一种镍铁基合金大口径厚壁管及其制造方法与流程

1.本发明属于合金技术领域，涉及一种高温合金管制造方法，特别涉及一种含氮镍铁基合金大口径厚壁无缝管及其制造方法。该高温合金成本低，具有优异的抗氧化性能和优异的高温持久强度，适合超超临界电站等高温设备使用。


背景技术：

2.燃煤发电占我国电力的60～70％，为进一步提高煤电转化效率，高蒸汽参数超超临界电站已成为我国未来火电机组的发展方向。目前世界范围内最先进超超临界火电机组的蒸汽参数为600℃，我国已经成为世界上投运600℃超超临界电站装机数量和总容量最多的国家。面向未来，我国及欧美、日本、韩国等正在研制650-700℃蒸汽参数超超临界火电机组。
3.随着蒸汽温度和蒸汽压力的提高，超超临界火电机组对高温部件材料的性能提出了更高的要求，特别是当蒸汽温度超过650℃，四大管道传统使用的马氏体耐热钢受许用应力不足或规程限制已无法满足使用要求，必须使用镍基或镍铁基合金。从经济性角度，镍基或镍铁基高温合金原材料成本高很多；从加工制造角度，由于镍基或镍铁基高温合金变形抗力大、热加工温度区间窄等特点，导致这类合金的大口径厚壁管(外径450mm以上，壁厚100mm以上)制造难度极其大，目前国内尚未有这方面的报道。此外，镍铁基高温合金在高温长期服役过程中容易析出有害相、晶界碳化物粗化等组织退化现象，严重影响了服役寿命。
4.为解决镍铁基合金大管在650-700℃蒸汽参数超超临界火电机组应用的上述难题，本发明提供了一种镍铁基合金大口径厚壁无缝管及其制造方法。


