一種冷軋態(tài)鎳鐵基高溫合金晶界強(qiáng)化的熱處理工藝的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明公開了一種冷軋態(tài)鎳鐵基高溫合金晶界強(qiáng)化的熱處理工藝,包括以下三個(gè)步驟:1)在0.84~0.87Tm(Tm為合金材料的熱力學(xué)熔點(diǎn)溫度)進(jìn)行固溶處理0.75~1.5小時(shí),然后將鎳鐵基高溫合金試樣出爐,進(jìn)行空冷至室溫;2)在M23C6型碳化物固溶溫度以下30~60℃保溫1~2小時(shí),然后將鎳鐵基高溫合金試樣出爐,進(jìn)行空冷至室溫;3)在γ'相固溶溫度以下150~200℃保溫8~20小時(shí),然后將鎳鐵基高溫合金試樣出爐,進(jìn)行空冷至室溫。通過(guò)本發(fā)明熱處理工藝獲得的鎳鐵基高溫合金在晶界連續(xù)、均勻分布有M23C6型碳化物,在晶內(nèi)均勻分布有強(qiáng)化相γ′,且合金在高溫條件下持久性能好,顯微硬度較高,具有較高的抗拉強(qiáng)度。
【專利說(shuō)明】一種冷軋態(tài)鎳鐵基高溫合金晶界強(qiáng)化的熱處理工藝 【【技術(shù)領(lǐng)域】】
[0001] 本發(fā)明屬于電站高溫合金材料領(lǐng)域,具體為一種具有y/y'雙相組織的冷軋態(tài) 鎳鐵基高溫合金晶界強(qiáng)化的熱處理工藝。 【【背景技術(shù)】】
[0002] 隨著電力技術(shù)的發(fā)展,發(fā)展700°C超超臨界燃煤發(fā)電技術(shù),對(duì)我國(guó)節(jié)約能源、降低 污染物和二氧化碳排放具有十分重要的戰(zhàn)略意義和實(shí)際應(yīng)用價(jià)值。電站蒸汽參數(shù)從600°C 超(超)臨界和亞臨界提高到700°C超超臨界水平(700°C/35MPa),就要求關(guān)鍵部件選用的 金屬材料的性能要適應(yīng)鍋爐內(nèi)部更加惡劣的服役環(huán)境。傳統(tǒng)耐熱鋼已不能滿足使用要求, 而鎳鐵基高溫合金相對(duì)于鎳基高溫合金具有更好的經(jīng)濟(jì)性和加工性,具有較好的開發(fā)和應(yīng) 用前景。對(duì)于服役時(shí)間在十幾萬(wàn)小時(shí)甚至更長(zhǎng)的電站關(guān)鍵高溫部件(如管道、汽輪機(jī)葉片 等)材料,其高溫持久強(qiáng)度是一項(xiàng)重要衡量指標(biāo),即要求材料在服役溫度下10萬(wàn)小時(shí)的持 久強(qiáng)度不低于l〇〇MPa。
[0003] 鎳鐵基高溫合金的基體為奧氏體Y相,晶內(nèi)主要的沉淀強(qiáng)化相有,(Ni3(Ti、 A1))和Y〃(Ni3Nb)相兩類,晶界主要分布少量碳化物、硼化物、Laves相(如Fe2Nb)和δ 相等,其中M23C6型碳化物是鎳鐵基高溫合金晶界最重要的強(qiáng)化相。在高溫下,晶界處是合 金組織的薄弱環(huán)節(jié),若晶界強(qiáng)度較低,合金在長(zhǎng)期持久應(yīng)力作用下易發(fā)生沿晶斷裂,嚴(yán)重影 響合金材料的高溫持久強(qiáng)度。因此,為獲得較高的持久強(qiáng)度,必須通過(guò)不同的熱處理工藝調(diào) 整合金在冷軋后的晶粒度大小和晶界析出相的種類和分布,以提高晶界的高溫強(qiáng)度和蠕變 抗力。 【
【發(fā)明內(nèi)容】
】
[0004] 本發(fā)明的目的在于提供一種冷軋態(tài)鎳鐵基高溫合金晶界強(qiáng)化的熱處理工藝,提高 鎳鐵基高溫合金的高溫持久強(qiáng)度。
