Ni-Cr-Fe合金棒材锻造热处理方法及Ni-Cr-Fe合金棒材转让专利
申请号 : CN202110038400.1
文献号 : CN112877627B
文献日 : 2022-04-26
发明人 : 王岩 , 曾莉 , 李吉东 , 刘浩
申请人 : 山西太钢不锈钢股份有限公司
摘要 :
本发明涉及镍基合金板材制造技术领域，具体涉及一种Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法及Ni‑Cr‑Fe合金棒材。本发明的Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法，包括：(1)第一火次：将Ni‑Cr‑Fe合金铸锭坯料加热至1120‑1140℃，终锻温度≥880℃；(2)第二火次：将第一火次得到的Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料加热至1120‑1170℃，保温25‑45min，终锻温度≥900℃；(3)锻造完毕后水冷。本发明通过二火次锻造Ni‑Cr‑Fe合金棒材，可以克服镍基合金由于具有变形抗力大、热加工温度区间窄、组织难以调控等一系列问题带来的缺陷，从而提高Ni‑Cr‑Fe合金铸锭坯料变形到成品规格的效率。
权利要求 :
1.一种Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法，其特征在于，包括：（1）第一火次：将Ni‑Cr‑Fe合金铸锭坯料加热至1120‑1140℃，终锻温度≥880℃；
（2）第二火次：将第一火次得到的Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料加热至1120‑1170℃，保温25‑
45 min，终锻温度≥900℃；
当所述第一火次锻比≤3.0时，所述Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料的加热温度为1120‑1140℃，保温30‑45 min，终锻温度≥900℃；当所述第一火次锻比＞3.0时，所述Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料的加热温度为1150‑1170℃，保温25‑35 min，终锻温度≥900℃；
（3）锻造完毕后水冷。
2.根据权利要求1所述的Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法，其特征在于，所述Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料的加热温度由第一火次锻比确定。
3.根据权利要求1所述的Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法，其特征在于，按重量百分比计，所述Ni‑Cr‑Fe合金包括C≤0.150%，Si≤0.50%，Mn≤1.00%，P≤0.030%，S≤0.015%，Cr
14.00‑17.00%，Ni≥72.00%，Cu≤0.50%，Fe 6.00%‑10.00%及其它不可避免的杂质。
4.根据权利要求1所述的Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法，其特征在于，所述Ni‑Cr‑Fe合金铸锭坯料通过采用VIM+ESR或者VIM+VAR方法冶炼获得。
5.一种Ni‑Cr‑Fe合金棒材，其特征在于，由权利要求1‑4任一项所述的Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法获得。
6.根据权利要求5所述的Ni‑Cr‑Fe合金棒材，其特征在于，所述Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻坯表面无裂纹缺陷，组织均匀，探伤满足GB/T4162 B级要求。
说明书 :
Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法及Ni‑Cr‑Fe合金棒材
技术领域
[0001] 本发明涉及镍基合金板材制造技术领域，具体涉及一种Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法及Ni‑Cr‑Fe合金棒材。
背景技术
[0002] 镍基合金具有高的室温和高温强度、良好的抗氧化和耐腐蚀性能，广泛应用于石油化工、能源、机械、环保等行业，是经济建设和国防军工不可或缺的一类极其重要的材料。
Ni‑Cr‑Fe系镍基合金由于具有优异的抗腐蚀性能，在石油化工管道广泛应用。合金在管坯
锻造过程中经常出现表面开裂、组织混晶等问题，严重影响后续管材的生产与制造，使管材
的服役时间缩短，因此如何实现管坯的高质量锻造是获得性能优异管材的前提。
Ni‑Cr‑Fe系镍基合金由于具有优异的抗腐蚀性能，在石油化工管道广泛应用。合金在管坯
锻造过程中经常出现表面开裂、组织混晶等问题，严重影响后续管材的生产与制造，使管材
的服役时间缩短，因此如何实现管坯的高质量锻造是获得性能优异管材的前提。
发明内容
[0003] 本发明的目的是针对现有技术的缺陷，提供了一种Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法及Ni‑Cr‑Fe合金棒材。
