CN114807765A

CN114807765A - 一种高强度低膨胀系数的因瓦合金及其制备方法

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Publication number: CN114807765A
Application number: CN202210479087.XA
Authority: CN
Inventors: 方峰; 许满伟; 胡显军; 董利明; 周雪峰; 邵起越; 蒋建清
Original assignee: Southeast University
Current assignee: Southeast University
Priority date: 2022-05-05
Filing date: 2022-05-05
Publication date: 2022-07-29
Anticipated expiration: 2042-05-05
Also published as: CN114807765B

Abstract

本发明公开了一种高强度低膨胀系数的因瓦合金及其制备方法，该因瓦合金按重量百分比包含以下化学成分：C：0.20～0.25％；Si：≤0.5％；Mn：≤0.5％；P：≤0.02％；S：≤0.02％；V：0.90～1.00％；Cu：0.25～0.35％Ni：35.5～37.5％；余量为Fe和不可避免的杂质。该制备方法，包括熔炼、电渣重熔、高温锻造、热轧和冷拔，控制所述冷拔后的累积变形量为65～75％。本发明通过设计合适的成分和制备步骤，使得合金抗拉强度能提升到1300MPa以上，而热膨胀系数小于1.5×10^‑6，在高压输电线领域具有广泛的应用前景。

Description

一种高强度低膨胀系数的因瓦合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种因瓦合金及其制备方法，尤其涉及一种高强度低膨胀系数的因瓦合金及其制备方法。

背景技术

因瓦合金是一种低膨胀系数材料，经典的因瓦合金是指Fe-36Ni的合金，在20～200℃的平均线膨胀系数小于1.5×10^-6。传统的因瓦合金常用于精密仪器仪表、标准钟的摆杆、摆轮及钟表等零件，后面开始用于恒温器中作控温用的热双金属片、长度标尺、大地测量基线尺等。近年来，随着电力资源的需求不断增大，且土地资源日益紧张，原有输电线路亟待改造增容。若采用增加传输导线，则原有输电铁塔需进行改善加固，维护成本高；而若直接增大载流量，则电线因热膨胀而弧垂明显，有严重的安全隐患。因此需要开发新型倍容量导线，以替代原有线路而不需对铁塔进行改造且在增大电流情况下减少热膨胀效应。因瓦合金因其独特的低热膨胀系数，成为倍容量导线的优选材料，但由于其组织在室温下为单相奥氏体，其强度不足以支撑大距离输电线自身重量，因此提高因瓦合金的强度同时保持较低的热膨胀系数成为当前研究的重点问题。

专利CN112962033B公开了一种高强度因瓦合金及其加工方法，该方法使用金属间化合物形成元素Al、Ti强化合金，制备出的因瓦合金抗拉强度大于1300MPa，但热膨胀系数较高，20-230℃的平均线膨胀系数约为2.8～3.0×10^-6。较高的热膨胀系数将迅速降低倍容量导线的使用温度范围，其应用受到极大限制。而文献CN112746217A公开了一种高强度低膨胀系数因瓦合金线材及其制造方法，通过加入碳化物形成元素Mo、V强化合金，制备出的因瓦合金抗拉强度大于1300MPa，但热膨胀系数较高，20-230℃的平均线膨胀系数约为2.48～2.66×10^-6，塑性极低，仅1.5％-2.0％。此外，由于加入较多贵金属元素，Mo、V等，合金成本明显上升。

发明内容

发明目的：本发明的目的是提供一种热膨胀系数低、合金成本低的高强度低膨胀系数的因瓦合金；

本发明的第二个目的是提供一种上述高强度低膨胀系数的因瓦合金的制备方法。

技术方案：本发明所述的高强度低膨胀系数的因瓦合金，按重量百分比包含以下组分：C：0.20～0.25％；Si：≤0.5％；Mn：≤0.5％；P：≤0.02％；S：≤0.02％；V：0.90～1.00％；Cu：0.25～0.35％Ni：35.5～37.5％；余量为Fe和不可避免的杂质。

