一种析出强化铁基高温合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及高温金属结构材料技术领域，具体为一种析出强化铁基高温合金及其制备方法。

背景技术

燃煤火电机组提供了国内70％以上的电力，但国内火电机组平均发电效率低，能耗高，是二氧化硫、氮化物NOx、二氧化碳及汞的主要排放源。随着环保要求的提高，需要在现有的单位GDP二氧化碳排量基础上大幅的降低和减少。在煤电领域，采用高参数大容量火电机组是实现煤炭的清洁高效利用最直接、经济、有效的措施之一。目前，世界各国家都在积极研发700℃先进超超临界(A-USC)燃煤发电技术。然而，700℃超超临界发电技术对高温材料的挑战很大，国内外均没有成熟的高温材料体系，镍基高温合金尚处于研发和验证阶段。

由于700℃超超临界机组所需的镍基高温合金需要较高的制备技术，且价格昂贵，综合考虑电厂效率、成本、国产化水平和制备能力、机组安全运行和维护等因素，今后的重点发展方向是利用优化或新研发的耐热钢以及高性价比的铁镍基高温合金，将商业化电厂机组参数逐步提高至650℃，其热效率可达50％左右。

高温结构材料是实现先进超超临界发电技术最重要的材料基础，服役环境要求其具有优异的高温强度、韧性、抗蒸汽氧化性能、抗烟气腐蚀性能、组织结构稳定性等。对于650℃超超临界机组而言，其关键高温部件，如末级过热器和再热器、主蒸汽管道、集箱和高温段转子等，已达到或超出奥氏体耐热钢的服役温度上限，必须选择承温能力更高的材料。目前，650℃超超临界机组的关键高温部件材料体系还不成熟，候选材料主要是国外的Sanicro25、Inconel617、HR6W等，国内拥有自主知识产权的650℃超超临界机组关键高温部件用材料基本上是空白。

新型铁镍基高温合金比奥氏体耐热钢的承温能力更高，高温性能良好，且材料成本相比于高等级奥氏体耐热钢(如HR3C)增加有限，综合性价比高，有望应用于650℃超超临界机组的关键高温部件，但是现有技术中还没有成熟的铁镍基高温合金体系能够满足650℃机组的要求。

合金持久性能是电站锅炉选材时最重要的考虑因素，而第二相强化是改善合金持久性能的最有效手段。目前的研究表明，Ni

发明内容

本发明目的在于开发一种析出强化铁基高温合金及其制备方法，并确保其具备优异的高温持久性能。

为实现以上发明目的，本发明采用的技术方案为：

一种析出强化铁基高温合金，按重量百分比计包括以下组分，Ni：25-37％，Cr：15-19％，Co：≤2.0％，Mn：≤1.0％，Si：≤0.5％，C：0.03-0.10％，Mo+W：≤1.2％，Ti+Al：3.0-3.8％，余量为Fe；合金平衡态组织包括奥氏体基体、晶内Ni

本发明进一步的改进在于，当Ni重量百分比未超过30％时，Al重量百分比不低于1.4％。

本发明进一步的改进在于，Ti/Al的比值在1.5-2.0范围内。

本发明进一步的改进在于，当Mo重量百分比超过0.3％时Cr重量百分比不低于17％。

本发明进一步的改进在于，C重量百分比高于0.08％或低于0.04％时，Cr重量百分比均不低于18％。

本发明进一步的改进在于，合金为全奥氏体组织，晶内Ni

本发明进一步的改进在于，合金的晶粒尺寸为70-125μm，合金在700℃和180MPa、725℃和130MPa以及775℃和100MPa下持久寿命均高于3500小时。

本发明进一步的改进在于，采用真空熔炼浇注成型，并在1100-1170℃均匀化30-50小时，然后在1020-1120℃进行热变形，总变形量不低于60％，且最终道次变形量高于25％；最后在1080-1120℃进行0.5-1小时固溶处理并空冷，随后在650-800℃时效8-20小时并水冷。

与现有技术相比，本发明具有以下有益的技术效果：

本发明在电站锅炉主要服役温度参数的基础上合理筛选Ni、Al、Ti元素含量并控制其相对比例，确保了合金在服役期间仍可保证较高体积分数的Ni

进一步的，由于在低Ni含量的高温合金体系中Ni

进一步的，为保证合金良好的抗氧化/腐蚀性能，当Mo含量超过0.3％时Cr含量不低于17％。同时为兼顾较高的碳化物晶界覆盖率及良好的抗晶间腐蚀能力，应满足C含量高于0.08％或低于0.04％时Cr含量均不低于18％。

