CN114990385B - 一种燃气轮机涡轮机匣用高温合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开一种燃气轮机涡轮机匣用高温合金及其制备方法，该燃气轮机涡轮机匣用高温合金包括如下以重量百分比计的成分：C0.04％～0.1％、Cr21％～25％、Al1％～1.8％、Ti2.8％～4％、Co2％～4％、Fe＜1.5％、B＜0.008％、Mn＜0.4％、Si＜0.8％、P＜0.02％、S＜0.015％、Ag＜0.0005％、Bi＜0.0001％、Cu＜0.2％、Pb＜0.002％、Ni为余量。本发明合金是一种锻造、沉淀强化型镍铬抗氧化合金，在高温下具有良好抗蠕变性能和抗氧化性能，该合金满足作为燃气轮机涡轮机匣的要求。

Description

一种燃气轮机涡轮机匣用高温合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及高温合金技术领域，特别涉及一种燃气轮机涡轮机匣用高温合金及其制备方法。
背景技术
微型燃气轮机发电技术有可能掀起“电源小型分散化”的技术革新热潮,从而成为21世纪能源技术的主流。与内燃机发电相比，微型燃气轮机发电在许多方面有明显优越性，具有多台集成扩容、多燃料、低燃料消耗率、低噪音、低排放、低振动、低维修率、可遥控和诊断等优点。同时具有更低的循环寿命成本，其污染物排放低于柴油机，更有利于环境保护。但我国微型燃气轮机整体落后很多，主要零部件的使用寿命与国外相比差距很大，其原因是燃机内关键部位涡轮机匣需要材料在高温、高压、冷热交替、承受高温氧化腐蚀、高速气流的冲刷等苛刻条件工作、需要抵抗高温蠕变和热机械疲劳长期工作，同时空气和燃料中含有硫、钠盐等腐蚀成分对高温部件腐蚀性非常强。
目前，微型燃气轮机机匣常用的是GH4169合金和GH4080A合金，其中GH4169合金的强度性能已经无法满足机匣的需求，GH4169合金主要强化相是γ″相，但γ″相在高温下稳定性变差，尤其650℃以上，γ″相的长大趋势非常明显并逐步与基体脱溶，失去强化效果。GH4080A是Ni-Cr基沉淀强化型变形高温合金，使用温度低于800℃，主要是以加入Al、Ti元素形成γ′相沉淀强化相，随着工作温度和压力的提升，现有的GH4080A力学性能难以满足机匣抗氧化和抗高温蠕变的使用要求。因此，为了达到燃气轮机涡轮机匣对合金性能逐步提高的要求，需要发展新型合金以提高合金的高强性和抗氧化性能。
发明内容
有鉴于此，本发明提供一种燃气轮机涡轮机匣用高温合金及其制备方法，主要目的在于改进合金的高温力学性能和抗氧化性能，以提高合金的耐热温度，从使其达到作为燃气轮机涡轮机匣的要求。
为实现达到上述目的，本发明采用如下技术方案：
本发明提供一种燃气轮机涡轮机匣用高温合金，其特征在于，包括：其包括以重量百分比计如下成分：C 0.04％～0.1％、Cr21％～25％、Al 1％～1.8％、Ti 2.8％～4％、Co2％～4％、Fe＜1.5％、B＜0.008％、Mn＜0.4％、Si＜0.8％、P＜0.02％、S＜0.015％、Ag＜0.0005％、Bi＜0.0001％、Cu＜0.2％、Pb＜0.002％、Ni为余量。燃气轮机涡轮机匣用高温合金为镍铬沉淀强化型变形高温合金，合金中强化相γ′相的含量为20％～30％；合金中的析出相包括碳化物；碳化物包括MC型、M7C3型、M23C6型，以及独立成核生成晶界碳化物。
优选地，上述成分中Ti和Al的重量百分含量之和为4.10％～5.80％。
优选地，上述成分中C的重量百分含量为0.075％～0.085％。
优选地，上述成分中Cr的重量百分含量为21.0％～23.0％。
优选地，本发明提供的燃气轮机涡轮机匣用高温合金包括以重量百分比计如下成分：C 0.070～0.085％、Cr 21.0～23.0％、Al 1.00～1.80％、Ti 3.1～4.0％、Co＜3.0％、Fe＜1％、B＜0.008％、Mn＜0.4％、Si＜0.8％、P＜0.02％、S＜0.015％、Ag＜0.0005％、Bi＜0.0001％、Cu＜0.2％、Pb＜0.002％、Ni为余量。
