CN111910104A - 氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片 - Google Patents

氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片 Download PDF

Info

Publication number
CN111910104A
CN111910104A CN202010678826.9A CN202010678826A CN111910104A CN 111910104 A CN111910104 A CN 111910104A CN 202010678826 A CN202010678826 A CN 202010678826A CN 111910104 A CN111910104 A CN 111910104A
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
percent
less
foil
comparative
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN202010678826.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN111910104B (zh
Inventor
郭佳宁
王艳芳
汪晶
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Shanghai Kangsheng Aerospace Technology Co ltd
Original Assignee
Shanghai Kangsheng Aerospace Technology Co ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Shanghai Kangsheng Aerospace Technology Co ltd filed Critical Shanghai Kangsheng Aerospace Technology Co ltd
Priority to CN202010678826.9A priority Critical patent/CN111910104B/zh
Publication of CN111910104A publication Critical patent/CN111910104A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN111910104B publication Critical patent/CN111910104B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/023—Alloys based on nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/02—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working in inert or controlled atmosphere or vacuum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Fuel Cell (AREA)

Abstract

氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片，合金的重量比成分范围为：Fe 8‑15％，Cr15‑20％，Al 0.4‑2％，Ti 1‑2.5％，Nb≤1.5，Mo≤1.5，W≤1.5，Si<0.5,C<0.06,Zr<0.06,P<0.005,S<0.005,其余为Ni；通过固溶强化和利用Ti和Al元素在合金中形成15～25％的有序强化相(Ni3(Al,Ti))来提高其高温强度，其在750℃的抗拉强度大于700MPa。有效降低合金的成本。延展性好，能制成0.5μm以下的箔，制备无油空压机箔片弹簧。平均氧化增重只有对比合金GH2984的三分之一，持久寿命远高于对比合金GH2984。

Description

氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片
技术领域
本发明属于IPC分类C22C高温合金材料技术领域，还特别涉及一种箔片弹簧用箔(<0.5mm)的合金材料以及制备方法，尤其是氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片。
背景技术
高温合金是指以铁、镍、钴为基，能在600℃以上的高温及一定应力作用下长期工作的一类金属材料，具有优异的高温强度，良好的抗氧化和抗热腐蚀性能，良好的疲劳性能、断裂韧性等综合性能，又被称为“超合金，”主要应用于航空航天领域和能源领域。镍铬合金的最高使用温度多在1000℃以上，应当算是高温合金。