其中，所述V/C的重量比为3.8～5。

其中，所述高强度低膨胀系数的因瓦合金的抗拉强度≥1300MPa，20℃-230℃平均热膨胀系数≤1.5×10^-6。

本发明的因瓦合金选择化学成分范围的原因如下：

V：本合金中的V的加入主要是参与形成碳化物产生析出强化，且在热轧期间钉扎晶界从而细化晶粒，产生细晶强化作用。V含量过低强化效果不明显，过高则明显增加合金成本，因此本发明V含量选取为0.95～1.00％。

C：本合金中的C的加入主要是参与形成碳化物，从而强化基体。因此C的加入量与碳化物形成元素的加入量相关联，应当保证V/C重量比为3.8～5.0。此外，C含量过高将导致基体出现过高的热膨胀系数，故本发明将C含量控制为0.20～0.25％。

Cu：本合金中的Cu的加入主要有以下作用：(1)代替较昂贵的金属Mo在合金中起固溶强化作用。(2)在后续拉拔过程中析出富铜相产生析出强化作用。(3)提高因瓦合金的居里温度，扩大产品使用温度区间，从而降低因瓦合金的热膨胀系数。Cu含量较高纳米级富Cu相粒子将迅速长大，减少强化效果，较低则不起明显改善作用，因此Cu含量选择为0.25～0.35％。

Ni：本合金中Ni的含量直接影响热膨胀系数大小，36％附近的Ni含量将具有最低的热膨胀系数，因此，本发明中的Ni含量设置为35.5～37.5％。

Si：本合金中Si的引入主要作用是脱氧，尽管Si具有一定固溶强化的作用，但Si的加入将引起热膨胀系数的增加，本合金在保证脱氧效果良好的前提下应降低Si含量至0.5％以内。

Mn：Mn的作用与Si类似，可起到脱氧的作用，但也会引起热膨胀的增加，因此应当降低Mn至0.5％以内。

P和S:本合金中P和S均为有害元素，应当尽可能控制的较低，本发明控制P、S含量均小于0.02％。

上述高强度低膨胀系数的因瓦合金的制备方法，包括熔炼、电渣重熔、高温锻造、热轧和冷拔，控制所述冷拔后的累积变形量为65～75％。

其中，所述电渣重熔使用渣系为CaF₂-AlO-CaO-MgO四元渣系。

其中，高温锻造时，初锻温度为1050～1120℃，终锻温度850-1000℃。

其中，热轧时，初轧温度为1020～1060℃，终轧温度850-950℃。

其中，具体的制备方法，包括以下步骤：

(1)熔炼：本发明合金采用真空感应炉熔炼，具体工艺参数和步骤可由该领域的技术人员根据实际情况合理选取；

(2)电渣重熔：采用CaF₂-AlO-CaO-MgO四元渣系进行电渣重熔，去除夹杂和脱硫；

(3)热锻：首先将铸锭在1100～1200℃下保温1-3h，再将铸锭进行锻造开坯，得到方锭，其中开锻温度为1050～1120℃，终锻温度为850-1000℃；

(4)热轧：将方坯表面修磨至无明显缺陷，先加热至1100～1200℃下保温1-3h，最终轧制成盘条，其中初轧温度为1020～1060℃，终轧温度为850-950℃；

(5)冷拔：将热轧盘条进行酸洗去除表面氧化膜后按照常规工艺进行拉拔。

本发明在合金中添加Cu元素以代替现有技术中Mo的作用，从而降低成本。同时进一步降低因瓦合金的热膨胀系数，提高因瓦合金的应用温度范围。此外，本发明中的V为1％左右，V/C重量比为3.8～5.0，总体成本较低，从而获得高强度低膨胀系数的因瓦合金。