技术实现要素：

5.本发明目的在于提供一种含氮镍铁基合金大口径厚壁无缝管及其制造方法。得到的该高温合金成本低，具有优异的抗氧化性能和优异的高温持久强度，适合超超临界电站等高温设备使用。
6.本发明的技术方案为：
7.一种镍铁基合金大口径厚壁管，其合金成分(质量百分比，％)：c 0.01～0.12，n0.005～0.040，cr 18～24，fe 19～26，mo 1.8～2.6，nb0.7～1.5，al0.3～1.5，ti0.7～1.8，b 0.002～0.010，其余为ni以及不可避免的杂质。所述的镍铁基合金元素参数σ值满足0.23≤σ≤0.32，其中σ＝ni 21n-cr(式中的ni、n、cr指元素质量百分比)。
8.为降低镍铁基合金成本并保证良好的组织稳定性，本发明添加了0.005～0.040％的n含量。n元素作为很强的形成和稳定奥氏体元素，其效力相当于ni的20倍，同时可以显著提升奥氏体不锈钢耐腐蚀性能，因而在奥氏体不锈钢中被广泛添加，但在镍铁基或镍基合金中通常被严格控制。本发明通过研究发现，在合金中加入适当含量的n元素且满足0.20≤σ≤0.32的条件下，其中σ＝ni 21n-cr(式中的ni、n、cr指元素质量百分比)，合金常规力学性能没有明显变化，但长时组织稳定得到显著改善。同时n代替ni可大幅降低原材料成本。
此外，n代替ni对改善热加工性能也是有利的，可以增大热加工窗口，提升工业生产可制造性。
9.本发明的一种镍铁基合金大口径厚壁无缝管生产工艺流程如下：
10.冶炼
→
合金锭开坯
→
空心坯制备
→
热挤压制管
→
热处理(固溶 时效)。
11.具体制造步骤如下：
12.1)冶炼：采用电炉冶炼、aod精炼、lf精炼、vd炉真空处理，浇注为合金锭，再加电渣重熔冶炼；或者采用真空感应 真空自耗(或电渣重熔)。
13.2)合金锭开坯：装炉温度≤500℃(优选200～500℃)，以≤100℃/h(优选60～100℃/h)的升温速率将合金锭加热到900～1000℃并保温2～5h，再以≤100℃/h(优选60～100℃/h)的升温速率加热到1120～1200℃并保温≥3(优选4～10)小时，出炉锻造为管坯。锻造过程中可以采取适当的保温措施。
14.3)空心坯制备：首先将管坯加热至1130～1200℃并保温≥3(优选3～10)小时，在制坯机上采用反挤压冲孔方式制成空心坯料，冲孔比为1.0～2.0；
15.4)热挤压制管：将空心坯加热至1130～1230℃并均温，出炉对空心坯进行表面去氧化皮，再回炉进行短时间加热以弥补表面降温，再出炉在空心坯内、外表面上玻璃粉润滑剂，之后在挤压机上进行挤压制管，挤压速度为2～5m/min。挤压后采用水冷。
16.5)热处理：为获得良好的抗氧化和耐腐蚀性能、高温持久强度等综合性能，应进行固溶 时效处理。其中固溶温度1050～1160℃，保温时间≥1(优选1～3)小时；时效温度720℃～790℃，保温时间≥5(5～12)小时。
17.本发明的效果：
18.本发明采用热挤压方式制造的大口径厚壁无缝管经固溶和时效处理后，表现出优异的抗氧化、耐腐蚀性能以及良好的高温持久强度。
附图说明
19.图1为本发明合金的热力学计算相图。
20.图2为本发明合金的持久性能。
21.图3为本发明合金在热处理态及经700℃时效2万小时后的金相组织。
22.图4为本发明合金在700℃时效2万小时后的扫描组织。
23.图5为本发明合金在模拟烟气/煤灰气氛中经750℃/1000h腐蚀后的组织特征。
具体实施方式
24.下面结合实施例对本发明作进一步阐述，本领域技术人员应当理解，所述实施例仅用于示例，而不对本发明构成任何限制。
25.下面来结合附图详细说明本发明方法的实施过程：
26.实施例1
27.1)冶炼：采用真空感应冶炼并浇注为φ710mm电极棒，再经真空自耗重熔为φ810mm的自耗锭。化学成分见表1。
28.2)合金锭开坯：装炉温度300～500℃，以90℃/h的升温速率将合金锭加热到900℃并保温3h，再以90℃/h的升温速率加热到1160℃并保温7小时，出炉并采用石棉包覆合金锭
的整个表面以降低锻造过程中的表面温降，之后再回炉补热30分钟。最后出炉锻造为φ700mm管坯。
29.3)空心坯制备：首先将以上管坯以70℃/h的升温速率加热至1180℃并保温7小时，在制坯机上采用反挤压冲孔方式制成空心坯料，冲孔比为1.5。
30.4)热挤压制管：将以上空心坯以100℃/h的升温速率加热至1200℃并均温5小时，出炉对空心坯进行表面去氧化皮，再回炉进行30分钟加热以弥补表面降温，再出炉在空心坯内、外表面上玻璃粉润滑剂，之后在挤压机上进行挤压制管，挤压规格为φ550*140mm，挤压速度为3.5m/min，挤压后采用水冷。
31.5)热处理：固溶温度1100℃，保温时间2小时，水冷；时效温度750℃，保温时间8小时，空冷。
32.实施例2
33.1)冶炼：采用40吨电炉冶炼，经aod精炼、lf精炼、vd炉真空处理，浇注为φ850电极棒，再经电渣重熔为φ1000电渣锭，化学成分见表1。
34.2)合金锭开坯：装炉温度300～500℃，以100℃/h的升温速率将合金锭加热到950℃并保温5h，再以100℃/h的升温速率加热到1200℃并保温8小时，出炉并采用石棉包覆合金锭的整个表面以降低锻造过程中的表面温降，之后再回炉补热45分钟。最后出炉锻造为φ900mm管坯。
35.3)空心坯制备：首先将以上管坯以80℃/h的升温速率加热至1190℃并保温6小时，在制坯机上采用反挤压冲孔方式制成空心坯料，冲孔比为1.7；
36.4)热挤压制管：将以上空心坯以100℃/h的升温速率加热至1220℃并均温6小时，出炉对空心坯进行表面去氧化皮，再回炉进行45分钟加热以弥补表面降温，再出炉在空心坯内、外表面上玻璃粉润滑剂，之后在挤压机上进行挤压制管，挤压规格为φ590*100mm，挤压速度为3.0m/min，挤压后采用水冷。
37.5)热处理：固溶温度1120℃，保温时间2小时，水冷；时效温度750℃，保温时间8小时，空冷。
38.实施例3
39.1)冶炼：采用真空感应冶炼并浇注为φ710mm电极棒，再经真空自耗重熔为φ810mm的自耗锭。化学成分见表1。
40.2)合金锭开坯：装炉温度300～500℃，以100℃/h的升温速率将合金锭加热到900℃并保温3h，再以100℃/h的升温速率加热到1180℃并保温7小时，出炉并采用石棉包覆合金锭的整个表面以降低锻造过程中的表面温降，之后再回炉补热30分钟。最后出炉锻造为φ700mm管坯。
41.3)空心坯制备：首先将以上管坯以70℃/h的升温速率加热至1140℃并保温5小时，在制坯机上采用反挤压冲孔方式制成空心坯料，冲孔比为1.5。
42.4)热挤压制管：将以上空心坯以90℃/h的升温速率加热至1180℃并均温5小时，出炉对空心坯进行表面去氧化皮，再回炉进行30分钟加热以弥补表面降温，再出炉在空心坯内、外表面上玻璃粉润滑剂，之后在挤压机上进行挤压制管，挤压规格为φ550*140mm，挤压速度为3.5m/min，挤压后采用水冷。
43.5)热处理：固溶温度1080℃，保温时间2小时，水冷；时效温度750℃，保温时间8小
时，空冷。
44.表1列出了实施例(a、b、c对应本发明实施例1、2和3)和对比例(d、e)的化学成分。
45.表2列出了实施例(a、b、c)和对比例(d、e)的合金参数σ值。
46.表3列出了实施例(a、b、c)和对比例(d、e)的室温拉伸性能、室温冲击性能。
47.表4列出了实施例(a、b、c)和对比例(d、e)的700℃高温拉伸性能。
48.图1给出了发明合金的热力学计算相图。
49.图2给出了发明合金的持久性能。
50.图3给出了发明合金在热处理态及经700℃时效2万小时后的金相组织。从图中可以看出，经700℃时效2万小时后，晶粒没有明显粗化。
51.图4给出了发明合金在700℃时效2万小时后的扫描组织。从图中可以看出，经700℃时效2万小时后，晶界没有有害相析出。可以看出，合金表面形成完整致密的保护膜。
52.实施例均可以得到附图的结果，此处不再赘述。
53.图5给出了发明合金在模拟烟气/煤灰气氛中经750℃/1000h腐蚀后的组织特征。从图中可以看出，经800℃/1000h腐蚀后合金表面形成由粒状氧化物组成的完整腐蚀膜，此外，由横截面组织观察
54.表1化学成分
[0055][0056]
表3实施例室温性能
[0057][0058]
表4实施例高温拉伸性能
[0059][0060]
本技术领域内的一般技术人员应当认识到，上述实施例仅是用来说明本发明，而非用作对本发明的限定，只要在本发明的实质精神范围内，对上述实施例的变换、变形都将落在本发明权利要求的范围内。