进一步的，所述合金经热变形后，在1080-1120℃进行0.5-1小时固溶处理并空冷，随后在650-800℃时效8-20小时并水冷，最终获得的合金为全奥氏体组织，晶内Ni

附图说明

图1本发明实施例1制备的铁基高温合金的组织特征。

图2本发明实施例1制备的铁基高温合金的晶内Ni

具体实施方式

下面结合具体的实施例对本发明做进一步的详细说明，所述是对本发明的解释而不是限定。

本发明提供一种具有高强化相体积分数的铁基高温合金，合金成分按质量百分数满足：Ni：25-37％，Cr：15-19％，Co：≤2.0％，Mn：≤1.0％，Si：≤0.5％，C：0.03-0.10％，Mo+W：≤1.2％，Ti+Al：3.0-3.8％，余量为Fe。合金中2≥Ti/Al≥1.5，并且当Ni含量未超过30％时Al含量不低于1.4％。此外，当Mo含量超过0.3％时Cr含量不低于17％，且当C含量高于0.08％或低于0.04％时Cr含量均不低于18％。

本发明中2≥Ti/Al≥1.5，表示，Ti的质量百分数与Al的质量百分数的比值在1.5～2之间。

Mo+W：≤1.2％，表示Mo与W的质量百分数的和小于等于1.2％。

Ti+Al：3.0-3.8％，表示Ti与Al的质量百分数的和在3.0～3.8之间。

合金采用真空熔炼浇注成型，并在1100-1170℃均匀化30-50小时，然后在1020-1120℃进行热变形，总变形量不低于60％，且最终道次变形量高于25％。经热变形后，在1080-1120℃进行0.5-1小时固溶处理并空冷，随后在650-800℃时效8-20小时并水冷，最终获得的合金为全奥氏体组织，晶内Ni

下面为具体实施例。

实施例1

通过合理筛选Ni、Al、Ti元素含量并控制其相对比例，确保合金在服役期间仍可保证较高体积分数的Ni

采用真空熔炼浇注成型，并在1170℃均匀化30小时，然后在1050℃进行热变形，总变形量不低于60％，且最终道次变形量高于25％。变形完成后，在1100℃进行1小时固溶处理并空冷，随后在650℃与750℃分别时效8小时与4小时并水冷。

图1为合金热处理后组织形貌，可见最终获得的合金为全奥氏体组织，平均晶粒尺寸约为76微米。图2为Ni

表1实施例1合金持久强度性能测试结果

实施例2

利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得合金，该合金按质量百分比计，包括：Ni：25％，Cr：19％，Co：1％，Si：0.1％，C：0.03％，Mo：0.5％；W：0.5％，Ti：2.1％；Al：1.4％，余量为Fe。

采用真空熔炼浇注成型，并在1100℃均匀化50小时，然后在1020℃进行热变形，总变形量不低于60％，且最终道次变形量高于25％。变形完成后，在1080℃进行1小时固溶处理并空冷，随后在650℃时效20小时并水冷。

实施例3

利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得合金，该合金按质量百分比计，包括：Ni：37％，Cr：18％，Co：2％，Si：0.2％，C：0.1％，Mo：0.4％；W：0.3％，Ti：2.4％；Al：1.2％，余量为Fe。

采用真空熔炼浇注成型，并在1130℃均匀化45小时，然后在1120℃进行热变形，总变形量不低于60％，且最终道次变形量高于25％。变形完成后，在1090℃进行0.8小时固溶处理并空冷，随后在800℃时效8小时并水冷。

实施例4

利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得合金，该合金按质量百分比计，包括：Ni：30％，Cr：15％，Mn：1％，Si：0.3％，C：0.08％，Mo：0.2％；W：1％，Ti：2.2％；Al：1.4％，余量为Fe。

采用真空熔炼浇注成型，并在1140℃均匀化40小时，然后在1100℃进行热变形，总变形量不低于60％，且最终道次变形量高于25％。变形完成后，在1100℃进行0.5小时固溶处理并空冷，随后在700℃时效15小时并水冷。

实施例5

利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得合金，该合金按质量百分比计，包括：Ni：27％，Cr：18％，Mn：0.5％，C：0.05％，Mo：0.7％；W：0.2％，Ti：2.3％；Al：1.5％，余量为Fe。

采用真空熔炼浇注成型，并在1160℃均匀化35小时，然后在1080℃进行热变形，总变形量不低于60％，且最终道次变形量高于25％。变形完成后，在1120℃进行0.5小时固溶处理并空冷，随后在750℃时效10小时并水冷。