有益效果：本发明与现有技术相比，取得如下显著效果：(1)本方法提供的高强度低膨胀因瓦合金的制备，包含合金的成分设计，其中通过添加Cu元素代替Mo元素的强化效果，有效降低材料成本；同时铜元素可有效降低材料的热膨胀系数，扩大合金使用温度范围。该方法得到的高强度低膨胀因瓦合金的抗拉强度≥1300MPa，延伸率≥5％，而热膨胀系数小于1.5×10^-6。(2)本方法通过合适的V/C比例以及V、C添加量产生的析出强化、添加Cu产生的固溶强化，并在后续冷拉拔中产生的形变强化，大大提高了因瓦合金的力学性能，并同时保持较低的热膨胀系数，与现有技术相比，在热轧和冷拔中间不需要进行热处理，明显缩短了产品的生产周期。(3)由于本发明特定的化学成分及在冷拔过程中控制冷拔后的累积变形量，使得本发明无需中间繁琐的热处理工艺，且制备的合金仍然具有较高的延伸率。

附图说明

图1是本发明实施例1冷拔后的SEM图；

图2是本发明实施例2冷拔后的SEM图；

图3是本发明实施例3冷拔后的SEM图；

图4是本发明对比例1冷拔后的SEM图；

图5是本发明对比例2冷拔后的SEM图；

图6是本发明对比例3冷拔后的SEM图；

图7是本发明对比例4冷拔后的SEM图；

图8是本发明对比例5冷拔后的SEM图。

具体实施方式

下面对本发明作进一步详细描述。

实施例1

本实施例提供了一种因瓦合金的制备方法，具体包括以下步骤，

(1)熔炼：本发明合金采用真空感应炉熔炼，成分如表1所示，且所添加V/C值为5。具体工艺参数和步骤可由该领域的技术人员根据实际情况合理选取。

(2)电渣重熔：采用CaF₂-AlO-CaO-MgO四元渣系进行电渣重熔，控制电流8000A，电压60V。

(3)高温锻造：将重熔后的铸锭进行锻造开坯，先在1200℃保温2h，随后锻造，控制锻造开坯的始锻温度为1050℃，终锻温度为850℃。空冷后得到130mm×130mm的方坯。

(4)热轧：将锻造后的方坯进行表面修磨，随后将修磨后的铸锭放在1200℃保温2h，最终轧制成Ф7.5mm盘条，其中初轧温度为1050℃，终轧温度为850℃。

(5)冷拔：将因瓦合金进行酸洗除去表面氧化膜后采用常规拉拔工艺拉拔得到最终线材。

其微观组织如图1所示，由图1中可知，合适的V、C加入量已经产生大量析出碳化物进行强化。

实施例2

本实施例提供了一种因瓦合金的制备方法，本实施例与实施例1的区别在于本实施例的V/C值为3.6，Cu含量为0.35％，且累积变形量为75％，其他同实施例1。得到的微观组织如图2所示，图中可看出合适的V、C加入量已经产生大量析出碳化物进行强化。

实施例3

本实施例提供了一种因瓦合金的制备方法，本实施例与实施例1的区别在于本实施例的V/C值为4.4，Cu含量为0.3％，且累积变形量为70％，其他同实施例1。得到的微观组织如图3所示，图中可看出合适的V、C加入量已经产生大量析出碳化物进行强化。

对比例1

本对比例提供了一种因瓦合金的制备方法，本对比例与实施例1的区别在于本实施例的Cu含量为0.2％，其他同实施例1。得到的微观组织如图4所示。

对比例2

本对比例提供了一种因瓦合金的制备方法，本对比例与实施例1的区别在于本实施例的Cu含量为0.4％，其他同实施例1。得到的微观组织如图5所示，此时铜富集长大，导致性能下降。