镍基合金是指在650～1000℃高温下有较高的强度与一定的抗氧化腐蚀能力等综合性能的一类合金。按照主要性能又细分为镍基耐热合金，镍基耐蚀合金，镍基耐磨合金，镍基精密合金与镍基形状记忆合金等。高温合金按照基体的不同，分为：铁基高温合金，镍基高温合金与钴基高温合金。
空压机是车用燃料电池阴极供气系统的重要部件，通过对进堆空气进行增压，可以提高燃料电池的功率密度和效率，减小燃料电池系统的尺寸。但空压机的寄生功耗很大，约占燃料电池辅助功耗的80％，其性能直接影响燃料电池系统的效率、紧凑性和水平衡特性。
燃料电池离心式无油空压机采用箔片式动压气体轴承，其100％无油、纯空气。承载力大、耐高温和超长使用寿命，可有效防止喘振，降低能量消耗，无机械接触、0摩擦。氢燃料电池无油空压机采用电机与涡轮同轴直联式结构，效率高达92％，具有高速稳定性好、无需齿轮箱和润滑油系统、实现了体积小、轻量化，噪音在70分贝以下，它采用空冷和水冷工作状态，提高了空压机的效率。空压机还采用无位置传感器矢量控制，结构简单，动态响应速度快，连线简洁。由于这种空压机的转速高达每分钟10万转，温度高达750℃，还要抗震效果好，耐磨性能好，同时要求涡轮弹簧箔片的厚度很薄(<0.5mm)，使用寿命越长越好。
然而目前，尚无合适的材料用于制备该箔片弹簧。
较为接近的镍铬高温合金技术已公开专利申请也较少。
中国专利申请201710953855.X公开了合金材料领域内的一种镍铬合金，该合金的组成及含量为：Ni为30.5～35.0wt％，Cr为21.5～26.5wt％，C为1.0～2.3wt％，Mn为2.3～6.2wt％，Cu为8.5～11.5wt％，S为2.3～4.3wt％，Zn为11.0～12.3wt％，B为2.6～5.2wt％，O为1.3～3.2wt％，Fe为12.5～15.3wt％，其余为不可避免的杂质。通过在镍铬合金中添加了Fe、C和Cu元素，增强了镍铬合金内的奥氏体和渗碳体，具有更好的结构强度和硬度，抗腐蚀性更强，能够用于制造切削工具。制得的合金具有高强度和抗腐蚀性，常用于制造切削工具；用喷镀、沉积和高温扩散等方法在本合金的表面形成抗腐蚀合金层，具有保护作用，可以提高切削工具在切削时的强度，不会被工件磨损，延长了切削工具的使用寿命。
中国专利申请201910330465.6涉及一种镍铬高温合金丝的制备方法。所述镍铬高温合金丝的制备方法包括以下步骤：将预设比例的镍和铬置于备料斗中；将所述备料斗中的镍和铬置入熔化炉中，将镍和铬进行熔化作业，其温度控制在1450～1550℃，以产生合金熔液，在熔化炉外将待添加的其余元素金属在惰性气体保护下熔化，再添加入所述合金熔液；将所述合金熔液冷却并拉伸成镍铬高温合金丝；利用绕设机构缠绕所述镍铬高温合金丝。所述镍铬高温合金丝的制备方法对镍铬高温合金的氧化和烧损较少。
现有技术中，广泛应用的先进铁素体钢、奥氏体钢以及一些Ni-Fe基高温合金，例如P91、T92、HR3C以及GH2984合金，由于缺乏足够的抗氧化性以及较低的高温强度，无法使用在空压机箔片弹簧中。
另外，一些改进型的Ni-Fe基高温合金(G110合金(Fe-20Cr-1.5Mo-1.5Nb-1.5W-1.5Ti-35Ni))和镍铁基高温合金(GH3600,GH3625合金等)通过固溶强化、沉淀强化以及晶界强化，提高合金的高温强度。例如GH3625合金，通过加入大量固溶强化元素以及沉淀强化元素，使这些合金的强度明显升高，仍然达不到服役要求。另外，这些高温合金材料的价格偏高，也限制了它们的应用。
目前普遍认为，750℃弹簧箔片必须使用镍基高温合金，如GH4145(Ni-15Cr-8.0Fe-2.5Ti-0.5Al-1.0Nb-0.06C)、In740(Ni-23Cr-20Co-1.0Fe-1.7Ti-1Al-2Nb)和Nimonic263(Ni-20Cr-20Co-6Mo-2Ti-1Al)等合金。但这类合金通常含有较高的贵重元素如Co和Mo，以及较高含量的Cr来提高合金的抗氧化耐腐蚀能力。虽然这类合金的高温强度能满足服役要求，但这类合金的组织结构比较复杂，在高温长时间服役过程中会出现组织不稳定的现象，从而导致合金强度的急剧下降。另外，这类合金难以用于空压机弹簧箔片，主要原因是这些材料的冷成形能力差，制成超薄(<0.5mm)的箔片的难度非常大。
发明内容
本发明的目的是提供氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片，高温强度高、抗氧化性能好、焊接性能好以及冷热加工性能优异，保证箔材(<500μm)的制备品质。
本发明的目的将通过以下技术措施来实现：合金的重量比成分范围为：Fe 8-15％，Cr15-20％，Al 0.4-2％，Ti 1-2.5％，Nb 0-1.5，Mo 0-1.5，W 0-1.5，Si 0-0.5,C 0-0.06,Zr 0-0.06,P 0-0.005,S 0-0.005,其余为Ni；制备方法，包括以下步骤：
步骤1：将以上合金原料加入到真空感应炉中，浇注成电极棒，然后经电渣重熔浇注成合金锭；