进一步地，在本发明提供的燃气轮机涡轮机匣用高温合金中，还具有这样的特征：其合金成分中还可以不包含Fe，合金包括以重量百分比计如下成分：C 0.04％～0.1％、Cr21％～25％、Al 1％～1.8％、Ti 2.8％～4％、Co 2％～4％、B0.008％、Mn0.4％、Si0.8％、P0.02％、S0.015％、Ag0.0005％、Bi0.0001％、Cu0.2％、Pb0.002％、Ni为余量。
进一步地，在本发明提供的燃气轮机涡轮机匣用高温合金中，还具有这样的特征：其合金成分中还可以不包含Co，合金包括以重量百分比计如下成分：C 0.04％～0.1％、Cr21％～25％、Al 1％～1.8％、Ti 2.8％～4％、Fe＜1.5％、B＜0.008％、Mn＜0.4％、Si＜0.8％、P＜0.02％、S＜0.015％、Ag＜0.0005％、Bi＜0.0001％、Cu＜0.2％、Pb＜0.002％、Ni为余量。
进一步地，在本发明提供的燃气轮机涡轮机匣用高温合金中，还具有这样的特征：其合金成分中还可以不包含Co且不包含Fe，合金包括以重量百分比计如下成分：C 0.04％～0.1％、Cr 21％～25％、Al 1％～1.8％、Ti 2.8％～4％、B＜0.008％、Mn＜0.4％、Si＜0.8％、P＜0.02％、S＜0.015％、Ag＜0.0005％、Bi＜0.0001％、Cu＜0.2％、Pb＜0.002％、Ni为余量。
本发明还提供上述燃气轮机涡轮机匣用高温合金的制备方法，还具有这样的特征：其特征包括如下步骤：
步骤1，将原料进行真空感应冶炼，浇注成合金铸锭；
步骤2，将合金铸锭在1000℃～1170℃区间进行锻造获得方坯，第一次火锻加热温度为1040℃～1060℃，开锻温度不低于1000℃，停锻温度不低于950℃；
步骤3，将热锻后的方坯在1120℃～1150℃之间热轧，终轧温度不低于930℃。
进一步地，在本发明提供的制备方法中，还具有这样的特征：其中，将合金热轧后，再进行标准热处理；
标准热处理包括：依次进行的固溶处理及时效处理；固溶处理为于1070℃-1090℃保温处理7h-8.5h后，空冷；时效处理为于695℃-705℃保温处理15h-16h后，空冷；
经标准热处理后的燃气轮机涡轮机匣用高温合金中γ′相占比合金的体积分数＞20％；
经标准热处理后的燃气轮机涡轮机匣用高温合金在室温下的屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥1150MPa，硬度≥40HRC；在850℃高温下，屈服强度最高达到520MPa，抗拉强度最高达到600MPa，100h的氧化速率的平均值为0.07g/(m2·h)。
与现有技术相比，本发明的有益效果：
现有技术的GH4080A合金，本发明的变形高温合金设计了特定的成分：C 0.04-0.10％、Cr21.0-25.0％、Al 1.00-1.80％、Ti 2.8-4.0％、Co 2-4％、Fe＜1.50％、B＜0.008％、Mn＜0.40％、Si＜0.80％、P＜0.020％、S＜0.015％、Ag＜0.0005％、Bi＜0.0001％、Cu＜0.20％、Pb＜0.002％、Ni 为余量；上述的Cr、Co元素之间的协同作用，能提升合金的固溶强化效果以及抗氧化性能；同时上述含量的Ti、Al元素之间的协同作用，使变形高温合金的强化相含量为20-30％，尤其优选设置为Ti和Al的重量百分含量之和为4.10-5.80％；上述含量的C、B的协同作用可以生成晶界析出相，强化晶界并提高合金的蠕变持久寿命以及晶界腐蚀性能，而高的Cr元素含量可以提高合金的固溶强化和抗氧化性能、高含量的强化相可以确保合金的使用温度、适中的晶界强化元素含量可以提高合金的蠕变持久性能，因此，本发明提出的变形高温合金及其制备方法能同时确保或提高变形高温合金的高温强度、抗氧化性能和使用温度。
