700℃超超臨界發(fā)電機(jī)組鐵鎳基合金轉(zhuǎn)子熱處理方法
【專利摘要】本發(fā)明公開了一種700℃超超臨界發(fā)電機(jī)組鐵鎳基合金轉(zhuǎn)子熱處理方法，屬于鎳基合金熱處理方法技術(shù)領(lǐng)域，該方法確定材質(zhì)配料成分并經(jīng)鍛造后，采取二級固溶熱處理+一級時效熱處理后消除鐵鎳基合金轉(zhuǎn)子內(nèi)的γ″相，并提高γ′的穩(wěn)定性。本發(fā)明的鐵鎳基合金材料經(jīng)過一次固溶熱處理、二次固溶熱處理、時效熱處理后，室溫的拉伸斷裂強(qiáng)度在1200~1300MPa之間，屈服強(qiáng)度在750~850MPa之間，斷后延伸率大于20%，斷面收縮率大于20%，700℃的拉伸斷裂強(qiáng)度在850~900MPa之間，屈服強(qiáng)度在680~750MPa之間，斷后延伸率大于20%，斷面收縮率大于40%；在700℃，105h條件下外推持久強(qiáng)度大于等于100MPa。
【專利說明】
700°C超超臨界發(fā)電機(jī)組鐵鎳基合金轉(zhuǎn)子熱處理方法
技術(shù)領(lǐng)域
[0001] 本發(fā)明涉及一種700°C超超臨界發(fā)電機(jī)組鐵鎳基合金轉(zhuǎn)子熱處理方法，屬于鎳基 合金熱處理方法技術(shù)領(lǐng)域。
【背景技術(shù)】
[0002] 近10年來，歐盟、日本等國（地區(qū))致力于研究700°C以上先進(jìn)超超臨界燃煤發(fā)電技 術(shù)，可使發(fā)電效率提高到50%以上。我國于2010年成立了700°C超超臨界燃煤發(fā)電技術(shù)創(chuàng)新 聯(lián)盟，在能源局的組織下目前已有19家電力部門、制造企業(yè)和研究院所參與了700°C先進(jìn)超 超臨界機(jī)組新材料研究和新產(chǎn)品的試制。
[0003] 當(dāng)蒸汽溫度超過700°C時，常規(guī)的鋼鐵材料的高溫強(qiáng)度和持久服役性能已不能夠 滿足需求，因此需要發(fā)展鐵鎳基或者鎳基合金作為候選材料，此類材料具有高的高溫強(qiáng)度、 良好的持久性能和抗腐蝕性。
[0004] 時效強(qiáng)化的鐵鎳基合金，成本較低，同時具有良好的鍛造性和焊接性，很適合于制 造700°C超超臨界汽輪機(jī)高壓轉(zhuǎn)子。
[0005] 時效強(qiáng)化的鐵鎳基合金的高強(qiáng)度主要是由于合金中含有鋁(Al)、鈦(Ti)和鈮(Nb) 等γ ' (Ni3(Al，Ti))和y〃（Ni3Nb)相形成元素，但由于γ〃相在高于650°C的環(huán)境中長時保 溫會快速長大并發(fā)生相轉(zhuǎn)變，因此其最高服役溫度不能夠超過650°C，為了得到一種新型的 能夠在700°C甚至更高溫度服役的材料，就需要消除γ〃相，并提高γ 7的穩(wěn)定性。鈮(Nb)是 一種易偏析元素，含量較高會限制鑄錠直徑，同時也是形成γ〃相的主要元素，錯(Al)含量 增加不僅可以增加 γ7相的含量和提高其穩(wěn)定性，同時還能消除在7〇o°C服役過程中不是很 穩(wěn)定、易長大并發(fā)生相轉(zhuǎn)變的γ 〃相，適量加入鉭(Ta)可增加 γ '相的高溫穩(wěn)定性，加入一定 量的硼（B)和鋯（Zr)能夠凈化晶界，增加晶界強(qiáng)度，提高持久性能，因此可以通過控制鈮 (Nb)含量并提高鋁(Al)含量且加入一定量的鉭(Ta)、鋯(Zr)和硼(B)實現(xiàn)鍛件的大型化和 700°C甚至更高溫度長期服役的顯微組織性能穩(wěn)定性。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0006] 為了克服上述技術(shù)上的不足，本發(fā)明提供了一種700°C超超臨界發(fā)電機(jī)組鐵鎳基 合金轉(zhuǎn)子熱處理方法，該方法確定材質(zhì)配料成分并經(jīng)鍛造后，采取二級固溶熱處理+-級時 效熱處理后消除鐵鎳基合金轉(zhuǎn)子內(nèi)的γ〃相，并提高γ 7的穩(wěn)定性。