步骤2：将合金锭在1100℃～1200℃区间分不同温度段均匀化处理40小时以上；
步骤3：将均匀化后的母合金锭在900℃～1150℃之间锻造，经多次镦拔成型，锻造成方坯或板坯；
步骤4：在方坯或板坯上取材，将其进行冷轧加工，每道次轧制变形量控制在20％以内，并反复进行氢气炉退火冷轧(通常为15～30次)，即制得该箔材，其厚度小于500μm，最薄可轧制到100μm以下。
尤其是，制备箔的工艺流程为：真空感应熔炼+电渣重熔熔炼、锻造、热处理、轧制成板材、反复进行氢气炉退火冷轧成箔材，即制得产品。
尤其是，合金的重量比成分范围为：所述的Fe为8-13％；Cr为16-18％；Al为0.4-1％；Ti为2-2.5％；Nb为0.5-1.5％；Zr为0.02-0.05％；杂质元素S含量小于0.005％，P含量小于0.005％。
尤其是，合金的重量比成分范围为：所述的Fe为15％，Cr为20％，Al为1％，Ti为2.5％，Nb为1.3％，Zr为0.05％，W1.3％，Si0.1％，Mo1.3％，C0.05％，杂质元素S含量小于0.01％，P含量小于0.01％，余量为Ni；合金与对比合金在室温和750℃的拉伸性能包括：室温下σb 1160MPa，δ19％；750℃下σb 955MPa，δ20％；合金与对比合金的持久寿命比较，700℃/350MPa下940小时，750℃/250MPa下680小时；合金与对比合金在750℃的抗氧化性能对比：750℃下0.72mg/m2hr。
尤其是，合金的重量比成分范围为：所述的Fe为9％，Cr为16％，Al为0.6％，Ti为1.2％，Nb为0.5％，Zr为0.03％，W0.5％，Si0.1％，Mo1.2％，C0.03％，杂质元素S含量小于0.009％，P含量小于0.02％，余量为Ni；合金与对比合金在室温和750℃的拉伸性能包括：室温下σb 1080MPa，δ26％；750℃下σb 705MPa，δ25％；合金与对比合金的持久寿命比较，700℃/350MPa下520小时，750℃/250MPa下415小时；合金与对比合金在750℃的抗氧化性能对比：750℃下0.86mg/m2hr。
尤其是，合金的重量比成分范围为：所述的Fe为13％，Cr为18％，Al为1％，Ti为2.2％，Nb为1％，Zr为0.05％，Si0.1％，Mo1.2％，C0.04％，杂质元素S含量小于0.003％，P含量小于0.005％，余量为Ni；合金与对比合金在室温和750℃的拉伸性能包括：室温下σb1120MPa，δ25％；750℃下σb 790MPa，δ23％；合金与对比合金的持久寿命比较，700℃/350MPa下790小时，750℃/250MPa下547小时；合金与对比合金在750℃的抗氧化性能对比：750℃下0.75mg/m2hr。
尤其是，合金的重量比成分范围为：所述的Fe为13.5％，Cr为18％，Al为1.2％，Ti为2.2％，Nb为0.8％，Zr为0.04％，Si0.1％，Mo0.8％，C0.05％，杂质元素S含量小于0.002％，P含量小于0.004％，余量为Ni；合金与对比合金在室温和750℃的拉伸性能包括：室温下σb 1115MPa，δ25％；750℃下σb 805MPa，δ24％；合金与对比合金的持久寿命比较，700℃/350MPa下830小时，750℃/250MPa下570小时；合金与对比合金在750℃的抗氧化性能对比：750℃下0.78mg/m2hr。
制作工艺包括：
步骤1：将实施例4的化学成分加入到真空感应炉中，浇注成电极棒，然后经电渣重熔浇注成合金锭；
步骤2：将合金锭在1150℃～1200℃间分不同温度段均匀化处理45小时；
步骤3：将均匀化后的母合金锭在950℃～1150℃之间锻造，经多次镦拔成型，锻制成方棒；
步骤4：在方棒上取材，将其进行冷轧，每道次轧制变形量控制在20％以内，并反复进行氢气炉退火冷轧(通常为15～30次)，即制得该箔材，其厚度小于500μm，最薄可轧制到90μm。
本发明的优点和效果：通过固溶强化和形成弥散分布的有序强化相γ′来提高合金的高温强度；同时，利用Ti和Al元素在合金中形成15～25％的有序强化相(Ni3(Al,Ti))来提高其高温强度，合金具有优异的高温力学性能，其在750℃的抗拉强度大于700MPa。合金中含有较高的Cr元素，因此合金具有强抗氧化能力。合金成本低廉，在不影响合金结构稳定性和高温强度的前提下，有效降低合金的成本。同时，合金具有良好的延展性，通过真空感应熔炼和电渣重熔熔炼双联冶炼，净化合金锭，降低夹杂物的尺寸及含量，能制成0.5μm以下的箔，用于制备无油空压机箔片弹簧，保证箔材(<500μm)的制备品质。
附图说明
图1本发明合金的典型组织γ/γ′双相组织，其中白色球状相为γ′强化相。
图2实施例合金中观察到的TCP相。
图3实施例4合金制备的箔材(90μm)。
具体实施方式
