一种析出强化铁基高温合金及其制备方法

摘要

本发明公开了一种析出强化铁基高温合金及其制备方法，按重量百分比计包括，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。其中，2≥Ti/Al≥1.5，并且当Ni含量未超过30％时Al含量不低于1.4％。合金具备优异的高温持久强度性能，经变形与热处理后晶粒尺寸满足70‑125μm，其在700℃/180MPa、725℃/130MPa与775℃/100MPa下持久寿命均高于3500小时。本发明的铁基高温合金具备优异的持久强度性能，同时材料成本低。

权利要求

1.一种析出强化铁基高温合金，其特征在于，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Ni3Al及晶界碳化物三相；其中，合金在650℃平衡态时Ni3Al相的体积分数不低于15％；

当Ni重量百分比未超过30％时，Al重量百分比不低于1.4％；

当Mo重量百分比超过0.3％时Cr重量百分比不低于17％；

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％。

2.根据权利要求1所述的一种析出强化铁基高温合金，其特征在于，Ti/Al的比值在

1.5‑2.0范围内。

3.根据权利要求1所述的一种析出强化铁基高温合金，其特征在于，合金为全奥氏体组织，晶内Ni3Al强化相均匀弥散分布，晶内Ni3Al强化相体积分数不低于10％，晶界碳化物不连续分布。

4.根据权利要求1所述的一种析出强化铁基高温合金，其特征在于，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。

5.一种如权利要求1所述的析出强化铁基高温合金的制备方法，其特征在于，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。

说明书

一种析出强化铁基高温合金及其制备方法

技术领域

[0001] 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

[0002] 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。

[0003] 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。

[0004] 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。

[0005] 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。

[0006] 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，Ni3Al颗粒弥散强化是高温合金中最有效的强化方
式，并已在镍基高温合金中广泛采用。然而，镍基高温合金成本高昂，不适用于电站锅炉选
材。铁基高温合金虽然具有低廉的成本及良好的加工性能，但Ni3Al相在此类合金中不稳
定，难以在高温服役期间保持较高的体积分数，因而无法达到理想的强化效果。

发明内容

[0007] 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。

[0008] 为实现以上发明目的，本发明采用的技术方案为：

[0009] 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Ni3Al及晶界碳化物三相；其中，合
金在650℃平衡态时Ni3Al相的体积分数不低于15％。

[0010] 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％。

[0011] 本发明进一步的改进在于，Ti/Al的比值在1.5‑2.0范围内。

[0012] 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％。

[0013] 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％。

[0014] 本发明进一步的改进在于，合金为全奥氏体组织，晶内Ni3Al强化相均匀弥散分布，晶内Ni3Al强化相体积分数不低于10％，晶界碳化物不连续分布。

[0015] 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。

[0016] 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。

[0017] 与现有技术相比，本发明具有以下有益的技术效果：

[0018] 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Ni3Al颗粒存在，进而获得
了良好的持久强度性能。同时通过调整碳化物形成元素含量，在兼顾合金抗氧化性能的同
时确保足够的析出相在晶界分布，在强化晶界的基础上进一步改善合金持久性能。合金为
全奥氏体组织，晶内Ni3Al强化相均匀弥散分布，其体积分数不低于15％，同时晶界碳化物
不连续分布。合金具备优异的高温持久强度性能，经变形与热处理后晶粒尺寸满足70‑125μ
m，其在700℃/180MPa、725℃/130MPa与775℃/100MPa下持久寿命均高于3500小时。本发明
的铁基高温合金具备优异的持久强度性能，同时材料成本低，可用于制造700℃及以上超超
临界火电机组的主蒸汽管道、集箱等大口径厚壁管件。

[0019] 进一步的，由于在低Ni含量的高温合金体系中Ni3Al相稳定性较差，为确保获得较高体积分数的Ni3Al相，当Ni重量百分比未超过30％时，Al重量百分比不低于1.4％。同时为
保证析出相具备最佳强化效果并避免合金在长期服役过程中Ni3Ti等有害相的形成，Ti/Al
的比值在1.5‑2.0范围内。

[0020] 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％。

[0021] 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Ni3Al强化
相均匀弥散分布，其体积分数不低于10％，同时晶界碳化物不连续分布。

附图说明

[0022] 图1本发明实施例1制备的铁基高温合金的组织特征。

[0023] 图2本发明实施例1制备的铁基高温合金的晶内Ni3Al相形貌。

具体实施方式

[0024] 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。

[0025] 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％。

[0026] 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。

[0027] Mo+W：≤1.2％，表示Mo与W的质量百分数的和小于等于1.2％。

[0028] 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。

[0029] 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Ni3Al强化相均匀弥散分布，其体积分数不低于15％，同
时晶界碳化物不连续分布。合金具备优异的高温持久强度性能，经变形与热处理后晶粒尺
寸满足70‑125μm，其在700℃/180MPa、725℃/130MPa与775℃/100MPa下持久寿命均高于
3500小时。

[0030] 下面为具体实施例。

[0031] 实施例1

[0032] 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Ni3Al颗粒存在，进而获得良好的持久强度性能。利用真空感应炉对合金
进行熔炼，获得合金按质量百分比包括：Ni：36％，Cr：17％，Mn：1.0％，Si：0.5％，C：0.06％，
Mo：0.8％；W：0.4％，Ti：2.1％；Al：1.4％，余量为Fe。

[0033] 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。

[0034] 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Ni3Al强化相形貌，其在晶内均匀弥散分布，平均直径约10纳米，且其
体积分数不低于10％，同时晶界碳化物不连续分布。表1为实施例1所述合金持久性能测试
结果，可见其在700℃/180MPa、725℃/130MPa与775℃/100MPa下持久寿命均高于3500小时。

[0035] 表1实施例1合金持久强度性能测试结果

[0036]

[0037] 实施例2

[0038] 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。

[0039] 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。

[0040] 实施例3

[0041] 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。

[0042] 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。

[0043] 实施例4

[0044] 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。

[0045] 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。

[0046] 实施例5

[0047] 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。

[0048] 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。