[0007] 本發(fā)明解決其技術(shù)難題所采用的技術(shù)方案是:一種700°C超超臨界發(fā)電機(jī)組鐵鎳 基合金轉(zhuǎn)子熱處理方法，由以下化學(xué)成分及質(zhì)量組分百分比(％)組成： 碳（C):0.02-0.04%;鉻（Cr):15-17%;鉬(Mo):0.05-0.1%;鈮(Nb):1.5-2.0 %;硼（B): 0·003-0.006%;鋁（Al):0.7-1.5%;鈦（Ti):1.5-1.8%;鉭（Ta):0·1-0.3%;鋯（Zr):0.01-0.03%;鎳(Ni) :41.13-41.63%;硅(Si):彡0.1;錳(Μη):彡0.1;余量為鐵(Fe)和其它一些不 可避免的雜質(zhì)。
[0008] 采用真空感應(yīng)熔煉+電渣重熔的熔煉方法，得到鐵鎳基合金鑄錠，并經(jīng)過鍛造得到 合金鍛件； 700°C超超臨界發(fā)電機(jī)組鐵鎳基合金轉(zhuǎn)子熱處理方法，具體實施方法的步驟為： 步驟一:一次固溶熱處理:將轉(zhuǎn)子加熱960-1020°C，保溫時間為3h+心部到溫時間，心部 到溫時間根據(jù)材料部件的實際熱處理厚度尺寸確定，按照厚度每增加1mm，保溫時間增加 1.5min，固溶處理結(jié)束后選擇快速冷卻(水冷）； 步驟二：二次固溶熱處理:800-950°C，保溫時間為2h+心部到溫時間，心部到溫時間根 據(jù)材料部件的實際熱處理厚度尺寸確定，按照厚度每增加1mm，保溫時間增加1.5min，空冷； 步驟三:時效熱處理，溫度范圍為720-750°C，保溫時間為8h+心部到溫時間，心部到溫 時間根據(jù)材料部件的實際熱處理厚度尺寸確定，按照厚度每增加1mm，保溫時間增加 1.5min，空冷。
[0009] 本發(fā)明的有益效果是:本發(fā)明的鐵鎳基合金材料經(jīng)過合理的二級固溶熱處理+- 級時效熱處理后，室溫的拉伸斷裂強(qiáng)度在1200~1300MPa之間，屈服強(qiáng)度在750~850MPa之間， 斷后延伸率大于20%，斷面收縮率大于20%，700°(：的拉伸斷裂強(qiáng)度在850~90010^之間，屈服 強(qiáng)度在680~750MPa之間，斷后延伸率大于20%，斷面收縮率大于40%;在700°C，105h條件下外 推持久強(qiáng)度大于等于lOOMPa。
【附圖說明】
[0010] 圖1是實施例1所得鐵鎳基合金金相組織5000倍η相金相圖。
[0011] 圖2是實施例1所得鐵鎳基合金金相組織20000倍γ 7相金相圖。
[0012] 圖3是實施例2所得鐵鎳基合金金相組織5000倍η相金相圖。
[0013] 圖4是實施例2所得鐵鎳基合金金相組織20000倍γ '相金相圖。
[0014] 圖5是實施例3所得鐵鎳基合金金相組織5000倍η相金相圖。
[0015] 圖6是實施例3所得鐵鎳基合金金相組織20000倍γ '相金相圖。
【具體實施方式】
[0016] 一種700°C超超臨界發(fā)電機(jī)組鐵鎳基合金轉(zhuǎn)子熱處理方法，由以下化學(xué)成分及質(zhì) 量組分百分比(％)組成： 碳（C):0.02-0.04%;鉻（Cr):15-17%;鉬(Mo):0.05-0.1%;鈮(Nb):1.5-2.0 %;硼（B): 0·003-0.006%;鋁（Al):0.7-1.5%;鈦（Ti):1.5-1.8%;鉭（Ta):0·1-0.3%;鋯（Zr):0.01-0.03%;鎳(Ni) :41.13-41.63%;硅(Si):彡0.1;錳(Μη):彡0.1;余量為鐵(Fe)和其它一些不 可避免的雜質(zhì)。
