本發(fā)明屬高溫用合金鋼領(lǐng)域，具體涉及一種高強(qiáng)耐磨高溫合金，具有良好耐磨性能，并在1000℃以上具備高強(qiáng)度適用高性能離心器。

背景技術(shù)：

玻璃棉具有低密度、低傳熱系數(shù)、耐腐蝕、耐高溫、化學(xué)穩(wěn)定性好等優(yōu)良特性而在生產(chǎn)生活各行業(yè)中獲得廣泛應(yīng)用。采用離心噴吹法生產(chǎn)玻璃棉具有高效率、低能耗等特點(diǎn)，因而目前已成為生產(chǎn)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(zhuǎn)的成型室(離心器)孔壁產(chǎn)生纖絲，由于旋轉(zhuǎn)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(chǎn)玻璃棉及其制品的設(shè)備關(guān)鍵部件，離心器所選用材料設(shè)計(jì)服役溫度往往在1000℃以上，并且長期受到熔融態(tài)玻璃腐蝕。此外，離心器在高溫下以1900～2400rpm/min的轉(zhuǎn)速長時(shí)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(yīng)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(fù)雜。因此，目前國內(nèi)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(shí)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?jǐn)?shù)的碳化鉻以使合金獲得較好的高溫強(qiáng)度性能，同時(shí)抑制奧氏體晶粒在服役期間的快速長大。

目前，通過合金成分的合理調(diào)整，離心器所選用的鎳鈷基高溫合金已達(dá)到較好的高溫強(qiáng)度及抗腐蝕性能。然而，離心噴吹法所選用工藝要求借助離心力使熔融態(tài)玻璃穿過離心器壁上的成纖孔噴射出去，并最終形成玻璃纖維。這除了對合金高溫強(qiáng)度及抗腐蝕提出較高要求外，還需要合金具備良好的抗腐蝕能力。而目前的鎳基與鈷基高溫合金均為奧氏體基體，其硬度值相對較低，耐磨性較差。因此在使用過程中可以預(yù)見成纖孔尺寸將隨著服役周期的延長而發(fā)生改變，從而對最終成品的玻璃纖維質(zhì)量帶來十分不利的影響。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的在于克服上述現(xiàn)有技術(shù)的缺點(diǎn)，提供一種高強(qiáng)耐磨高溫合金，該合金中兩種NiAl相與Cr相在等軸晶粒內(nèi)部交替分布，替代原先的奧氏體組織，使合金獲得良好的硬度，從而達(dá)到顯著改善合金耐磨性能的效果。

為達(dá)到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案為：

一種高強(qiáng)耐磨高溫合金，合金成分按質(zhì)量百分比滿足如下范圍要求：C：0.1～0.7％，Cr：25～35％，Ni：18～35％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Nb：≤2.0％，Ti：0.5～7.0％，Al：7～15％，余量為Fe；其中，Al與Ti質(zhì)量百分比含量滿足下列關(guān)系：Al/Ti≥2；Al+Ti≤16％。

本發(fā)明進(jìn)一步的改進(jìn)在于，當(dāng)Nb、Ti、C質(zhì)量百分含量滿足[Nb+41/22Ti]/C≤12時(shí)，合金中Cr元素質(zhì)量百分比含量不低于28％。

本發(fā)明進(jìn)一步的改進(jìn)在于，合金鑄態(tài)組織由NiAl相、Cr相及MC型碳化物三相構(gòu)成；其中，NiAl相與Cr相在等軸晶粒內(nèi)部交替分布并呈花瓣?duì)睿⒃趦上鄡?nèi)部均有另一相以細(xì)小的顆粒狀形態(tài)彌散析出；在等軸晶界處NbC呈不連續(xù)態(tài)分布。

本發(fā)明進(jìn)一步的改進(jìn)在于，合金能夠在鑄態(tài)下直接使用，其硬度不低于550HV，在1000℃及1100℃時(shí)壓縮屈服強(qiáng)度分別高于110MPa及70MPa，在1050℃時(shí)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(fā)明和現(xiàn)有技術(shù)相比所具有的有益效果在于：

1.通過添加Al、Ti元素促使合金晶粒內(nèi)部形成NiAl相與Cr相交替分布的兩相結(jié)構(gòu)，替代原有的奧氏體晶粒而使合金獲得較高的硬度。同時(shí)在晶界析出不連續(xù)分布的NbC，達(dá)到強(qiáng)化晶界的效果。此外，合金通過真空冶煉制備，并輔以電渣重熔工藝，獲得純凈致密的合金組織，從而保障合金具備良好的高溫強(qiáng)度性能。

2.本發(fā)明的合金中兩種NiAl相與Cr相在等軸晶粒內(nèi)部交替分布，替代原先的奧氏體組織，使合金獲得良好的硬度，從而達(dá)到顯著改善合金耐磨性能的效果。

3.本發(fā)明所述合金與現(xiàn)有材料相比，合金成分中Ni、Co、W等昂貴金屬元素含量較低，確保合金具備了低廉的原料成本。

4.本發(fā)明所述合金中較高的Al含量確保合金具備極好的高溫抗氧化與抗腐蝕性能。

5.本發(fā)明的合金可在鑄態(tài)下直接使用，其硬度不低于550HV，在1000℃及1100℃時(shí)壓縮屈服強(qiáng)度分別高于110MPa及70MPa，在1050℃時(shí)氧化速率低于2.0×10^-11g²cm^-4s^-1。

6.本發(fā)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(yè)中的離心器、石化行業(yè)中的裂解爐管、電力行業(yè)鍋爐燃燒器高溫火焰噴嘴等。