另外，本发明的优选方案中包括以重量百分比计如下成分：C 0.070～0.085％、Cr21.0～23.0％、Al 1.00～1.80％、Ti 3.1～4.0％、Co＜3.0％、Fe＜1％、B＜0.008％、Mn＜0.4％、Si＜0.8％、P＜0.02％、S＜0.015％、Ag＜0.0005％、Bi＜0.0001％、Cu＜0.2％、Pb＜0.002％、Ni为余量。Q其中进一步优化，上述优选方案配方中Bi元素可以不添加，其余元素都需有。优选方案能进一步提高合金的抗氧化性能、提高强化相的体积分数。由该优选方案的制备得到的变形高温合金持久寿命比现有技术GH4080A合金提高30-40％，经标准热处理所得的变形高温合金高温下和室温下其力学性能都有较大提高，并且高温下抗氧化性能进一步提升。因此，该设计成分有优异的强度和寿命，同时保持了较好的塑性。
如上，本发明的变形高温合金及其制备方法，能同时提高变形高温合金的抗氧化性能和使用寿命，该变形高温合金在高温下具有良好的抗蠕变性能和抗氧化性能，从而从而解决了“微型燃气轮机涡轮机零部件的使用寿命与国外相比差距较大”这一现状，本发明的燃气轮机涡轮机匣用高温合金满足燃气轮机涡轮机匣的应用要求。
附图说明
图1是本发明实施例3所制备的燃气轮机涡轮机匣用高温合金经标准热处理后的微观组织照片；
图2是本发明实施例3所制备的燃气轮机涡轮机匣用高温合金经标准热处理后的微观组织照片。
具体实施方式
为了使本发明实现的技术手段、创作特征、达成目的与功效易于明白了解，以下实施例结合附图对本发明的技术方案作具体阐述。
<实施例1>
实施例1提供一种燃气轮机涡轮机匣用高温合金，按重量百分比计，该燃气轮机涡轮机匣用高温合金的化学成分为：C 0.075％、Cr 21.1％、Al 1.4％、Ti 3.1％、Co 2.2％、Fe 0.9％、B 0.005％、Mn 0.1％、Si 0.5％、P 0.006％、S 0.004％、Ag 0.0001％、Cu0.07％、Pb 0.0004％、Ni为余量。
该燃气轮机涡轮机匣用高温合金的制备步骤如下：
1)将合金原料加入到真空感应炉中进行熔炼处理，将熔炼处理后的合金液浇注成化学成分符合上述设计要求、无明显铸造缺陷的合金铸锭(母合金)。
2)将合金铸锭在1170℃区间进行锻造获得方坯，第一次火锻加热温度为1060℃，开锻温度1000℃，停锻温度950℃。
3)将热锻后的方坯在1150℃之间热轧，停轧温度930℃，制备出合金板材。
然后，将合金板材进行标准热处理。
<实施例2>
实施例2提供一种燃气轮机涡轮机匣用高温合金，其中，按重量百分比计，该燃气轮机涡轮机匣用高温合金的化学成分为：C 0.07％、Cr 21.8％、Al 1.4％、Ti 3.5％、Co2.4％、Fe 0.8％、B 0.005％、Mn 0.1％、Si 0.4％、P 0.006％、S 0.004％、Ag 0.0001％、Cu0.07％、Pb 0.0004％、Ni为余量。
其中，该燃气轮机涡轮机匣用高温合金的制备步骤如下：
1)将合金原料加入到真空感应炉中进行熔炼处理，将熔炼处理后的合金液浇注成化学成分符合上述设计要求、无明显铸造缺陷的合金铸锭(母合金)。
2)将合金铸锭在1170℃区间进行锻造获得方坯，第一次火锻加热温度为1060℃，开锻温度1000℃，停锻温度950℃。
3)将热锻后的方坯在1130℃之间热轧，停轧温度930℃，制备出合金板材。
然后，将合金板材进行标准热处理。
<实施例3>
实施例3提供一种燃气轮机涡轮机匣用高温合金，其中，按重量百分比计，该变形高温合金的化学成分为：C 0.08％、Cr 22.5％、Al 1.4％、Ti 4.0％、Co 2.9％、Fe 0.8％、B0.005％、Mn 0.1％、Si 0.4％、P 0.005％、S 0.003％、Ag 0.0001％、Cu 0.08％、Pb0.0004％、Ni为余量。
其中，该变形高温合金的制备步骤如下：
1)将合金原料加入到真空感应炉中进行熔炼处理，将熔炼处理后的合金液浇注成化学成分符合上述设计要求、无明显铸造缺陷的合金铸锭(母合金)。
2)将合金铸锭在1150℃区间进行锻造获得锻件，第一次火锻加热温度为1050℃，开锻温度1000℃，停锻温度950℃。
3)将热锻后的方坯在1120℃之间热轧，停轧温度930℃，制备出合金热轧棒。
然后，将合金热轧棒进行标准热处理。
图1和2为实施例3所制备的变形高温合金标准热处理后在不同放大倍数下的微观组织照片。
<实施例4>