本发明原理在于，针对现有高温合金材料存在的热成形能力差、冷轧性能差以及价格昂贵等不足，提出了一种新合金成分。根据燃料电池无油空压机的服役情况和现有的高温合金发展现状，采用γ′沉淀强化为主，结合固溶强化以及晶界强化的综合性强化手段，使合金的强度达到高温服役要求。为了制备箔材，需要合金具备良好的冷加工性能，通过提高Fe元素含量以及降低合金中的夹杂物形成元素P和S含量，因此要求合金中P和S含量均小于0.005％，来保证合金具有良好的冷加工能力，保证由此获得性能优异的高温合金及其箔片，达成燃料电池无油空压机的重要关键技术。
本发明与现有镍基高温合金GH4145和GH2984相比，高温强度、持久性能和抗氧化能力、加工等综合性能优异，具有热加工性能好、冷加工能力突出，同时还具有成本低廉的优势。适用于在高温、氧化性条件下工作的空压机部件，包括燃料电池无油空压机的涡轮部分箔片弹簧。
本发明中，合金的重量比成分范围为：Fe 8-15％，Cr15-20％，Al 0.4-2％，Ti 1-2.5％，Nb 0.5～1.3％，1.5，Mo0.5～1.3％，，W0.5～1.3％，，Si<0.5,C<0.06,Zr<0.06,P<0.005,S<0.005,其余为Ni；制备方法，包括以下步骤：
步骤1：将以上合金原料加入到真空感应炉中，浇注成电极棒，然后经电渣重熔浇注成合金锭；
步骤2：将合金锭在1100℃～1200℃区间分不同温度段均匀化处理40小时以上；
步骤3：将均匀化后的母合金锭在900℃～1150℃之间锻造，经多次镦拔成型，锻造成方坯或板坯；
步骤4：在方坯或板坯上取材，将其进行冷轧加工，每道次轧制变形量控制在20％以内，并反复进行氢气炉退火冷轧(通常为15～30次)，即制得该箔材，其厚度小于500μm，最薄可轧制到100μm以下。
本发明中，制备箔的工艺流程为：真空感应熔炼+电渣重熔熔炼、锻造、热处理、轧制成板材、反复进行氢气炉退火冷轧成箔材，即制得产品。
前述中，优选的，合金的重量比成分范围为：所述的Fe为8-13％；Cr为16-18％；Al为0.4-1％；Ti为2-2.5％；Nb为0.5-1.5％；Zr为0.02-0.05％；杂质元素S含量小于0.005％，P含量小于0.005％。
下面结合附图和实施例对本发明作进一步说明。
相对于比较合金1(GH2984)：合金的重量比成分范围为：所述的Fe为33％，Cr为19％，Al为0.4％，Ti为1％，Nb为1％，Mo2.2％，C0.06％；合金与对比合金在室温和750℃的拉伸性能包括：室温下σb 1050MPa，δ23％；750℃下σb670MPa，δ27％；合金与对比合金的持久寿命比较，700℃/350MPa下230小时，750℃/250MPa下160小时；合金与对比合金在750℃的抗氧化性能对比：750℃下2.55mg/m2hr。
相对于比较合金2(GH2145)：合金的重量比成分范围为：Fe为8％，Cr为15％，Al为0.7％，Ti为2.47％，Nb为1％，Si0.08％，C0.03％；杂质元素S含量小于0.01％，P含量小于0.01％，余量为Ni；合金与对比合金在室温和750℃的拉伸性能包括：室温下σb 1090MPa，δ23％；750℃下σb 795MPa，δ25％；合金与对比合金的持久寿命比较，700℃/350MPa下753小时，750℃/250MPa下516小时；合金与对比合金在750℃的抗氧化性能对比：750℃下0.93mg/m2hr。
实施例1：合金的重量比成分范围为：所述的Fe为15％，Cr为20％，Al为1％，Ti为2.5％，Nb为1.3％，Zr为0.05％，W1.3％，Si0.1％，Mo1.3％，C0.05％，杂质元素S含量小于0.01％，P含量小于0.01％，余量为Ni；合金与对比合金在室温和750℃的拉伸性能包括：室温下σb 1160MPa，δ19％；750℃下σb 955MPa，δ20％；合金与对比合金的持久寿命比较，700℃/350MPa下940小时，750℃/250MPa下680小时；合金与对比合金在750℃的抗氧化性能对比：750℃下0.72mg/m2hr。
实施例2：合金的重量比成分范围为：所述的Fe为9％，Cr为16％，Al为0.6％，Ti为1.2％，Nb为0.5％，Zr为0.03％，W0.5％，Si0.1％，Mo1.2％，C0.03％，杂质元素S含量小于0.009％，P含量小于0.02％，余量为Ni；合金与对比合金在室温和750℃的拉伸性能包括：室温下σb 1080MPa，δ26％；750℃下σb705MPa，δ25％；合金与对比合金的持久寿命比较，700℃/350MPa下520小时，750℃/250MPa下415小时；合金与对比合金在750℃的抗氧化性能对比：750℃下0.86mg/m2hr。
实施例3：合金的重量比成分范围为：所述的Fe为13％，Cr为18％，Al为1％，Ti为2.2％，Nb为1％，Zr为0.05％，Si0.1％，Mo1.2％，C0.04％，杂质元素S含量小于0.003％，P含量小于0.005％，余量为Ni；合金与对比合金在室温和750℃的拉伸性能包括：室温下σb1120MPa，δ25％；750℃下σb 790MPa，δ23％；合金与对比合金的持久寿命比较，700℃/350MPa下790小时，750℃/250MPa下547小时；合金与对比合金在750℃的抗氧化性能对比：750℃下0.75mg/m2hr。