[0005] 為達(dá)到上述目的,本發(fā)明采用的技術(shù)方案是:
[0006] -種冷軋態(tài)鎳鐵基高溫合金晶界強(qiáng)化的熱處理工藝,包括如下步驟:
[0007] 1)按質(zhì)量分?jǐn)?shù)取以下成分范圍內(nèi)的鎳鐵基高溫合金冷軋板材,具體成分為:Cr元 素含量20. 0?25. 0% ;Fe元素含量20. 0?30. 0% ;Mn元素含量0. 4?1. 0% ;Si元素含 量0· 05?0· 2% ;Nb元素含量0· 4?1. 0% ;W元素含量0· 4?2. 0% ;Mo元素含量0· 1? 0· 5% ;A1元素含量1. 1?2. 0% ;Ti元素含量1. 2?2. 0% ;C元素含量0· 01?0· 05% ;B 元素含量〇· 001?〇· 005% ;Zr元素含量0· 01?0· 05% ;V元素含量0· 1?1. 0% ;N元素 含量0. 01?0. 03% ;其余為Ni元素含量;
[0008] 2)第一步進(jìn)行高溫固溶處理:在0. 84?0. 87Tm下進(jìn)行固溶處理0. 75?1. 5小 時(shí),然后將鎳鐵基高溫合金試樣出爐,進(jìn)行出爐空冷至室溫;
[0009] 3)第二步進(jìn)行高溫時(shí)效處理:在M23C6型碳化物固溶溫度以下30?60°C保溫1? 2小時(shí),然后將鎳鐵基高溫合金試樣出爐,進(jìn)行空冷至室溫;
[0010] 4)第三步進(jìn)行低溫時(shí)效處理:在γ '相固溶溫度以下150?200°C保溫8?20小 時(shí),然后將鎳鐵基高溫合金試樣出爐,進(jìn)行空冷至室溫,得到晶界強(qiáng)化的鎳鐵基高溫合金。 [0011] 本發(fā)明進(jìn)一步改進(jìn)在于,所獲得的鎳鐵基高溫合金的平均晶粒度不大于120微 米。
[0012] 本發(fā)明進(jìn)一步改進(jìn)在于,所獲得的鎳鐵基高溫合金的強(qiáng)化相Y'(Ni3(Al,Ti))平 均尺寸不大于60納米,最大尺寸不超過(guò)80納米;M 23C6型碳化物在晶界連續(xù)、均勻分布。
[0013] 本發(fā)明進(jìn)一步改進(jìn)在于,所獲得的鎳鐵基高溫合金的顯微硬度達(dá)到300HV以上。
[0014] 與現(xiàn)有技術(shù)相比,本發(fā)明針對(duì)該成分范圍內(nèi)700°C超超臨界電站用Y/Y'雙相鎳 鐵基高溫合金,通過(guò)對(duì)該類合金冷軋后進(jìn)行三個(gè)階段的熱處理,以對(duì)合金晶界進(jìn)行強(qiáng)化,提 高合金的高溫持久強(qiáng)度。
[0015] 冷軋后的鎳鐵基高溫合金的組織為加工硬化的奧氏體基體帶狀組織,具有明顯的 取向性。固溶處理的過(guò)程中首先是讓加工硬化的的組織發(fā)生再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大;同時(shí)使 相全部固溶到Υ基體中。固溶處理溫度不宜太高或時(shí)間不宜太長(zhǎng),否則會(huì)導(dǎo)致奧氏體 再結(jié)晶后晶粒過(guò)于粗大,晶界氧化嚴(yán)重。本發(fā)明限定的固溶處理溫度為〇. 84?0. 87Tm(Tm 為合金材料的熱力學(xué)熔點(diǎn)溫度)進(jìn)行固溶處理〇. 75?1. 5小時(shí),既可使合金冷軋后充分再 結(jié)晶、控制晶粒度大小,同時(shí)也使相充分固溶在基體中。