[0004] 一方面，本发明的Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法，包括：
[0005] (1)第一火次：将Ni‑Cr‑Fe合金铸锭坯料加热至1120‑1140℃，终锻温度≥880℃；
[0006] (2)第二火次：将第一火次得到的Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料加热至1120‑1170℃，保温25‑45min，终锻温度≥900℃；
[0007] (3)锻造完毕后水冷。
[0008] 上述的Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法，所述Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料的加热温度由第一火次锻比确定。
[0009] 上述的Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法，当所述第一火次锻比≤3.0时，所述Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料的加热温度为1120‑1140℃，保温30‑45min，终锻温度≥900℃。
[0010] 上述的Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法，当所述第一火次锻比＞3.0时，所述Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料的加热温度为1150‑1170℃，保温25‑35min，终锻温度≥900℃。
[0011] 上述的Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法，按重量百分比计，所述Ni‑Cr‑Fe合金包括C≤0.150％，Si≤0.50％，Mn≤1.00％，P≤0.030％，S≤0.015％，Cr 14.00‑17.00％，
Ni≥72.00％，Cu≤0.50％，Fe 6.00％‑10.00％及其它不可避免的杂质。
Ni≥72.00％，Cu≤0.50％，Fe 6.00％‑10.00％及其它不可避免的杂质。
[0012] 上述的Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法，所述Ni‑Cr‑Fe合金铸锭坯料通过采用VIM+ESR或者VIM+VAR方法冶炼获得。
[0013] 另一方面，本发明的Ni‑Cr‑Fe合金棒材，由上述的Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法获得。
[0014] 上述的Ni‑Cr‑Fe合金棒材，所述Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻坯表面无裂纹缺陷，组织均匀，探伤满足GB/T4162 B级要求。
[0015] 本发明的技术方案具有如下的有益效果：
[0016] (1)本发明通过二火次锻造Ni‑Cr‑Fe合金棒材，可以克服镍基合金由于具有变形抗力大、热加工温度区间窄、组织难以调控等一系列问题带来的缺陷，从而提高Ni‑Cr‑Fe合
金铸锭坯料变形到成品规格的效率；
金铸锭坯料变形到成品规格的效率；
[0017] (2)本发明的Ni‑Cr‑Fe合金棒材通过特定的锻造热处理方法处理后，锻坯表面无裂纹缺陷，组织均匀，探伤满足GB/T4162 B级要求。
具体实施方式
[0018] 为了充分了解本发明的目的、特征及功效，通过下述具体实施方式，对本发明作详细说明。本发明的工艺方法除下述内容外，其余均采用本领域的常规方法或装置。下述名词
术语除非另有说明，否则均具有本领域技术人员通常理解的含义。
术语除非另有说明，否则均具有本领域技术人员通常理解的含义。
[0019] 具体的，本发明提供了一种Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法，包括：
[0020] (1)第一火次：将Ni‑Cr‑Fe合金铸锭坯料加热至1120‑1140℃，终锻温度≥880℃；
[0021] (2)第二火次：将第一火次得到的Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料加热至1120‑1170℃，保温25‑45min，终锻温度≥900℃；
[0022] (3)锻造完毕后水冷。
[0023] 本发明通过二火次锻造Ni‑Cr‑Fe合金棒材，可以克服镍基合金由于具有变形抗力大、热加工温度区间窄、组织难以调控等一系列问题带来的缺陷，从而提高Ni‑Cr‑Fe合金铸
锭坯料变形到成品规格的效率。
锭坯料变形到成品规格的效率。
[0024] 优选的，在第二火次中，所述Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料的加热温度由第一火次锻比确定。
[0025] 当第一火次锻比≤3.0时，合金组织相对粗大，因此在第二火次加热时，加热温度应适当降低，以免造成加热过程晶粒过分生长粗晶，从而影响产品组织均匀性。当第一火次