实施例4：合金的重量比成分范围为：所述的Fe为13.5％，Cr为18％，Al为1.2％，Ti为2.2％，Nb为0.8％，Zr为0.04％，Si0.1％，Mo0.8％，C0.05％，杂质元素S含量小于0.002％，P含量小于0.004％，余量为Ni；合金与对比合金在室温和750℃的拉伸性能包括：室温下σb 1115MPa，δ25％；750℃下σb 805MPa，δ24％；合金与对比合金的持久寿命比较，700℃/350MPa下830小时，750℃/250MPa下570小时；合金与对比合金在750℃的抗氧化性能对比：750℃下0.78mg/m2hr。
制作工艺包括：
步骤1：将实施例4的化学成分加入到真空感应炉中，浇注成电极棒，然后经电渣重熔浇注成合金锭；
步骤2：将合金锭在1150℃～1200℃间分不同温度段均匀化处理45小时；
步骤3：将均匀化后的母合金锭在950℃～1150℃之间锻造，经多次镦拔成型，锻制成方棒；
步骤4：在方棒上取材，将其进行冷轧，每道次轧制变形量控制在20％以内，并反复进行氢气炉退火冷轧(通常为15～30次)，即制得该箔材，其厚度小于500μm，最薄可轧制到90μm。如图3所示。
本发明实施例1、2、3、4与比较合金1、2对比；可以直观了解不同组分变化获得合金的性能和效果。
实施例1-4和对比合金GH4145的热处理制度是980℃/1h空冷+730℃/8h空冷。而对比合金GH2984的热处理制度是1100℃/1h空冷+750℃/8h空冷+650℃/16h空冷。
利用真空感应炉熔炼以上实施例1、2、3和4和对比合金(GH2984和GH4145)中合金，浇注成符合要求的电极棒，然后经电渣重熔浇注成合金锭。将合金锭在1100℃～1200℃分不同温度段均匀化处理40小时以上。将均匀化后的合金锭在900℃～1150℃之间锻造，经多次镦拔成型，锻制成方坯和板坯，总变形量控制在80％以上。实验结果表明：实施例1-4合金的热加工性能优于对比合金GH4145，与对比合金GH2984相当。
前述中，实施例1-4合金的显微组织具有γ/γ′的双相结构，其中基体是面心结构的奥氏体，在基体中分布着大量Ni3(Al,Ti)相，Ni3(Al,Ti)相的体积分数在15-25％之间，尺寸小于100nm,如图1所示。对比合金GH2984和对比合金GH4145的组织结构也为γ/γ′双相结构。
前述中，研究分析合金的微观组织，实施例1-4在700℃和800℃热暴露500小时后的组织观察表明，实施例1除了γ/γ′双相外，还观察到一些TCP相，如图2所示。实施例2-4仍保持γ/γ′双相结构，但γ′相有所长大。对比合金GH2984出现少量的TCP相，对比合金GH4145仍然保持γ/γ′双相结构。
前述中，研究分析合金的力学性能，合金在不同温度的拉伸力学性能实验结果见表2；表中σb表示抗拉强度，δ表示延伸率。由表可见，本发明实施例合金的高温强度优于对比合金GH2984，与对比合金GH4145合金相当。
前述中，制备的高强抗氧化镍铬基高温合金箔材具有γ/γ′双相结构：该合金是有序相L12强化的无序面心结构的奥氏体(γ)，强化相(γ′)的体积分数在15％～25％之间，750℃的抗拉强度大于700MPa，延伸率大于10％。
前述中，Fe元素是高温合金中相对便宜的合金元素，加入适量的Fe代替Ni不仅可以降低合金的成本，而且可以提高合金的热加工性能及冷轧制性能。但是，镍基合金中加入过量的Fe会降低合金的抗氧化耐腐蚀能力，同时能降低沉淀强化相γ′的含量，从而降低合金的组织稳定性和高温强度。因此，Fe的加入量控制在8-15％之间，最佳含量在8-13％之间。
前述中，为了保证合金具有良好的蠕变阻力、较低的疲劳裂纹扩展速率、良好抗氧化及耐腐蚀能力，合金中至少含有15-20％Cr。但过量加入Cr，会使合金中析出有害拓扑密堆相TCP(σ相)，从而降低合金的塑性、蠕变性能以及强度。因此，Cr的加入量不能过高，控制在15-20％％左右，最好控制在15～18％之间。
前述中，Al和Ti是沉淀强化相γ′形成元素，对合金具有极强的时效沉淀强化作用，从而保证合金具有高的高温强度和持久性能。合金中Ti含量以及Ti/Al比例高，易形成有害相η相，影响合金的热加工性能。此外，加入Ti提高了合金中γ′相溶解温度，减小了合金的热加工窗口，从而恶化了合金的热加工性能。因此，Al的加入量控制在0.4～2％左右，最好控制在0.4～1.0％之间。Ti的加入量控制在1-2.5％之间，最好控制在2～2.5％之间。
前述中，Nb元素是γ′相形成元素，适量加入Nb能提高合金的高温强度。但过高的Nb含量会促进有害相的析出，损害合金的热稳定性及降低合金的强度。因此，Nb的加入量控制在1.5％之内，最好控制在0.5～1.3％之间。在1.5％之内，最好控制在0.5-2.5％之间。
前述中，W元素进入γ基体和γ′沉淀相中，能同时提高两相的强度。此外，W还能提高合金的蠕变性能。然而，W元素具有比重较重、容易引起缺口敏感性以及易形成TCP相等缺点。因此，W的加入量控制在1.5％以内。最好控制在0.5～1.3％之间
