本發明屬高溫用合金鋼領域，涉及一種具有良好抗玻璃腐蝕性能，具體涉及一種鐵鎳基高溫合金，在1000℃以上具備高強度，適用于高性能離心器。

背景技術：

玻璃棉具有低密度、低傳熱系數、耐腐蝕、耐高溫、化學穩定性好等優良特性而在生產生活各行業中獲得廣泛應用。采用離心噴吹法生產玻璃棉具有高效率、低能耗等特點，因而目前已成為生產玻璃棉的主流工藝。該工藝將諸如玻璃之類的礦物熔料穿過可高速旋轉的成型室(離心器)孔壁產生纖絲，由于旋轉離心器的離心作用使纖絲穿過壁上的成纖孔噴射出去，最終形成玻璃纖維。

作為離心噴吹法生產玻璃棉及其制品的設備關鍵部件，離心器所選用材料設計服役溫度往往在1000℃以上，并且長期受到熔融態玻璃腐蝕。此外，離心器在高溫下以1900～2400rpm/min的轉速長時間工作。因此，對于所選材料的高溫性能提出了極高的要求。制造這種離心器的理想材料是鉑和鉑銠合金，但高昂的原材料成本使其難以獲得廣泛應用。表面鑲嵌鉑銠合金雖然也可以滿足性能要求，但其成本仍然過于高昂，且加工制作工藝復雜。因此，目前國內外主要采用鎳基(荷蘭專利NL141-246、美國專利US5460664A、中國專利CN85105271A，CN101397621A，CN101603152B等)或鈷基(比利時專利Brevet901647、日本專利No.60-52545、中國專利CN88102822A等)高溫合金作為離心器備選材料。這些合金普遍具有較高的碳元素含量(普遍在0.25-0.75％之間)，通過在合金晶界形成較高體積分數的碳化鉻以使合金獲得較好的高溫強度性能，同時抑制奧氏體晶粒在服役期間的快速長大。

進一步提高碳含量有助于提高合金的高溫強度，但同時卻會對合金的抗氧化與玻璃腐蝕性能帶來不利影響。向合金中加入Al元素可以促使合金表面形成完整致密的氧化鋁，從而使材料獲得優異的抗氧化腐蝕能力。然而，過高的Al含量會造成合金在熔煉制備過程中產生晶界氧脆等問題。另一方面，作為合金主要強化相的碳化鉻在高溫高應力條件下并不穩定，具有較快的粗化長大傾向，從而導致合金性能隨服役時間的延長而迅速降低。碳化鈮與碳化鉻相比具有更加優異的高溫穩定性，在高溫長期熱暴露條件下粗化長大速率較低。采用碳化鈮部分替代碳化鉻，并獲得兩種碳化物交替分布的組織，可以使合金獲得良好的高溫持久性能。但是鈮元素的加入會導致原料成本急劇增加，因此在改善和金性能的同時需要對其加入配比進行合理控制。

技術實現要素：

本發明的目的在于克服上述現有技術的缺點，提供一種鐵鎳基高溫合金，該合金具備良好的組織穩定性，在1000℃以上具有良好的組織與性能穩定性，并且兼具優良抗玻璃腐蝕能力的高溫合金，并且成本低。

為達到上述目的，本發明的技術方案為：

一種鐵鎳基高溫合金，該合金成分中各元素質量百分比滿足：C：0.7～1.0％，Cr：24～30％，Ni：48～55％，Co：0.5～3.5％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Nb：0.5～2.5％，Mo：≤2.5％，W：5～10％，Ti：0.1～1.2％，Al：0.1～3.5％，余量為Fe。

本發明進一步的改進在于，合金鑄態組織由柱狀奧氏體晶粒及其晶界處交替分布的(Nb,Ti)C與Cr₂₃C₆兩種碳化物組成。

本發明進一步的改進在于，奧氏體柱狀晶平均晶粒間距不大于120微米，二次枝晶臂間距15-30微米；晶界碳化物體積分數不低于20％，其中Cr₂₃C₆所占全部碳化物體積百分比不高于50％。