[0017] 實施例！ 由以下化學(xué)成分及質(zhì)量組分百分比(％)組成： 碳(0:0.04%;鉻（Cr): 15%;鉬(Mo) :0.05%;鈮(Nb) :2.0%;硼(B) :0.003%;鋁(Al) :1.2%; 鈦（1^):1.5%;鉭（丁&):0.1%;鋯（2〇 :0.02%;鎳（附）：41.13%;硅（31) :0.1%;錳（]?11): 0.055%;余量為鐵(Fe)。
[0018] 實施例2 由以下化學(xué)成分及質(zhì)量組分百分比(％)組成： 碳（C):0·02%;鉻（Cr):16%;鉬（Mo):0·1%;鈮（Nb):1. 8%;硼（B): 0·006%;鋁（Al): 0.7%;鈦（Ti):1.6%;鉭（Ta): 0.3%;鋯（Zr):0.03%;鎳（Ni): 41.63%;硅（Si):0.08%;錳 (Mn) : 0 · 046%;余量為鐵(Fe)。
[0019] 實施例3 由以下化學(xué)成分及質(zhì)量組分百分比(％)組成： 碳（0:0.03%;鉻（0):17%;鉬(]?〇):0.1% ;鈮（仙）：1.5%;硼（8):0.006%;鋁（八1) : 1.5%;鈦（Ti):1.8%;鉭（Ta): 0.2%;鋯（Zr):0.01%;鎳(Ni): 41.45%;硅（Si):0.07%;錳 (Mn) :0.039%;余量為鐵(Fe)。
[0020] 實施例4 將上述實施例1-3的材料分別采用真空感應(yīng)熔煉+電渣重熔的熔煉方法，得到鐵鎳基合 金鑄錠，并經(jīng)過鍛造得到合金鍛件； 700°C超超臨界發(fā)電機(jī)組鐵鎳基合金轉(zhuǎn)子的熱處理方法，具體實施方法的步驟為： 步驟一:一次固溶熱處理:將轉(zhuǎn)子加熱960-1020°C，保溫時間為3h+心部到溫時間，心部 到溫時間根據(jù)材料部件的實際熱處理厚度尺寸確定，按照厚度每增加1mm，保溫時間增加 1.5min，水冷； 步驟二：二次固溶熱處理:800-950°C，保溫時間為2h+心部到溫時間，心部到溫時間根 據(jù)材料部件的實際熱處理厚度尺寸確定，按照厚度每增加1mm，保溫時間增加1.5min，空冷； 步驟三:時效熱處理，溫度范圍為720-750°C，保溫時間為8h+心部到溫時間，心部到溫 時間根據(jù)材料部件的實際熱處理厚度尺寸確定，按照厚度每增加1mm，保溫時間增加 1.5min，空冷。
[0021] 實施例1~3經(jīng)過實施例4的熱處理后，其力學(xué)性能檢測結(jié)果見表1。由表可見，本發(fā) 明的鐵鎳基合金材料經(jīng)過合理的二級固溶熱處理+-級時效熱處理后，室溫的拉伸斷裂強(qiáng) 度在大于1250MPa，屈服強(qiáng)度大于750MPa，斷后延伸率和斷面收縮率均大于20%，700 °C的拉 伸斷裂強(qiáng)度大于870MPa，屈服強(qiáng)度大于680MPa，斷后延伸率大于20%，斷面收縮率大于40%; 在700°C，三個實施例在250MPa應(yīng)力下的持久時間均大于7500h，力學(xué)性能優(yōu)異。
[0022] 表1實施例1-3力學(xué)性能對比表
本發(fā)明充分考慮了材料的冶煉性能和長期高溫環(huán)境服役的顯微組織與性能的穩(wěn)定性， 在傳統(tǒng)鐵鎳基合金的基礎(chǔ)上，通過將鈮(Nb)含量控制在2%以下，同時鋁(Al)含量提高到 O · 7%以上，并加入O · 1-0 · 3%的鉭(Ta)和O · 01-0 · 03%的鋯(Zr)及O ·003-0 · 006%的硼(B)，得到 了一種新型的能夠滿足700°C超超臨界發(fā)電機(jī)組轉(zhuǎn)子用的鐵鎳基合金。