前述中，Mo是强固溶强化元素，主要偏聚在γ′相中。Mo能提高合金的拉伸强度和蠕变性能，同时Mo还能降低合金的缺口敏感性。但过量加入Mo会导致有害相TCP的析出。因此控制Mo的含量在1.5％以内，最好控制在0.5～1.3％之间。
前述中，微量添加C和Zr等晶界强化元素能改变晶界的原子间键，增加晶界的结合力，能净化晶界，从而提高合金的高温强度。Zr是强碳化物形成元素，加入少量的Zr有脱气、净化和细化晶粒等作用，有利于改善高温合金的低温加工性能。
前述中，一般高温合金中含有大量的S和P等杂质元素，这些有害元素会形成夹杂物，严重影响合金的室温塑性，尤其是箔材厚度<100μm时，一些大的硫(磷)化物尺寸与箔的厚度相近，会造成箔材断裂，因此在熔炼过程中必须严格控制合金中的P和S元素，通过双联冶炼工艺将合金中P和S元素分别控制在50ppm以下，此外，真空感应+电渣重熔双联工艺还能降低合金中疏松和孔洞的数量，从而提高合金的热加工性能以及冷加工能力。
前述中，通过对比合金的持久实验结果，持久寿命远高于对比合金GH2984，与对比合金GH4145合金基本相近。
前述中，研究分析合金在750℃时的氧化增重，氧化实验是在750℃的空气中进行的。氧化初期氧化增重较快，随后氧化增重速率减缓并保持平稳。可见，本发明合金的平均氧化增重只有对比合金GH2984的三分之一，与对比合金GH4145合金基本相近。

Claims (7)

1.氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片，其特征在于，合金的重量比成分范围为：Fe 8-15％，Cr15-20％，Al 0.4-2％，Ti 1-2.5％，Nb≤1.5，Mo≤1.5，W≤1.5，Si<0.5,C<0.06,Zr<0.06,P<0.005,S<0.005,其余为Ni；制备方法，包括以下步骤：
步骤1：将以上合金原料加入到真空感应炉中，浇注成电极棒，然后经电渣重熔浇注成合金锭；
步骤2：将合金锭在1100℃～1200℃区间分不同温度段均匀化处理40小时以上；
步骤3：将均匀化后的母合金锭在900℃～1150℃之间锻造，经多次镦拔成型，锻造成方坯或板坯；
步骤4：在方坯或板坯上取材，将其进行冷轧加工，每道次轧制变形量控制在20％以内，并反复进行氢气炉退火冷轧，通常为15～30次，即制得该箔材，其厚度小于500μm，最薄可轧制到100μm以下。
2.如权利要求1所述的氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片，其特征在于，制备箔的工艺流程为：真空感应熔炼+电渣重熔熔炼、锻造、热处理、轧制成板材、反复进行氢气炉退火冷轧成箔材，即制得产品。
3.如权利要求1所述的氢燃料电池空压机经济型镍铬基增强高温合金及其箔片，其特征在于，合金的重量比成分范围为：所述的Fe为8-13％；Cr为16-18％；Al为0.4-1％；Ti为2-2.5％；Nb为0.5-1.5％；Zr为0.02-0.05％；杂质元素S含量小于0.005％，P含量小于0.005％。
4.如权利要求1所述的氢燃料电池空压机经济型镍铬基增强高温合金及其箔片，其特征在于，合金的重量比成分范围为：所述的Fe为15％，Cr为20％，Al为1％，Ti为2.5％，Nb为1.3％，Zr为0.05％，W1.3％，Si0.1％，Mo1.3％，C0.05％，杂质元素S含量小于0.01％，P含量小于0.01％，余量为Ni；合金与对比合金在室温和750℃的拉伸性能包括：室温下σb 1160，δ19；750℃下σb 955，δ20；合金与对比合金的持久寿命比较，700℃/350MPa下940小时，750℃/250MPa下680小时；合金与对比合金在750℃的抗氧化性能对比：750℃下0.72mg/m2hr。
5.如权利要求1所述的氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片，其特征在于，合金的重量比成分范围为：所述的Fe为9％，Cr为16％，Al为0.6％，Ti为1.2％，Nb为0.5％，Zr为0.03％，W0.5％，Si0.1％，Mo1.2％，C0.03％，杂质元素S含量小于0.009％，P含量小于0.02％，余量为Ni；合金与对比合金在室温和750℃的拉伸性能包括：室温下σb1080，δ26；750℃下σb 705，δ25；合金与对比合金的持久寿命比较，700℃/350MPa下520小时，750℃/250MPa下415小时；合金与对比合金在750℃的抗氧化性能对比：750℃下0.86mg/m2hr。
6.如权利要求1所述的氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片，其特征在于，合金的重量比成分范围为：所述的Fe为13％，Cr为18％，Al为1％，Ti为2.2％，Nb为1％，Zr为0.05％，Si0.1％，Mo1.2％，C0.04％，杂质元素S含量小于0.003％，P含量小于0.005％，余量为Ni；合金与对比合金在室温和750℃的拉伸性能包括：室温下σb 1120，δ25；750℃下σb790，δ23；合金与对比合金的持久寿命比较，700℃/350MPa下790小时，750℃/250MPa下547小时；合金与对比合金在750℃的抗氧化性能对比：750℃下0.75mg/m2hr。