本發明進一步的改進在于，該合金中Al、Ti質量百分比含量滿足下列關系：Al+Ti≤3.5％。

本發明進一步的改進在于，合金中Al含量高于2.0％時，需在1200-1250℃進行1-3小時的固溶處理，確保合金中初生NiAl相體積分數不超過3.0％。

本發明進一步的改進在于，該合金中Nb、Ti質量百分含量應滿足下列關系：Nb/Ti≥1；Nb+Ti≤2.5％。

本發明進一步的改進在于，該合金中Ti元素主要以固溶的形式存在于MC型碳化物中，少量以TiC的方式存在于NbC核心位置，其尺寸最大不超過2微米。

本發明進一步的改進在于，該合金在1000℃及1100℃時壓縮屈服強度分別高于100MPa及60MPa，在1050℃/25MPa壓縮蠕變條件下500小時變形量不超過1.5％，在1050℃/35MPa壓縮蠕變條件下180小時變形量不超過5.0％，合金在1050℃時氧化速率低于2.0×10^-11g²cm^-4s^-1，在1050℃玻璃腐蝕條件下腐蝕速率低于1cm/年。

按本發明所述方法制備的本發明和現有技術相比所具有的有益效果在于：

1.通過少量添加Al元素，使合金在不影響力學性能的前提下獲得優異的抗腐蝕性能；在此基礎上調整Ti、Nb、C元素含量及其配比，在確保合金具備高強度的基礎上具備良好的組織穩定性。最終得到一種在1000℃以上具有良好的組織與性能穩定性，并且兼具優良抗玻璃腐蝕能力的高溫合金，并且成本低。

2.本發明制備離心器材料中兩種MC型及M23C6型兩種碳化物交替分布，且MC具有更加優異的高溫穩定性，同時可抑制M23C6型碳化物的粗化合并，對材料組織與性能穩定性具有良好的改善效果；

3.本發明所述合金中合理的Al含量在不影響力學性能的前提下有效改善合金的抗氧化、腐蝕性能；

4.在保障合金氧化、腐蝕性能的基礎上優化調整C含量，使合金強度性能獲得進一步提高。

5.本發明的合金在1000℃及1100℃時壓縮屈服強度分別高于100MPa及60MPa，在1050℃/25MPa壓縮蠕變條件下500小時變形量不超過1.5％，在1050℃/35MPa壓縮蠕變條件下180小時變形量不超過5.0％，合金在1050℃時氧化速率低于2.0×10^-11g²cm^-4s^-1，在1050℃玻璃腐蝕條件下腐蝕速率低于1cm/年。本發明所述合金適用于1000℃以上超高溫服役工況，如玻璃纖維工業中的離心器、石化行業中的裂解爐管、電力行業鍋爐燃燒器高溫火焰噴嘴等。

附圖說明

圖1為實施例1合金微觀組織分析。

圖2為實施例2合金中TiC形貌及分布。

圖3為實施例3合金中NiAl相形貌。

圖4為圖3形貌下Al元素的分布情況。

圖5為圖3形貌下Ni元素的分布情況。

具體實施方式

下面結合實施例對本發明作進一步詳細說明。

實施例1

本實施例的鐵鎳基高溫合金，按質量百分比包括：C：0.75％，Cr：28％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：2.0％，W：5.0％，Ti：0.1％，Al：0.2％，余量為Fe。

本實施例的制備方法包括以下步驟：

1)原料配制：成分按質量百分比包括：C：0.75％，Cr：28％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：2.0％，W：5.0％，Ti：0.1％，Al：0.2％，余量為Fe。

2)熔煉步驟：采用中頻真空感應電弧爐將配制的合金熔煉成合金母液，控制母液中P、S雜質元素的質量百分比含量均＜0.03％，真空度達到5×10^-3后開始進行合金熔煉；

實施例2

本實施例的鐵鎳基高溫合金，按質量百分比包括：C：0.9％，Cr：25％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.2％，Si：0.2％，Nb：1.0％，W：5.0％，Ti：1.0％，Al：0.1％，余量為Fe。

本實施例的制備方法包括以下步驟：

1)原料配制：成分按質量百分比包括：C：0.9％，Cr：25％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.2％，Si：0.2％，Nb：1.0％，W：5.0％，Ti：1.0％，Al：0.1％，余量為Fe。