锻比＞3.0时，合金组织基本锻透，晶粒相对细小，并且存在一定的形变储能，因此在第二火
次加热时，加热温度应适当升高，可以使锻坯静态再结晶发生的更加完全，组织相对均匀，
从而对后期产品组织均匀性有利。
锻比＞3.0时，合金组织基本锻透，晶粒相对细小，并且存在一定的形变储能，因此在第二火
次加热时，加热温度应适当升高，可以使锻坯静态再结晶发生的更加完全，组织相对均匀，
从而对后期产品组织均匀性有利。
[0026] 其中，锻比＝初始坯料截面积/锻造完毕坯料截面积。
[0027] 在一些优选的实施方式中，当所述第一火次锻比≤3.0时，所述Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料的加热温度为1120‑1140℃，保温30‑45min，终锻温度≥900℃。
[0028] 当第一火次锻比≤3.0时，本发明通过将Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料的加热温度控制在1120‑1140℃，保温30‑45min，终锻温度控制在900℃以上，一方面可以使合金动态再结晶
发生的更加完全，组织均匀，另一方面可以避免终锻温度低造成的表面开裂现象。
发生的更加完全，组织均匀，另一方面可以避免终锻温度低造成的表面开裂现象。
[0029] 经实践证明，在第一火次锻比≤3.0的情况下，当Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料的加热温度小于1120℃时，则坯料组织处于混晶状态，加热温度大于1140℃时，则晶粒过分生长粗
晶，最终产品组织性能不易控制。当保温时长小于30min时，组织调整不充分，处于混晶状
态，保温时长大于45min时，晶粒过分生长粗晶，最终产品组织性能不易控制；终锻温度小于
900℃时，组织容易混晶，并且锻坯表面容易开裂。
晶，最终产品组织性能不易控制。当保温时长小于30min时，组织调整不充分，处于混晶状
态，保温时长大于45min时，晶粒过分生长粗晶，最终产品组织性能不易控制；终锻温度小于
900℃时，组织容易混晶，并且锻坯表面容易开裂。
[0030] 在又一些优选的实施方式中，当所述第一火次锻比＞3.0时，所述Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料的加热温度为1150‑1170℃，保温25‑35min，终锻温度≥900℃。
[0031] 当第一火次锻比＞3.0时，本发明通过将Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料的加热温度控制在1150‑1170℃，保温25‑35min，终锻温度控制在900℃以上，一方面可以使合金动态再结晶
发生的更加完全，组织均匀，另一方面可以避免终锻温度低造成的表面开裂现象。
发生的更加完全，组织均匀，另一方面可以避免终锻温度低造成的表面开裂现象。
[0032] 经实践证明，在第一火次锻比＞3.0的情况下，当Ni‑Cr‑Fe合金中间坯料的加热温度小于1150℃时，锻坯静态再结晶发生不完全，容易混晶，加热温度大于1170℃时，部分晶
粒存在异常生长现象；当保温时长小于25min时，静态再结晶发生不完全，容易混晶，保温时
长大于35min时，晶粒过分生长，产品晶粒度不易控制；终锻温度小于900℃时，锻坯表面容
易开裂。
粒存在异常生长现象；当保温时长小于25min时，静态再结晶发生不完全，容易混晶，保温时
长大于35min时，晶粒过分生长，产品晶粒度不易控制；终锻温度小于900℃时，锻坯表面容
易开裂。
[0033] 其中，所述Ni‑Cr‑Fe合金，按重量百分比计，包括C≤0.150％，Si≤0.50％，Mn≤1.00％，P≤0.030％，S≤0.015％，Cr 14.00‑17.00％，Ni≥72.00％，Cu≤0.50％，Fe
6.00％‑10.00％及其它不可避免的杂质。
6.00％‑10.00％及其它不可避免的杂质。
[0034] 为了保证合金的冶金纯净度及综合质量，所述Ni‑Cr‑Fe合金铸锭坯料通过采用VIM+ESR或者VIM+VAR方法冶炼获得。
[0035] 其中，所述VIM+ESR为真空感应冶炼+电渣重熔，所述VIM+VAR为真空感应冶炼+真空自耗。
[0036] 可选的，采用VIM+ESR或者VIM+VAR方法冶炼Ni‑Cr‑Fe合金铸锭坯料时的工艺参数为本领域现有的，本申请在此不做具体限定。
[0037] 一种Ni‑Cr‑Fe合金棒材，其由上述的Ni‑Cr‑Fe合金棒材锻造热处理方法获得。
[0038] 其中，所述Ni‑Cr‑Fe合金棒材，按重量百分比计，包括C≤0.150％，Si≤0.50％，Mn≤1.00％，P≤0.030％，S≤0.015％，Cr 14.00‑17.00％，Ni≥72.00％，Cu≤0.50％，Fe
6.00％‑10.00％及其它不可避免的杂质。
6.00％‑10.00％及其它不可避免的杂质。
[0039] 本发明的Ni‑Cr‑Fe合金棒材通过特定的锻造热处理方法处理后，锻坯表面无裂纹缺陷，组织均匀，探伤满足GB/T4162 B级要求。
[0040] 实施例
[0041] 下面通过实施例的方式进一步说明本发明，但并不因此将本发明限制在所述的实施例范围之中。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，按照常规方法和条件。
[0042] 其中，各实施例Ni‑Cr‑Fe合金棒材成分含量(％)见下表。
[0043] C Si Mn P S Cr Ni Cu Fe要求 ≤0.150 ≤0.50 ≤1.00 ≤0.030 ≤0.015 14.00‑17.00 ≥72.00 ≤0.50 6.00‑10.00
实施例1 0.05 0.20 0.66 0.004 0.001 15.50 余 0.02 7.80
实施例2 0.047 0.24 0.58 0.003 0.001 15.56 余 0.04 8.20
实施例3 0.052 0.23 0.54 0.004 0.001 15.78 余 0.04 8.90
实施例1 0.05 0.20 0.66 0.004 0.001 15.50 余 0.02 7.80
实施例2 0.047 0.24 0.58 0.003 0.001 15.56 余 0.04 8.20
实施例3 0.052 0.23 0.54 0.004 0.001 15.78 余 0.04 8.90
[0044] 实施例1
[0045] 采用VIM+ESR工艺获得镍基合金铸锭，其实际成分见上表，铸锭初始规格φ600mm。铸锭坯料加热温度1130℃，终锻温度910℃，锻造规格φ400mm，第一火次锻比2.25。锻坯回
炉加热温度1140℃，时间35min，终锻温度920℃，锻造完毕后水冷。经检测，锻坯表面无裂纹
缺陷，组织均匀，探伤满足GB/T4162B级要求。
炉加热温度1140℃，时间35min，终锻温度920℃，锻造完毕后水冷。经检测，锻坯表面无裂纹
缺陷，组织均匀，探伤满足GB/T4162B级要求。
[0046] 实施例2
[0047] 采用VIM+ESR工艺获得镍基合金铸锭，其实际成分见上表，铸锭初始规格φ600mm。铸锭坯料加热温度1120℃，终锻温度900℃，锻造规格φ360mm，第一火次锻比2.78。锻坯回
炉加热温度1130℃，时间35min，终锻温度910℃，锻造完毕后水冷。经检测，锻坯表面无裂纹
缺陷，组织均匀，探伤满足GB/T4162B级要求。
炉加热温度1130℃，时间35min，终锻温度910℃，锻造完毕后水冷。经检测，锻坯表面无裂纹
缺陷，组织均匀，探伤满足GB/T4162B级要求。
[0048] 实施例3
[0049] 采用VIM+ESR工艺获得镍基合金铸锭，其实际成分见上表，铸锭初始规格φ600mm。铸锭坯料加热温度1130℃，终锻温度910℃，锻造规格φ320mm，第一火次锻比3.5。锻坯回炉
加热温度1160℃，时间30min，终锻温度930℃，锻造完毕后水冷。经检测，锻坯表面无裂纹缺
陷，组织均匀，探伤满足GB/T4162B级要求。
加热温度1160℃，时间30min，终锻温度930℃，锻造完毕后水冷。经检测，锻坯表面无裂纹缺
陷，组织均匀，探伤满足GB/T4162B级要求。
[0050] 对比例1
[0051] 采用VIM+ESR工艺获得镍基合金铸锭，其成分与实施例1中的相同，铸锭初始规格φ600mm。铸锭坯料加热温度1130℃，终锻温度910℃，锻造规格φ400mm，第一火次锻比
2.25。锻坯回炉加热温度1110℃，时间35min，终锻温度920℃，锻造完毕后水冷。经检测，锻
坯表面无裂纹缺陷，但是组织存在混晶现象，探伤不能满足GB/T4162 B级要求。
2.25。锻坯回炉加热温度1110℃，时间35min，终锻温度920℃，锻造完毕后水冷。经检测，锻
坯表面无裂纹缺陷，但是组织存在混晶现象，探伤不能满足GB/T4162 B级要求。
[0052] 对比例2
[0053] 采用VIM+ESR工艺获得镍基合金铸锭，其成分与实施例1中的相同，铸锭初始规格φ600mm。铸锭坯料加热温度1120℃，终锻温度900℃，锻造规格φ360mm，第一火次锻比
2.78。锻坯回炉加热温度1130℃，时间55min，终锻温度870℃，锻造完毕后水冷。经检测，锻
坯表面出现裂纹缺陷，组织混晶，探伤不满足GB/T4162 B级要求。
2.78。锻坯回炉加热温度1130℃，时间55min，终锻温度870℃，锻造完毕后水冷。经检测，锻
坯表面出现裂纹缺陷，组织混晶，探伤不满足GB/T4162 B级要求。
[0054] 对比例3
[0055] 采用VIM+ESR工艺获得镍基合金铸锭，其成分与实施例1中的相同，铸锭初始规格φ600mm。铸锭坯料加热温度1130℃，终锻温度910℃，锻造规格φ320mm，第一火次锻比3.5。
锻坯回炉加热温度1180℃，时间30min，终锻温度910℃，锻造完毕后水冷。经检测，锻坯表面
无裂纹缺陷，但是组织混晶，探伤不满足GB/T4162 B级要求。
锻坯回炉加热温度1180℃，时间30min，终锻温度910℃，锻造完毕后水冷。经检测，锻坯表面
无裂纹缺陷，但是组织混晶，探伤不满足GB/T4162 B级要求。
[0056] 本发明在上文中已以优选实施例公开，但是本领域的技术人员应理解的是，这些实施例仅用于描绘本发明，而不应理解为限制本发明的范围。应注意的是，凡是与这些实施
例等效的变化与置换，均应视为涵盖于本发明的权利要求范围内。因此，本发明的保护范围
应当以权利要求书中所界定的范围为准。
例等效的变化与置换，均应视为涵盖于本发明的权利要求范围内。因此，本发明的保护范围
应当以权利要求书中所界定的范围为准。