo、Si与Mn加入到感应电弧炉中，待熔炼Cr、Co、Ni、W、Nb、Mo与Mn熔化后，氩气保护下，加入Al、Ti与C，精炼0.5-1h，得到合金铸锭；其中，感应电弧炉采用氧化镁碱性炉衬；精炼过程中采用焦炭及Ni-Mg二次脱氧，合金铸锭中P、S含量不高于0.03％。
2)均匀化处理：将合金铸锭以20℃/min的速率自室温升温至1000℃保温1.0小时，随后在γ’固溶温度以上30℃均匀化处理44小时，完成后空冷至室温；
3)开坯锻造：将均匀化处理后的合金在γ’溶解温度以上20℃进行高温锻造成板坯，每道次变形量17％，总变形量不低于50％，完成后回炉在1180℃下保温17min；其中，锻造成板坯过程中，每次锻造温度较上一道次变形温度上升10-15℃；板坯厚度不超过60mm。
4)棒材成型：将开坯锻造后的板坯在1190℃保温50min，随后在该温度下锤锻成棒材，每道次变形量20％，总变形量不低于50％；其中，锤锻成棒材过程中，每次锻造温度较上一道次变形温度降低5-10℃；棒材直径不高于35mm。
5)热处理：将棒材随炉升温至γ’溶解温度以上100℃范围内保温1.0小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下320℃范围内保温6小时后空冷，最后加热至γ’溶解温度以下200℃范围内保温3小时后空冷。
对比例1
根据合金成分进行配料，其各元素含量按质量百分比满足如下要求：Cr：17.5％，Co：20％，Al：4.2％，Ti：1.35％，Nb：1.4％，W：8.35％，Si：0.15％，Mn：0.25％，C：0.055％，余量为Ni。合金采用感应电弧炉熔炼，采用氧化镁碱性炉衬，熔炼前采用纯镍洗炉，合金原料加入前进行抛丸处理。合金熔炼时真空度控制在0.35Pa范围内，待Cr、Co、Ni、W、Nb等元素完全溶化后精炼40min，并在加入Al、Ti、C前通入高纯氩气保护。熔炼过程中采用焦炭及Ni-Mg二次脱氧，并确保合金保证熔炼完成后P、S含量不高于0.03％。
将合金铸锭以10℃/min的速率升温至1000℃保温0.5小时，随后继续升温并在γ’固溶温度以上50℃均匀化处理24小时，完成后空冷至室温。将将均匀化处理后的合金在γ’溶解温度以上50℃进行高温锻造成板坯，总变形量50％，每道次变形量15％，完成后回炉保温15min，其中每次锻造较上一道次升温10-15℃。随后将开坯锻造后的板坯在1200℃保温50min，随后在该温度下锤锻成棒材，每道次变形量20％，其中每次锻造较上一道次降温5-10℃，其总变形量50％。其总变形量50％。合金开坯锻造后板坯厚度65mm，最终锻造完成后直径37mm，最终总变形量72％。
对比例2
根据合金成分进行配料，其各元素含量按质量百分比满足如下要求：Cr：17％，Co：28％，Al：4.5％，Ti：1.5％，Nb：1.0％，W：9.0％，Si：0.15％，Mn：0.25％，C：0.07％，余量为Ni。合金采用感应电弧炉熔炼，采用氧化镁碱性炉衬，熔炼前采用纯镍洗炉，合金原料加入前进行抛丸处理。合金熔炼时真空度控制在0.35Pa范围内，待Cr、Co、Ni、W、Nb等元素完全溶化后精炼40min，并在加入Al、Ti、C前通入高纯氩气保护。熔炼过程中采用焦炭及Ni-Mg二次脱氧，并确保合金保证熔炼完成后P、S含量不高于0.03％。
将合金铸锭以10℃/min的速率升温至1000℃保温0.5小时，随后继续升温并在γ’固溶温度以上50℃均匀化处理24小时，完成后空冷至室温。将将均匀化处理后的合金在γ’溶解温度以上50℃进行高温锻造成板坯，总变形量50％，每道次变形量10％，完成后回炉保温15min，其中每次锻造较上一道次升温10-15℃。随后将开坯锻造后的板坯在1200℃保温50min，随后在该温度下锤锻成棒材，每道次变形量15％，其中每次锻造较上一道次降温5-10℃，其总变形量50％。其总变形量50％。合金开坯锻造后板坯厚度57mm，最终锻造完成后直径28mm，最终总变形量72％。
图1为实施例1轧制后的板坯，其表面经打磨后未见明显的裂纹存在，表明合金在多道次小变形量条件下具备良好的加工性能。
图2为实施例1-3锻造后的棒材照片，在其表面未见明显的宏观裂纹。
图3为实施例1-4棒材表面车削酸洗后照片，同样未见明显裂纹存在，进一步证实该加工工艺条件下合金加工性能良好。
图4为实施例1经热处理后的微观组织形貌照片，可见合金内部由奥氏体及γ’双相组织结构，以及在晶界不连续分布的M23C6型碳化物。
图5为对比例1、对比例2板坯照片，可见其侧面存在明显的宏观裂纹，表明合金中W含量对其加工性能影响显著，当超过上限时容易在加工过程中开裂。
图6为对比例1棒材照片，其表面存在明显裂纹。表明合金中W元素含量过高时，尽管加工变形量降低，仍无法避免其在加工过程中裂纹萌生与扩展。