[0016] 在高溫條件下,合金晶界處相對(duì)晶內(nèi)為薄弱的環(huán)節(jié),為提高合金的高溫持久強(qiáng)度, 必須防止合金從晶界處萌生裂紋導(dǎo)致沿晶斷裂。在晶界上析出M 23C6型碳化物及微量的硼 化物可以強(qiáng)化晶界的高溫強(qiáng)度,但碳化物在晶界上不同的分布形貌對(duì)性能的影響很大。本 發(fā)明通過(guò)控制時(shí)效處理溫度和時(shí)間來(lái)控制%不 6型碳化物在晶界的析出量和分布形貌,提出 該類鎳鐵基高溫合金固溶處理后的時(shí)效工藝為在M23C 6型碳化物固溶溫度以下30?60°C保 溫0. 75?1. 5小時(shí),可使碳化物(及微量硼化物)連續(xù)、均勻地分布在晶界,從而強(qiáng)化晶界 以提商持久性能。
[0017] 相析出強(qiáng)化是高溫合金晶內(nèi)主要的強(qiáng)化方式,相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)與合 金性能密切相關(guān),亦由時(shí)效處理時(shí)的溫度和時(shí)間決定。時(shí)效溫度太高或者時(shí)間太長(zhǎng)會(huì)導(dǎo)致 相尺寸粗大,合金的性能劣化;時(shí)效后采取空冷的冷卻方式可以獲得尺寸較小的 相。本發(fā)明低溫時(shí)效工藝為在,相固溶溫度以下150?200°C保溫8?20小時(shí),然后空 冷至室溫。
[0018] 本發(fā)明的技術(shù)優(yōu)勢(shì)在于獲得的合金組織晶粒尺寸相對(duì)較大;晶界連續(xù)、均勻分布 的M23c 6型碳化物在高溫時(shí)對(duì)晶界的強(qiáng)化作用好,能顯著提高合金的顯微硬度、抗拉強(qiáng)度和 持久強(qiáng)度。 【【專利附圖】
【附圖說(shuō)明】】
[0019] 圖1為本發(fā)明冷軋態(tài)鎳鐵基高溫合金材料熱處理工藝示意圖;
[0020] 圖2為本發(fā)明得到的鎳鐵基高溫合金的宏觀組織形貌圖;
[0021] 圖3為本發(fā)明得到的鎳鐵基高溫合金的強(qiáng)化相Y '組織形貌圖;
[0022] 圖4為晶界析出的M23C6型碳化物組織形貌圖。 【【具體實(shí)施方式】】
[0023] 下面結(jié)合附圖和【具體實(shí)施方式】對(duì)本發(fā)明作進(jìn)一步的說(shuō)明。
[0024] 實(shí)施例1 :
[0025] 參見圖1,取
【發(fā)明內(nèi)容】
中成分范圍內(nèi)的一種鎳鐵基高溫合金,該合金熔點(diǎn)溫度為 1400°C (1673K),γ'相的固溶溫度為934°〇,1123(:6型碳化物的固溶溫度為855°C。將該成 分鎳鐵基高溫合金板材在室溫下從20mm軋制到10mm,然后進(jìn)行第一步固溶處理,將合金樣 品在1150°C保溫時(shí)間為1小時(shí)后出爐空冷至室溫;第二步進(jìn)行高溫時(shí)效處理,將合金樣品 在820°C保溫1小時(shí)后空冷至室溫;第三步進(jìn)行低溫時(shí)效處理,將合金樣品在780°C保溫16 小時(shí)后空冷至室溫。熱處理后的合金組織晶粒度113微米,γ'相平均尺寸為55納米,晶 界連續(xù)、均勻分布著碳化物(見圖2和圖3),顯微硬度為302HV。
[0026] 實(shí)施例2 :
[0027] 參見圖1,取
【發(fā)明內(nèi)容】
中成分范圍內(nèi)的一種鎳鐵基高溫合金,該合金熔點(diǎn)溫度為 1392°C (1665K),γ'相的固溶溫度為956°〇,1123(:6型碳化物的固溶溫度為839°C。將該成 分鎳鐵基高溫合金板材在室溫下從20mm軋制到10mm,然后進(jìn)行第一步固溶處理,將合金樣 品在1150°C保溫時(shí)間為0. 75小時(shí)后出爐空冷至室溫;第二步進(jìn)行高溫時(shí)效處理,將合金樣 品在810°C保溫1小時(shí)后空冷至室溫;第三步進(jìn)行低溫時(shí)效處理,將合金樣品在770°C保溫 12小時(shí)后空冷至室溫。熱處理后的合金組織晶粒度120微米,γ'相平均尺寸為60納米, 晶界連續(xù)、均勻分布著碳化物(見圖2和圖3),顯微硬度為306HV。