实施例4提供一种燃气轮机涡轮机匣用高温合金，该成分中不含Fe，按重量百分比计，该燃气轮机涡轮机匣用高温合金的化学成分为：C 0.075％、Cr 21.1％、Al 1.4％、Ti3.1％、Co 2.2％、B 0.005％、Mn 0.1％、Si 0.5％、P 0.006％、S 0.004％、Ag 0.0001％、Cu0.07％、Pb 0.0004％、Ni为余量。
该燃气轮机涡轮机匣用高温合金的制备步骤如下：
1)将合金原料加入到真空感应炉中进行熔炼处理，将熔炼处理后的合金液浇注成化学成分符合上述设计要求、无明显铸造缺陷的合金铸锭(母合金)。
2)将合金铸锭在1170℃区间进行锻造获得方坯，第一次火锻加热温度为1060℃，开锻温度1000℃，停锻温度950℃。
3)将热锻后的方坯在1150℃之间热轧，停轧温度930℃，制备出制备出合金热轧棒。
然后，将合金热轧棒进行标准热处理。
<实施例5>
实施例5提供一种燃气轮机涡轮机匣用高温合金，成分中不含Co，按重量百分比计，该燃气轮机涡轮机匣用高温合金的化学成分为：C 0.07％、Cr 21.8％、Al 1.4％、Ti3.5％、Fe 0.8％、B 0.005％、Mn 0.1％、Si 0.4％、P 0.006％、S 0.004％、Ag 0.0001％、Cu0.07％、Pb 0.0004％、Ni为余量。
其中，该燃气轮机涡轮机匣用高温合金的制备步骤如下：
1)将合金原料加入到真空感应炉中进行熔炼处理，将熔炼处理后的合金液浇注成化学成分符合上述设计要求、无明显铸造缺陷的合金铸锭(母合金)。
2)将合金铸锭在1170℃区间进行锻造获得方坯，第一次火锻加热温度为1060℃，开锻温度1000℃，停锻温度950℃。
3)将热锻后的方坯在1130℃之间热轧，停轧温度930℃，制备出制备出合金板材。
然后，将合金板材进行标准热处理。
<实施例6>
实施例6提供一种燃气轮机涡轮机匣用高温合金，成分中不含Co且不含Fe，按重量百分比计，该变形高温合金的化学成分为：C 0.08％、Cr 22.5％、Al 1.4％、Ti 4.0％、B0.005％、Mn 0.1％、Si 0.4％、P 0.005％、S 0.003％、Ag 0.0001％、Cu 0.08％、Pb0.0004％、Ni为余量。
其中，该变形高温合金的制备步骤如下：
1)将合金原料加入到真空感应炉中进行熔炼处理，将熔炼处理后的合金液浇注成化学成分符合上述设计要求、无明显铸造缺陷的合金铸锭(母合金)。
2)将合金铸锭在1150℃区间进行锻造获得锻件，第一次火锻加热温度为1050℃，开锻温度1000℃，停锻温度950℃。
3)将热锻后的方坯在1120℃之间热轧，停轧温度930℃，制备出合金板。
然后，将合金板进行标准热处理。
<对比例>
采用GH4080A合金作为对比合金，其中，按重量百分比计，该合金的化学成分为：C0.03％、Cr 20.1％、Al 1.4％、Ti 2.4％、Co 1.8％、Fe 1.4％、B 0.005％、Mn 0.2％、Si0.4％、P 0.005％、S 0.004％、Ag0.0001％、Cu 0.07％、Pb 0.0004％、Ni为余量。
其中，该对比合金的制备步骤如下：
1)将合金原料加入到真空感应炉中进行熔炼处理，将熔炼处理后的合金液浇注成化学成分符合上述设计要求、无明显铸造缺陷的合金铸锭(母合金)。
2)将合金铸锭在1130℃区间进行锻造获得方坯，第一次火锻加热温度为1040℃，开锻温度1000℃，停锻温度950℃。
3)将热锻后的方坯在1150℃之间热轧，停轧温度930℃，制备出合金板材。
然后，将合金板材进行标准热处理。
<合金的化学成分表及硬度测试>
上述实施例以及对比例的合金化学成分(wt.％)如下表：
表中硬度值为合金标准热处理态(1070-1090℃，8h，AC+695-705℃，16h，AC)的室温硬度。
从上表可以看出：本发明实施例1-6所制备的变形高温合金的γ′相体积分数明显高于对比合金的γ′相体积分数，硬度也明显高于对比例1所制备合金，尤其是实施例3所制备变形高温合金硬的硬度高至45HRC。
<拉伸性能测试>
将上述实施例以及对比例的经标准热处理后合金进行拉伸性能测试，包括室温下以及850℃高温下的拉伸性能测试。该拉伸性能测试采用GB/T228.1和GB/T 228.2进行测试。
1、合金在室温下的拉伸性能如下表：