[0023]鋁(Al)含量提高能抑制在高溫服役過程中不是很穩(wěn)定、易長大并發(fā)生相轉(zhuǎn)變的 γ〃相的析出，并增加材料中γ7相的含量和提高其穩(wěn)定性，從而能夠在不影響材料高溫強(qiáng) 度的前提下將材料的服役溫度提高至700°C甚至更高;鈮(Nb)含量降低能夠減少材料在冶 煉過程中的偏析，有利于得到更大的錠型，從而滿足700°C超超臨界發(fā)電機(jī)組轉(zhuǎn)子的重量和 尺寸要求，同時能夠降低Laves相等有害TCP相的析出傾向，保證了材料在700°C服役過程中 的顯微組織穩(wěn)定性;組(Ta)的加入不僅能夠提尚γ 7相的顯微組織穩(wěn)定性，還能提尚γ 7 /Ni 的界面穩(wěn)定性;鋯(Zr)和硼(B)的加入不僅能夠凈化晶界和脫氧，還能夠增加晶界強(qiáng)度，提 高材料的持久性能。因此，將鈮(Nb)控制在1-2%，將鋁(Al)提高至0.7-1.5%，同時加入0. ΙΟ. 3%的鉭 (Ta) 、0.01-0 .03%的鋯(Zr) 和0.003-0 .006%的硼(B) ， 不僅能夠得到足夠大的鑄 錠，抑制不穩(wěn)定的Y 〃相和Laves等有害TCP相的析出，還能夠使得材料中析出足夠量的在高 溫高壓環(huán)境中穩(wěn)定存在的均勻細(xì)小的γ7相。
[0024]實施例1-3的熱處理金相組織見圖1-6。圖1、3、5為放大5000倍的金相組織，可見其 晶界晶內(nèi)無 TCP等有害相存在，只在晶界存在一定量的短棒狀的η相析出，η相呈短棒狀少量 析出于晶界有益于持久性能的提高。圖2、4、6為放大20000倍的金相組織，可見三個實施例 的晶內(nèi)均析出大量細(xì)小的球狀γ 7相，而沒有γ〃相的存在，球形的γ7相與基體共格關(guān)系良 好，能夠在高溫長時穩(wěn)定的存在，有效提高材料在高溫長時服役過程的組織和力學(xué)性能穩(wěn) 定性。
[0025]根據(jù)具體的材料成分，選擇不同的一級固溶熱處理溫度，一級固溶處理目的是使 得熱加工過程中析出的如γ7相、η相等析出相回溶，此固溶熱處理溫度范圍為：960~1020 °C，保溫時間為3h+心部到溫時間，心部到溫時間根據(jù)材料部件的實際熱處理厚度尺寸確 定，按照厚度每增加1mm，保溫時間增加1.5min。
[0026] 一級固溶熱處理后選擇快速冷卻。由于本新型鐵鎳基合金中的γ7相的析出溫度 較高，析出量多，且在高溫段易長大，因此一次固溶處理后選擇快速冷卻，防止冷卻過程中 析出γ7相并發(fā)生快速長大。
[0027] 一級固溶熱處理后，進(jìn)行二級固溶熱處理，溫度范圍為800-950°C，保溫時間為2h+ 心部到溫時間，心部到溫時間根據(jù)材料部件的實際熱處理厚度尺寸確定，按照厚度每增加 1mm，保溫時間增加1.5min，空冷。此處理是為了在晶界得到少量的短棒狀的τι相，可提高材 料的持久性能并降低缺口敏感性，此固溶處理應(yīng)選擇η相可析出而γ '相尚未析出的溫度區(qū) 間，此溫度根據(jù)實際成分計算得出，要將η相的析出量不能高于3%。
[0028] 二級固溶熱處理后，進(jìn)行時效熱處理，溫度范圍為720-750°C，保溫時間為8h+心部 到溫時間，心部到溫時間根據(jù)材料部件的實際熱處理厚度尺寸確定，按照厚度每增加1mm， 保溫時間增加1.5min，空冷。此時效處理要使得γ '相盡可能多的形核但尺寸要控制盡可能 小，以滿足材料的初始力學(xué)性能要求，由于本新型鐵鎳基合金中不存在Y 〃相，不需要再進(jìn) 行雙級時效處理。
【主權(quán)項】