[0028] 由圖4可以看出,經(jīng)過(guò)本發(fā)明處理后,1123(:6型碳化物在晶界處連續(xù)、均勻分布,填 充整個(gè)晶界;而未經(jīng)該方法得到的晶界析出物量少、不連續(xù),且在晶界上發(fā)生偏聚、長(zhǎng)大,不 能均勻地填充滿整個(gè)晶界,在晶界上沒有析出物的位置從而成為了材料的薄軟環(huán)節(jié)。
【權(quán)利要求】
1. 一種冷軋態(tài)鎳鐵基高溫合金晶界強(qiáng)化的熱處理工藝,其特征在于,包括如下步驟: 1) 按質(zhì)量分?jǐn)?shù)取以下成分范圍內(nèi)的鎳鐵基高溫合金冷軋板材,具體成分為:Cr元素 含量20. 0?25. 0% ;Fe元素含量20. 0?30. 0% ;Mn元素含量0. 4?1. 0% ;Si元素含 量0· 05?0· 2% ;Nb元素含量0· 4?1. 0% ;W元素含量0· 4?2. 0% ;Mo元素含量0· 1? 0· 5% ;A1元素含量1. 1?2. 0% ;Ti元素含量1. 2?2. 0% ;C元素含量0· 01?0· 05% ;B 元素含量〇. 001?〇. 005% ;Zr元素含量0. 01?0. 05% ;V元素含量0. 1?1. 0% ;N元素 含量0. 01?0. 03% ;其余為Ni元素含量; 2) 第一步進(jìn)行高溫固溶處理:在0. 84?0. 87Tm下進(jìn)行固溶處理0. 75?1. 5小時(shí),然 后將鎳鐵基高溫合金試樣出爐,進(jìn)行空冷至室溫; 3) 第二步進(jìn)行高溫時(shí)效處理:在M23C6型碳化物固溶溫度以下30?60°C保溫1?2小 時(shí),然后將鎳鐵基高溫合金試樣出爐,進(jìn)行空冷至室溫; 4) 第三步進(jìn)行低溫時(shí)效處理:在Y '相固溶溫度以下150?200°C保溫8?20小時(shí), 然后將鎳鐵基高溫合金試樣出爐,進(jìn)行空冷至室溫,得到晶界強(qiáng)化的鎳鐵基高溫合金。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的冷軋態(tài)鎳鐵基高溫合金晶界強(qiáng)化的熱處理工藝,其特征在 于:所獲得的鎳鐵基高溫合金的平均晶粒度不大于120微米。
3. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的冷軋態(tài)鎳鐵基高溫合金晶界強(qiáng)化的熱處理工藝,其特征在 于:所獲得的鎳鐵基高溫合金的強(qiáng)化相平均尺寸不大于60納米,最大尺寸不超過(guò)80 納米;M 23C6型碳化物在晶界連續(xù)、均勻分布。
4. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的冷軋態(tài)鎳鐵基高溫合金晶界強(qiáng)化的熱處理工藝,其特征在 于:所獲得的鎳鐵基高溫合金的顯微硬度在300HV以上。
【文檔編號(hào)】C22C30/00GK104152827SQ201410384335
【公開日】2014年11月19日 申請(qǐng)日期:2014年8月6日 優(yōu)先權(quán)日:2014年8月6日
【發(fā)明者】尹宏飛, 谷月峰, 趙新寶, 黨瑩櫻, 魯金濤, 嚴(yán)靖博, 楊珍 申請(qǐng)人:華能國(guó)際電力股份有限公司, 西安熱工研究院有限公司