[发明专利]一种铁镍铬基变形高温合金

说明书

本发明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 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，从而使夹杂物数量增加，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。

本发明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。

本发明选用了以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，大大降低合金性能的其它Al，Ti相。另外，本发明采用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 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，本发明将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相和裂纹形成源，因此，本发明所提供的C含量范围在0.04-0.11%。

本发明所提供的合金成份如下（重量%）：

C    Al    Ti    W

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≤0.80，Mn≤0.70，S≤0.02，P≤0.03

上述合金的最佳成份为：

C    Al    Ti    W

0.07-0.08    0.6    1.00    3.00

Ni    Cr    B    Ce    Fe

37.00    22.00    0.01    0.05    余

其中杂质含量Si＜0.46，Mn，＜0.38，S0.001-0.002    P＜0.006。

本发明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。本发明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