Claims (7)

1.一种高强钴基高温合金棒材的加工成型工艺，其特征在于，包括以下步骤：
1)合金冶炼：按质量百分数计，包括Cr：16～23％，Co：15～20％，Al：2.5～4.0％，Ti：1.0～2.5％，Nb：0.5～1.5％，W+Mo：3.0～7.0％，Si：≤0.5％，Mn：≤0.5％，C：0.04～0.07％，余量为Ni；
真空下，将Cr、Co、Ni、W、Nb、Mo、Si与Mn加入到感应电弧炉中，待熔炼Cr、Co、Ni、W、Nb、Mo、Si与Mn熔化后，氩气保护下，加入Al、Ti与C，精炼0.5～1h，得到合金铸锭；
2)均匀化处理：将合金铸锭以10～20℃/min的速率自室温升温至950～1050℃保温0.5～1.0小时，随后在γ’固溶温度以上10～50℃均匀化处理24～72小时，完成后空冷至室温；
3)开坯锻造：将均匀化处理后的合金在γ’溶解温度以上10～50℃进行高温锻造成板坯，每道次变形量15～20％，总变形量不低于50％，完成后回炉保温；
4)棒材成型：将开坯锻造后的板坯在1180～1200℃保温30～50min，随后在1180～1200℃下锤锻成棒材，每道次变形量20～25％，总变形量不低于50％；
5)热处理。
2.根据权利要求1所述的一种高强钴基高温合金棒材的加工成型工艺，其特征在于，步骤1)中，感应电弧炉采用氧化镁碱性炉衬。
3.根据权利要求1所述的一种高强钴基高温合金棒材的加工成型工艺，其特征在于，步骤1)中，精炼过程中采用焦炭及Ni-Mg二次脱氧，合金铸锭中P、S含量不高于0.03％。
4.根据权利要求1所述的一种高强钴基高温合金棒材的加工成型工艺，其特征在于，步骤3)中，保温温度为1160～1200℃，保温时间为15～20min。
5.根据权利要求1所述的一种高强钴基高温合金棒材的加工成型工艺，其特征在于，步骤3)中，锻造成板坯过程中，每次锻造温度较上一道次变形温度上升10～15℃；步骤4)中，锤锻成棒材过程中，每次锻造温度较上一道次变形温度降低5～10℃。
6.根据权利要求1所述的一种高强钴基高温合金棒材的加工成型工艺，其特征在于，板坯厚度不超过60mm，棒材直径不高于35mm。
7.根据权利要求1所述的一种高强钴基高温合金棒材的加工成型工艺，其特征在于，步骤5)的具体过程为：将棒材随炉升温至γ’溶解温度以上70～150℃范围内保温0.5～2.0小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下300～350℃范围内保温3～9小时后空冷，最后加热至γ’溶解温度以下200～250℃范围内保温1～3小时后空冷。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112453101A (zh) * 2020-11-10 2021-03-09 华能国际电力股份有限公司 一种铁基高温合金的大口径厚壁管材成型制备工艺
CN113699413A (zh) * 2021-08-27 2021-11-26 华能国际电力股份有限公司 一种低成本镍铁基高温合金铸锭的均匀化热处理方法
CN116144985A (zh) * 2023-03-02 2023-05-23 江苏隆达超合金航材有限公司 一种c263合金细晶棒材的制造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014122385A (ja) * 2012-12-21 2014-07-03 Hitachi Ltd 鍛造部材並びにこれを用いた蒸気タービンロータ、蒸気タービン動翼、ボイラ配管、ボイラチューブ及び蒸気タービンボルト
CN110093532A (zh) * 2019-06-14 2019-08-06 中国华能集团有限公司 一种析出强化型镍基高铬高温合金及其制备方法
CN110106398A (zh) * 2019-06-14 2019-08-09 中国华能集团有限公司 一种低铬耐蚀高强多晶高温合金及其制备方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014122385A (ja) * 2012-12-21 2014-07-03 Hitachi Ltd 鍛造部材並びにこれを用いた蒸気タービンロータ、蒸気タービン動翼、ボイラ配管、ボイラチューブ及び蒸気タービンボルト
CN110093532A (zh) * 2019-06-14 2019-08-06 中国华能集团有限公司 一种析出强化型镍基高铬高温合金及其制备方法
CN110106398A (zh) * 2019-06-14 2019-08-09 中国华能集团有限公司 一种低铬耐蚀高强多晶高温合金及其制备方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112453101A (zh) * 2020-11-10 2021-03-09 华能国际电力股份有限公司 一种铁基高温合金的大口径厚壁管材成型制备工艺
CN112453101B (zh) * 2020-11-10 2023-03-10 华能国际电力股份有限公司 一种铁基高温合金的大口径厚壁管材成型制备工艺
CN113699413A (zh) * 2021-08-27 2021-11-26 华能国际电力股份有限公司 一种低成本镍铁基高温合金铸锭的均匀化热处理方法
CN116144985A (zh) * 2023-03-02 2023-05-23 江苏隆达超合金航材有限公司 一种c263合金细晶棒材的制造方法

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