对比例3

本对比例提供了一种因瓦合金的制备方法，本对比例与实施例1的区别在于本实施例V/C比为3.0，其他同实施例1。得到的微观组织如图6所示。

对比例4

本对比例提供了一种因瓦合金的制备方法，本对比例与实施例1的区别在于本实施例V/C比为5.5，其他同实施例1。得到的微观组织如图7所示。

对比例5

本对比例提供了一种因瓦合金的制备方法，本对比例与实施例1的区别在于本实施例累积变形量为80％，得到的微观组织如图8所示。

表1各实施例和对比例使用的合金材料成分及压缩率

各实施例和对比例的合金的力学性能和热膨胀性能测试结果见表2。

其中，合金材料的力学性能采用100kN电子万能试验机CMT5105，按照标准GB T228.1-2010进行性能测试，得到合金材料的抗拉强度。热膨胀性能使用TMA 402F3，按照国家标准GB/T 4339-2008《金属热膨胀特征参数的测定》测试样品的热膨胀性能，得到25-230℃的平均线膨胀系数。

表2各实施例与对比例的抗拉强度和线膨胀系数

实施例	抗拉强度(MPa)	20-230℃线膨胀系数(×10<sup>-6</sup>)
			实施例1	1312.58	1.18
实施例2	1325.41	1.35
			实施例3	1346.25	0.94
对比例1	1255.36	1.94
			对比例2	1269.28	2.16
对比例3	1212.89	1.63
			对比例4	1284.41	1.78
对比例5	1369.75	2.56

通过上述实验结果，本发明提供的方法制得的因瓦合金的抗拉强度得到了明显的提高，通过添加0.3％Cu，抗拉强度可达到1300MPa以上。同时可以看出20-230℃的线膨胀系数小于1.50×10^-6，这是由于Cu的加入增强了因瓦合金局部电子自旋，增加了混合基态之一铁磁态的磁效应，从而降低因瓦合金的热膨胀效应，因此因瓦合金的热膨胀得到了显著降低。此外，较大变形量下尽管能增加因瓦合金抗拉强度，但也显著升高热膨胀系数。

Claims

1.一种高强度低膨胀系数的因瓦合金，其特征在于，按重量百分比包含以下化学成分：C：0.20～0.25％；Si：≤0.5％；Mn：≤0.5％；P：≤0.02％；S：≤0.02％；V：0.90～1.00％；Cu：0.25～0.35％Ni：35.5～37.5％；余量为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的高强度低膨胀系数的因瓦合金，其特征在于，所述V/C的重量比为3.8～5。

3.根据权利要求1所述的高强度低膨胀系数的因瓦合金，其特征在于，所述高强度低膨胀系数的因瓦合金的抗拉强度≥1300MPa。

4.根据权利要求1所述的高强度低膨胀系数的因瓦合金，其特征在于，所述高强度低膨胀系数的因瓦合金在20℃-230℃平均热膨胀系数≤1.5×10^-6。

5.一种权利要求1所述高强度低膨胀系数的因瓦合金的制备方法，包括熔炼、电渣重熔、高温锻造、热轧和冷拔，其特征在于，控制所述冷拔后的累积变形量为65～75％。

6.根据权利要求4所述高强度低膨胀系数的因瓦合金的制备方法，其特征在于，所述电渣重熔使用渣系为CaF₂-AlO-CaO-MgO四元渣系。

7.根据权利要求4所述高强度低膨胀系数的因瓦合金的制备方法，其特征在于，高温锻造时，初锻温度为1050～1120℃。

8.根据权利要求4所述高强度低膨胀系数的因瓦合金的制备方法，其特征在于，高温锻造时，终锻温度850-1000℃。

9.根据权利要求4所述高强度低膨胀系数的因瓦合金的制备方法，其特征在于，热轧时，初轧温度为1020～1060℃。

10.根据权利要求4所述高强度低膨胀系数的因瓦合金的制备方法，其特征在于，热轧时，终轧温度850-950℃。