7.如权利要求1所述的氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片，其特征在于，合金的重量比成分范围为：所述的Fe为13.5％，Cr为18％，Al为1.2％，Ti为2.2％，Nb为0.8％，Zr为0.04％，Si0.1％，Mo0.8％，C0.05％，杂质元素S含量小于0.002％，P含量小于0.004％，余量为Ni；合金与对比合金在室温和750℃的拉伸性能包括：室温下σb 1115，δ25；750℃下σb 805，δ24；合金与对比合金的持久寿命比较，700℃/350MPa下830小时，750℃/250MPa下570小时；合金与对比合金在750℃的抗氧化性能对比：750℃下0.78mg/m2hr；制作工艺包括：
步骤1：将实施例4的化学成分加入到真空感应炉中，浇注成电极棒，然后经电渣重熔浇注成合金锭；
步骤2：将合金锭在1150℃～1200℃间分不同温度段均匀化处理45小时；
步骤3：将均匀化后的母合金锭在950℃～1150℃之间锻造，经多次镦拔成型，锻制成方棒；
步骤4：在方棒上取材，将其进行冷轧，每道次轧制变形量控制在20％以内，并反复进行氢气炉退火冷轧，通常为15～30次，即制得该箔材，其厚度小于500μm，最薄可轧制到90μm。
CN202010678826.9A 2020-07-14 2020-07-14 氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片 Active CN111910104B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202010678826.9A CN111910104B (zh) 2020-07-14 2020-07-14 氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202010678826.9A CN111910104B (zh) 2020-07-14 2020-07-14 氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN111910104A true CN111910104A (zh) 2020-11-10
CN111910104B CN111910104B (zh) 2021-12-31

Family

ID=73281611

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202010678826.9A Active CN111910104B (zh) 2020-07-14 2020-07-14 氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN111910104B (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114737036A (zh) * 2022-03-30 2022-07-12 哈尔滨工业大学 一种氢燃料电池双极板用高塑性钛合金超薄板材的制备方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH028337A (ja) * 1988-06-24 1990-01-11 Nippon Stainless Steel Co Ltd 電気めっき用通電ロールおよびその製造方法
JP2002322548A (ja) * 2001-04-24 2002-11-08 Daido Steel Co Ltd Ｎｂを含有するＮｉ基耐熱超合金の製造方及びノッチ破断性の改善方法。
CN101307402A (zh) * 2008-07-04 2008-11-19 北京科技大学 一种超细晶镍基高温合金及其制备方法
CN102284836A (zh) * 2011-07-06 2011-12-21 江苏远航精密合金科技有限公司 大卷重、超宽度镍合金带、箔制备方法
CN105483448A (zh) * 2015-12-28 2016-04-13 钢铁研究总院 一种核用镍基高温合金gh4145丝材的制备方法
CN105821250A (zh) * 2015-01-06 2016-08-03 宝钢特钢有限公司 一种高强度镍基高温合金及其制造方法
CN109439961A (zh) * 2018-06-11 2019-03-08 江苏飞跃机泵集团有限公司 一种高温合金丝材及其制备方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH028337A (ja) * 1988-06-24 1990-01-11 Nippon Stainless Steel Co Ltd 電気めっき用通電ロールおよびその製造方法