2)熔煉：采用中頻真空感應電弧爐將步驟：配制的合金熔煉成合金母液，控制母液中P、S雜質元素的質量百分比含量均＜0.03％，真空度達到5×10^-3后開始進行合金熔煉；

實施例3

本實施例的鐵鎳基高溫合金，按質量百分比包括：C：0.8％，Cr：28％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：1.5％，W：5.0％，Ti：0.5％，Al：3.0％，余量為Fe。

本實施例的制備方法包括以下步驟：

1)原料配制：成分按質量百分比包括：C：0.8％，Cr：28％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：1.5％，W：5.0％，Ti：0.5％，Al：3.0％，余量為Fe。

2)熔煉：采用中頻真空感應電弧爐將步驟：配制的合金熔煉成合金母液，控制母液中P、S雜質元素的質量百分比含量均＜0.03％，真空度達到5×10^-3后開始進行合金熔煉。

3)熱處理：對合金進行1200℃/1.0h固溶處理：以50℃/min速度由室溫升溫至700℃后，以10℃/min速度升溫至1000℃保溫1.0小時，最后空冷至室溫；

參見表1，對實施例1-3的合金材料力學性能分別進行了測試，可見合金在1000-1100℃范圍內具備了優異的高溫強度性能。測試合金在1000℃及1100℃時壓縮屈服強度分別高于100MPa及60MPa，在1050℃/25MPa壓縮蠕變條件下500小時變形量均不超過1.5％，在1050℃/35MPa壓縮蠕變條件下180小時變形量未超過5.0％。

參見圖1，對實施例1所述合金的微觀組織進行了觀察，合金由奧氏體晶粒及晶界處(Nb，Ti)C及Cr₂₃C₆兩種碳化物組成，且兩種碳化物呈交替分布，其中Cr₂₃C₆體積分數未超過50％。

參見圖2，對實施例2所述合金微觀組織進行觀察，晶界NbC核心處可見尺寸細小的TiC，且其尺寸未超過1微米。

參見圖3、圖4和圖5，對實施例3所述合金微觀組織進行觀察，碳化物與基體界面處存在少量NiAl相，其體積分數未超過2.0％。

表1實施例合金壓縮強度性能測試結果

實施例4

本實施例的鐵鎳基高溫合金，按質量百分比包括：C：1％，Cr：24％，Ni：55％，Co：0.5％，Mn：0.1％，Si：0.1％，Nb：1.2％，Mo：2.5％，W：7％，Ti：1.2％，Al：0.6％，余量為Fe。

實施例5

本實施例的鐵鎳基高溫合金，按質量百分比包括：C：0.7％，Cr：30％，Ni：52％，Co：1％，Mn：0.5％，Nb：1％，Mo：1％，W：8％，Ti：0.8％，Al：0.3％，余量為Fe。

實施例6

本實施例的鐵鎳基高溫合金，按質量百分比包括：C：0.7％，Cr：26％，Ni：50％，Co：2％，Si：0.5％，Nb：1％，Mo：0.5％，W：10％，Ti：0.9％，Al：0.4％，余量為Fe。

合金采用真空電弧熔煉，并可在鑄態下直接使用。

當合金中Al實測含量高于2.0％時，需在1200-1250℃進行1-3小時的固溶處理，確保合金中初生NiAl相體積分數不超過3.0％。

該合金中Ti元素主要以固溶的形式存在于MC型碳化物中，少量以TiC的方式存在于NbC核心位置，其尺寸最大不超過2微米。

合金鑄態組織由柱狀奧氏體晶粒及其晶界處交替分布的(Nb,Ti)C與Cr₂₃C₆兩種碳化物組成。奧氏體柱狀晶平均晶粒間距不大于120微米，二次枝晶臂間距15-30微米；晶界碳化物體積分數不低于20％，其中Cr₂₃C₆所占全部碳化物體積百分比不高于50％。

本發明的合金采用真空熔煉制備，合金鑄態組織由奧氏體及晶界處的MC型碳化物與M23C6型碳化物構成，并在碳化物與基體界面處少量分布NiAl相。該合金可在鑄態或固溶態下使用。