附圖說明

圖1為實(shí)施例1合金微觀組織分析圖。

圖2為實(shí)施例2合金微觀組織分析圖。

圖3為實(shí)施例3合金微觀組織分析圖。

具體實(shí)施方式

下面結(jié)合實(shí)施例對本發(fā)明作進(jìn)一步詳細(xì)說明。

實(shí)施例1

本實(shí)施例的高強(qiáng)耐磨高溫合金，按質(zhì)量百分比包括：C：0.2％，Cr：28％，Ni：20％，Mn：0.3％，Si：0.1％，Nb：1.5％，Ti：5.0％，Al：10％，余量為Fe。

本實(shí)施例的制備方法包括以下步驟：

1)原料配制：成分按質(zhì)量百分比包括：C：0.2％，Cr：28％，Ni：20％，Mn：0.3％，Si：0.1％，Nb：1.5％，Ti：5.0％，Al：10％，余量為Fe。

2)合金熔煉：采用中頻真空感應(yīng)電弧爐將步驟1)配制的合金熔煉成合金母液，控制母液中P、S雜質(zhì)元素的質(zhì)量百分比含量均＜0.03％，真空度達(dá)到5×10^-3后開始進(jìn)行合金熔煉，并隨后輔以電渣重熔工藝。

實(shí)施例2

本實(shí)施例的高強(qiáng)耐磨高溫合金，按質(zhì)量百分比包括：C：0.7％，Cr：28％，Ni：20％，Mn：0.2％，Si：0.3％，Nb：1.5％，Ti：5.0％，Al：10％，余量為Fe。

本實(shí)施例的制備方法包括以下步驟：

1)原料配制：成分按質(zhì)量百分比包括：C：0.7％，Cr：28％，Ni：20％，Mn：0.2％，Si：0.3％，Nb：1.5％，Ti：5.0％，Al：10％，余量為Fe。

2)合金熔煉：采用中頻真空感應(yīng)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(zhì)元素的質(zhì)量百分比含量均＜0.03％，真空度達(dá)到5×10^-3后開始進(jìn)行合金熔煉，并隨后輔以電渣重熔工藝。

實(shí)施例3

本實(shí)施例的高強(qiáng)耐磨高溫合金，按質(zhì)量百分比包括：C：0.1％，Cr：25％，Ni：32％，Mn：0.4％，Si：0.5％，Nb：2.0％，Ti：0.5％，Al：15％，余量為Fe。

本實(shí)施例的制備方法包括以下步驟：

1)原料配制：成分按質(zhì)量百分比包括：C：0.1％，Cr：25％，Ni：32％，Mn：0.4％，Si：0.5％，Nb：2.0％，Ti：0.5％，Al：15％，余量為Fe。

2)合金熔煉：采用中頻真空感應(yīng)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(zhì)元素的質(zhì)量百分比含量均＜0.03％，真空度達(dá)到5×10^-3后開始進(jìn)行合金熔煉，并隨后輔以電渣重熔工藝。

參見表1，對實(shí)施例1-3的合金材料力學(xué)性能分別進(jìn)行了測試，可見合金在1000-1100℃范圍內(nèi)具備了優(yōu)異的高溫強(qiáng)度性能。測試合金在1000℃及1100℃時(shí)壓縮屈服強(qiáng)度分別高于110MPa及70MPa，合金硬度不低于550HV。

參見圖1，對實(shí)施例1所述合金的微觀組織進(jìn)行了觀察，合金鑄態(tài)組織由NiAl相、Cr相及MC型碳化物三相構(gòu)成。其中，NiAl相與Cr相在等軸晶粒內(nèi)部交替分布并呈花瓣?duì)睿⒃趦上鄡?nèi)部均有另一相以細(xì)小的顆粒狀形態(tài)彌散析出。此外，在等軸晶界處NbC呈不連續(xù)態(tài)分布。

參見圖2，對實(shí)施例2所述合金的微觀組織進(jìn)行了觀察，C元素含量增加后合金鑄態(tài)組織仍由NiAl相、Cr相及MC型碳化物三相構(gòu)成，但晶界碳化物尺寸及體積分?jǐn)?shù)均明顯增加。

參見圖3，對實(shí)施例3所述合金的微觀組織進(jìn)行了觀察，Al元素含量增加而Ti元素下降后，合金中NiAl相與Cr相尺寸均顯著粗化，但仍以兩相交替的形式存在。

表1實(shí)施例合金力學(xué)性能測試結(jié)果

實(shí)施例4

本實(shí)施例的高強(qiáng)耐磨高溫合金，按質(zhì)量百分比包括：C：0.6％，Cr：30％，Ni：35％，Mn：0.5％，Si：0.05％，Nb：1.0％，Ti：5％，Al：10％，余量為Fe。

實(shí)施例5

本實(shí)施例的高強(qiáng)耐磨高溫合金，按質(zhì)量百分比包括：C：0.5％，Cr：35％，Ni：18％，Mn：0.1％，Si：0.4％，Nb：0.5％，Ti：3％，Al：7％，余量為Fe。

實(shí)施例6

本實(shí)施例的高強(qiáng)耐磨高溫合金，按質(zhì)量百分比包括：C：0.4％，Cr：26％，Ni：25％，Mn：0.5％，Si：0.1％，Nb：2％，Ti：4％，Al：8％，余量為Fe。

本發(fā)明中當(dāng)Nb、Ti、C質(zhì)量百分含量不滿足[Nb+41/22Ti]/C≤12時(shí)，合金中Cr元素質(zhì)量百分比滿足25～35％即可。

本發(fā)明的合金可在鑄態(tài)下直接使用，其硬度不低于550HV，在1000℃及1100℃時(shí)壓縮屈服強(qiáng)度分別高于110MPa及70MPa，在1050℃時(shí)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。