1. 一種700°C超超臨界發(fā)電機(jī)組鐵鎳基合金轉(zhuǎn)子熱處理方法，其特征是：由以下化學(xué) 成分及質(zhì)量組分百分比(％)組成： 碳（0:0.02-0.04%;鉻（Cr): 15-17%;鉬(Mo) :0.05-0.1%;鈮(Nb) :1.5-2·0 %;硼（B): 0.003-0.006%;鋁（八1):0.7-1.5%;鈦（11):1.5-1.8% ;鉭（丁&):0.1-0.3%;鋯（2『）：0.01-0.03%;鎳(Ni) :41.13-41.63%;硅(Si):彡0.1;錳(Μη):彡0.1;余量為鐵(Fe)和其它一些不 可避免的雜質(zhì)。2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的700°C超超臨界發(fā)電機(jī)組鐵鎳基合金轉(zhuǎn)子熱處理方法，其特征 是：由以下化學(xué)成分及質(zhì)量組分百分比(％)組成： 碳（0:0.04%;鉻（Cr):15%;鉬(Μο):0·05%;鈮(Nb):2.0% ;硼（Β):0·003%;鋁（Α1):1·2%; 鈦（1^):1.5%;鉭（丁&):0.1%;鋯（2〇 :0.02%;鎳（附）：41.13%;硅（31) :0.1%;錳（]?11): 0.055%;余量為鐵(Fe)。3. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的700°C超超臨界發(fā)電機(jī)組鐵鎳基合金轉(zhuǎn)子熱處理方法，其特征 是：由以下化學(xué)成分及質(zhì)量組分百分比(％)組成： 碳（0:0.02%;鉻（0):16%;鉬（]?〇):0.1% ;鈮（仙）：1.8%;硼（8):0.006%;鋁（八1) : 0.7%;鈦（1^):1.6%;鉭（丁&):0.3% ;鋯（2〇:0.03%;鎳（附）：41.63%;硅（51) :0.08%;錳 (Μη) : 0 · 046%;余量為鐵(Fe)。4. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的700°C超超臨界發(fā)電機(jī)組鐵鎳基合金轉(zhuǎn)子熱處理方法，其特征 是：由以下化學(xué)成分及質(zhì)量組分百分比(％)組成： 碳（0:0.03%;鉻（0):17%;鉬（]?〇):0.1% ;鈮（仙）：1.5%;硼（8):0.006%;鋁（八1) : 1.5%;鈦（1^):1.8%;鉭（丁&):0.2% ;鋯（2〇:0.01%;鎳(附）：41.45%;硅（51) :0.07%;錳 (]?11):0.039%;余量為鐵汗6)。5. 根據(jù)權(quán)利要求1、2、3、4所述的700°C超超臨界發(fā)電機(jī)組鐵鎳基合金轉(zhuǎn)子熱處理方法， 其特征是:具體實施方法的步驟為： 步驟一:一次固溶熱處理:將轉(zhuǎn)子加熱960-1020°C，保溫時間為3h+心部到溫時間，心部 到溫時間根據(jù)材料部件的實際熱處理厚度尺寸確定，按照厚度每增加1mm，保溫時間增加 1.5min，固溶處理結(jié)束后選擇快速冷卻(水冷）； 步驟二：二次固溶熱處理:800-950°C，保溫時間為2h+心部到溫時間，心部到溫時間根 據(jù)材料部件的實際熱處理厚度尺寸確定，按照厚度每增加1mm，保溫時間增加1.5min，空冷； 步驟三:時效熱處理，溫度范圍為720-750°C，保溫時間為8h+心部到溫時間，心部到溫 時間根據(jù)材料部件的實際熱處理厚度尺寸確定，按照厚度每增加1mm，保溫時間增加 1.5min，空冷。
【文檔編號】C22C30/00GK106086581SQ201610730218
【公開日】2016年11月9日
【申請日】2016年8月26日
【發(fā)明人】聶義宏, 白亞冠, 朱懷沈, 趙帥, 吳赟, 王寶忠
【申請人】中國第重型機(jī)械股份公司, 中國第一重型機(jī)械股份公司, 天津重型裝備工程研究有限公司