合金 抗拉强度σb/MPa 屈服强度σp0.2/MPa 延伸率δ5/％
实施例1 1346 987 28
实施例2 1410 1135 24
实施例3 1495 1241 21
实施例4 1305 968 25
实施例5 1350 1075 21
实施例6 1435 1180 18
对比例 1217 790 35
2、合金在850℃高温下的拉伸性能如下表：
从上述两个表格可以看出：实施例1-6所制备的变形高温合金在室温下的抗拉强度和屈服强度与对比合金相比都有较大的提升；实施例1-6所制备的变形高温合金在850℃下的抗拉强度和屈服强度与对比合金相比都有较大的提升。尤其是实施例3所制备的变形高温合金，其力学性能相比对比合金GH4080A提升最大。
<抗氧化性能测试>
将上述实施例以及对比例的经标准热处理后合金进行850℃高温的抗氧化性能测试。下表用氧化速率来表示抗氧化性能测试。该抗氧化速率的测试方式为：试验方法按照GB/T 12967.5-2013标准进行，即合金在空气介质中，不同温度试验100h的氧化速率见下表。
从上述表格可以看出：实施例1-6所制备的变形高温合金在高温下的氧化速率都低于对比例，实施例1-6在850℃下氧化速率的平均值为0.07g/(m2·h)，说明本发明的变形高温合金较之对比合金在高温下抗氧化性能更优。
<寿命测试试验>
将上述实施例1-3以及对比例的经标准热处理后合金进行寿命测试。试验方法是按GB/T2039-2012金属材料单轴拉伸蠕变试验方法
寿命测试结果：由实施例1-3的制备得到的变形高温合金持久寿命比现有技术GH4080A合金提高30％-40％。
以上仅是本发明的较佳实施例而已，并非对本发明作任何形式上的限制，依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与修饰，均仍属于本发明技术方案的范围内。

Claims (5)

1.一种燃气轮机涡轮机匣用高温合金，其特征在于：其包括以重量百分比计如下成分：C 0.04～0.10％、Cr 21.0～25.0％、Al 1.00～1.80％、Ti 2.8～4.0％、Co 2～4％、Fe1.50％、B 0.008％、Mn 0.40％、Si 0.80％、P 0.020％、S 0.015％、Ag 0.0005％、Bi0.0001％、Cu 0.20％、Pb 0.002％、Ni为余量；
该燃气轮机涡轮机匣用高温合金通过如下步骤制备得到：
步骤1，将原料进行真空感应冶炼，浇注成合金铸锭；
步骤2，将合金铸锭在1000℃～1170℃区间进行锻造获得方坯，第一次火锻加热温度为1040℃～1060℃，开锻温度不低于1000℃，停锻温度不低于950℃；
步骤3，将热锻后的方坯在1120℃～1150℃之间热轧，终轧温度不低于930℃；
将合金热轧后，再进行标准热处理，经标准热处理后的燃气轮机涡轮机匣用高温合金中γ′相占比合金的体积分数＞20％。
2.如权利要求1所述的燃气轮机涡轮机匣用高温合金，其特征在于：
其中，Ti和Al的重量百分含量之和为4.10％～5.80％。
3.如权利要求1或2所述的燃气轮机涡轮机匣用高温合金，其特征在于：
其中，C的重量百分含量为0.075～0.085％。
4.如权利要求1～3中任意一项所述的燃气轮机涡轮机匣用高温合金，其特征在于：
其中，Cr的重量百分含量为21.0～23.0％。
5.如权利要求1所述的燃气轮机涡轮机匣用高温合金，其特征在于：
其中，所述标准热处理包括：依次进行的固溶处理及时效处理；
固溶处理及时效处理；固溶处理为于1070℃-1090℃保温处理7h-8.5h后，空冷；
时效处理为于695℃-705℃保温处理15h-16h后，空冷；
经标准热处理后的燃气轮机涡轮机匣用高温合金在室温下的屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥1150MPa，硬度≥40HRC；在850℃高温下，屈服强度最高达到520MPa，抗拉强度最高达到600MPa，100h的氧化速率的平均值为0.07g/(m2·h)。
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