JP2002322548A (ja) * 2001-04-24 2002-11-08 Daido Steel Co Ltd Ｎｂを含有するＮｉ基耐熱超合金の製造方及びノッチ破断性の改善方法。
CN101307402A (zh) * 2008-07-04 2008-11-19 北京科技大学 一种超细晶镍基高温合金及其制备方法
CN102284836A (zh) * 2011-07-06 2011-12-21 江苏远航精密合金科技有限公司 大卷重、超宽度镍合金带、箔制备方法
CN105821250A (zh) * 2015-01-06 2016-08-03 宝钢特钢有限公司 一种高强度镍基高温合金及其制造方法
CN105483448A (zh) * 2015-12-28 2016-04-13 钢铁研究总院 一种核用镍基高温合金gh4145丝材的制备方法
CN109439961A (zh) * 2018-06-11 2019-03-08 江苏飞跃机泵集团有限公司 一种高温合金丝材及其制备方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114737036A (zh) * 2022-03-30 2022-07-12 哈尔滨工业大学 一种氢燃料电池双极板用高塑性钛合金超薄板材的制备方法
CN114737036B (zh) * 2022-03-30 2024-02-20 哈尔滨工业大学 一种氢燃料电池双极板用高塑性钛合金超薄板材的制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN111910104B (zh) 2021-12-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110551920B (zh) 一种高性能易加工镍基变形高温合金及其制备方法
EP4089197A1 (en) Chain steel for use in mine and manufacturing method therefor
JP4583754B2 (ja) ナノ炭化物析出強化された超高張力耐食性構造用鋼
EP4245873A1 (en) Creep-resistant, long-service-life, nickel-based deformation superalloy and method for preparation thereof and application thereof
KR20090043555A (ko) 가벼운 구조체를 제조하기 위한 강판 및 그 강판을 제조하는 방법
CN110129678B (zh) 一种经济型细晶高强韧热作模具钢及其制备方法
CN111733346B (zh) 氢燃料电池空压机轴承用高温合金及其制备方法
CN102899525B (zh) 一种高强高韧耐磨复杂黄铜及其制造方法
CN105543713A (zh) 微合金化的高强度抗氧化铁镍合金气阀钢材料及制备方法
CN112874058B (zh) 一种建筑用铜钢固液复合双金属材料及其制备方法
JP3439197B2 (ja) 低合金耐熱鋼及びその熱処理方法並びにタービンロータ
CN110218948A (zh) 一种低密度高韧度钢及其制备方法
CN114622133B (zh) 一种超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢及其制备方法
CN110846554B (zh) 具有高延展性的eh32级海洋工程用钢及钢板的制造方法
JP2019059995A (ja) 耐熱性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法
WO2021208181A1 (zh) 一种低温高韧高温高强及高淬透性热模钢及制备技术
JP3483493B2 (ja) 圧力容器用鋳鋼材及びそれを用いる圧力容器の製造方法
CN112877564B (zh) 一种热挤压模具用铜钢固液复合双金属材料及制备方法
CN111910104B (zh) 氢燃料电池空压机经济型镍铬基高温合金及其箔片
CN112848552B (zh) 一种海洋工程用铜钢固液复合双金属材料及其制备方法
JP2006526711A (ja) ナノ析出強化超高強度耐腐食性構造用鋼
JP4070695B2 (ja) 耐熱合金部品素材
JP2002167652A (ja) 高強度・高耐疲労特性に優れた薄板材
JPH062904B2 (ja) 高強度低合金鋼極厚鋼材の製造方法
CN112853150B (zh) 一种化工用铜钢固液复合双金属材料及其制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant