一种铁镍铬基变形高温合金制造技术

一种铁镍络基变形高温合金，其主要特征在于它的组成成份如下：＆Ｃ＿＿＿＿Ａｌ＿＿＿＆０．０４－０．１１＿＿０．３０－０．８０＿０．８０－１．３０＿２．５０－３．５＆Ｎｉ＿＿＿＿Ｃｒ＿＿＿＿Ｂ＿＿＿＿Ｃｅ＿＿＿＿Ｆｅ＆３５．００－４０．００＿２０．００－２３．００＿０．００３－０．０１＿０．０５（加入量）余。＆其中杂质含量Ｓｉ≤０．０８，Ｍｎ≤０．０７，Ｓ≤０．０２，Ｐ≤０．０３＆其热加工工艺为：加热温度：１０００－１１７０℃，保温时间：１－２小时，开锻温度≥１０００℃，停锻温度＞９３０℃，热处理工艺为：固溶强化１０００－１１２０℃，２－４小时水冷，时效强化：６８０－８００℃，１６小时，空冷。（*该技术在2010年保护过期，可自由使用*）

【技术实现步骤摘要】

本专利技术系属于高温合金领域，即提供了一种具有高强度、塑性好的Fe-Ni-Cr基变形高温合金及其制取方法。航空发动机上的承力环件要求σb≥590MPa，σ0.2≥345MPa，δ≥30%。ψ≥35%高温持久700℃，195MPa应力下持久寿命T≥50h。从目前国内外使用的高温合金材料看来，无一能满足上述要求，曾用于上述部件的GH35合金也难以达到上述使用要求，这是由于GH35合金中的Al含量偏低，而且是做为有害杂质控制的，经过冶炼后，已没有或没有足够的Al元素来形成沉淀强化相r1，因此，该合金的强度和长期性能的稳定性都不十分理想。另外，GH35合金中的碳含量偏高，使该合金形成大量的一次MC碳化物，从而使杂物数量亦增加，这样不仅消耗了较多的强化元素钛，而且也提供了某些脆性相以及裂纹形成源。除此之外，热处理的工艺制度亦不太合理，故也影响了合金的强度和塑性及其韧性。本专利技术的目的是提供一种具有高强度、塑性好的能满足航空发动机材料使用要求的Fe-Ni-Cr基变形高温合金。本专利技术选用了以Fe-Ni-Cr为基的高温合金适当的调整了C，Al，Ti，B等元素的含量以及Si，Mn，S，P的杂质元素的含量，通过适当的冶炼，热加工、热处理工艺制度来获得可以满足上述性能要求的变形高温合金。经多次实验证明，Al的含量在0.30-0.80%为最理想，因为Al元素除部分溶于奥氏体基体内起到良好的固溶强化作用外，还需有足够的Al含量来形成γ′相从而起到沉淀强化的作用。随着Al含量增加，γ′相数量增加，不仅使基体得到相应强化，而且室温和高温强度都有很大提高，当Al含量在0.38-0.49%时，可获得σ0.2≥450MPa，若Al含量超过0.80%时易于折出，会大大降低合金性能的其它Al，Ti相。另外，本专利技术采用Ti做为强化元素。而没有采用常用的元素Nb，这是由于Ti比Nb对合金的强化作用更为显著，即同样含量的Ti比Nb强化效果更为明显，如合金中含0.8%的Ti就可以使σ0.2达到350MPa以上，而用Nb，需加入1.2%方能获得同样的效果。另外就其对合金的偏析影响而言，Nb的偏析也较Ti严重，经多次实验证明，Ti含量在0.8-1.30%时，强化效果最为理想。此外，B的适量加入，可以降低元素在晶界的扩散速度，有效地抑制晶界碳化物的片条状、胞状物连续状态析出，从而改善了晶界状态，提高了晶界强度，但是，过量的B加入会形成过多的硼化物或共晶组织，不仅使热加工性能变坏，而且也使持久性能降低，本专利技术将B的加入量控制在0.005-0.01%。从而大幅度的提高持久寿命，碳元素在合金冶炼时，除起脱氧作用外，余下的碳在合金中形成二次碳化物M23C6，与M3B2共同形成合金晶界的主要强化相，若碳含量太低，则不能使晶界呈均匀链状组织，导致持久寿命降低，只有当碳含量高于0.04%以后，不仅可使碳氧反应比较充分，又有足够的量形成强化相，若含量过高，合金将形成大量的一次MC碳化物，使夹杂物数量增加，不仅消耗了较多的强化元素钛，而且也提供某些脆性和裂纹形成源，因此，本专利技术所提供的C含量范围在0.05-0.11%。本专利技术所提供的合金成份如下(重量%)C Al Ti W0.04-0.11 0.30-0.80 0.80-1.30 2.50-3.5Ni Cr B Ce Fe35.00-40.00 20.00-23.00 0.003-0.01 0.05(加入量)余。其中杂质含量Si≤0.80，Mn≤0.70，S≤0.02，P≤0.03上述合金的最佳成份为C Al Ti W0.07-0.08 0.6 1.00 3.00Ni Cr B Ce Fe37.00 22.00 0.01 0.05 余其中杂质含量Si 0.43-0.46，Mn 0.35-0.38，S 0.001-0.002 P0.006。本专利技术所提供的制取方法与通常采用的高温合金制取工艺基本相同，所不同的是合金的热加工和热处理制度有所改变。本专利技术对合金的热加工工艺参数为加热温度1000-1170℃保温时间1-2小时开锻温度≥4000℃仃锻温度＞930℃此外采用固溶和时效二级热处理，使合金由单一的固溶强化变成固溶加时效综合强化。固溶强化的工艺条件为1000-1120℃，2小时-4小时水冷;时效强化的工艺条件为680-800℃，16小时，空冷，上述最佳工艺条件为固溶强化1080℃，2小时，水冷、时效强化680℃，16小时，空冷。下面给出本专利技术所提供的实施例1-一种Fe-Ni-Cr基变形高温合金一、合金成份C Mn Si S P Ni Cr W Al0.071 0.38 0.46 0.002 0.006 36.87 23.33 3.06 0.50Ti B Ce Fe1.10 0.01 0.05 余二、合金的制备将上述合金按常规的高温合金冶炼工艺冶炼出来。三、合金的热加工按图曲线对合金电渣锭进行开坯锻造加热。四、合金的热处理。固溶处理1080℃，2小时，水冷时效处理680℃ 16小时，空冷五、性能(见表1号样品)下面给出实施例2、3、4(序号2、3、4)序号 C Al Ti W Ni Cr B Ce Fe20.083 0.79 1.15 2.90 37.57 21.43 0.0050 &lt;0.05余30.083 0.52 1.15 2.95 37.57 21.36 0.009 &lt;0.05余40.080 0.50 0.80 3.00 37.00 22.00 &lt;0.01 &lt;0.05余冶炼按常规工艺，热加工工艺同实施例1相同，热处理工艺参数如下实施例2为1080℃，2小时，水冷+720℃，16小时，空冷。实施例3为1000℃，2小时，水冷+680℃，16小时，空冷。实施例4为1120℃，4小时，水冷+680℃，16小时，空冷。表1 合金的力学性能 </tables>本专利技术所提供的高温合金，不仅保留了GH35合金的优点，而且具有以下特点(1)将铝做为合金元素(0.3-0.8%)加入，这样不仅增加了沉淀强化r2的数量，而且提高了r2的稳定性，从而提高了合金的强度和长期性能的稳定性;(2)降低了碳含量，并且B，Ce等微量合金元素，减少了合金中平杂物数量并显著地增加了晶界强度，因而大幅度提高了合金的持久强度，并改善了热加工性能;(3)由于选用低钛，而不用高铌强化，减少合金的偏析，推迟了TCP相的析出;(4)改进了热处理制度，进一步提高了合金的强度和塑性，使合金具有很好的强韧性。权利要求1.一种铁镍铬基变形高温合金，其特征在于合金成份如下(重量%)C Al Ti W0.04-0.11 0.30-0.80 0.80-1.30 2.50-3.5NiCr B Ce Fe35.00-40.00 20.00-23.00 0.003-0.01 0.05(加入量)余。其中杂质含量Si≤0.80，Mn≤0.70，S≤0.02，P≤0.03。2.按权利要求1所述的高温合金，其特征在于合金的最佳成份为C Al T本文档来自技高网...

【技术保护点】
一种铁镍铬基变形高温合金，其特征在于合金成份如下：（重量％）Ｃ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｗ０．０４－０．１１，０．３０－０．８０，０．８０－１．３０，２．５０－３．５Ｎｉ，Ｃｒ，Ｂ，Ｃｅ，Ｆｅ３５．００－４０．００，２０．００－２３．０ ０，０．００３－０．０１，０．０５（加入量）余。其中杂质含量Ｓｉ≤０．８０，Ｍｎ≤０．７０，Ｓ≤０．０２，Ｐ≤０．０３。

【技术特征摘要】

【专利技术属性】
技术研发人员：郭守仁，芦德忠，吴析，郭建亭，
申请(专利权)人：中国科学院金属研究所，
类型：发明
国别省市：89[中国|沈阳]