一种可消除高温合金中温脆性的强韧化热处理工艺的制作方法

1.本发明属金属热处理技术领域，具体涉及一种可消除高温合金中温脆性的强韧化热处理工艺。


背景技术：

2.高温合金因其优异的高温强度性能而在能源、化工、航空航天等多个领域获得广泛应用，然而其在中温区的塑性显著降低现象成为制约其工程化推广的重要因素。大量研究表明，高温合金在500℃-900℃范围内将出现脆性急剧上升现象，一起作为高温承压部件使用时可能会造成部件的早期失效，进而对设备的服役构成巨大安全隐患。
3.以往研究证实，高温合金的中温脆性一般产生于其服役的最初阶段。目前有关中温脆性的形成机制仍存在争议，但一般认为其与晶界或相界的微观结构相关。合理调控界面强度，抑制裂纹萌生与扩展一直是高温合金开发与推广的关键研究技术领域之一。


技术实现要素：

4.为克服现有技术中的问题，本发明的目的是提供一种可消除高温合金中温脆性的强韧化热处理工艺。
5.为了实现以上发明目的，本发明所采用的技术方案为：
6.一种可消除高温合金中温脆性的强韧化热处理工艺，将高温合金在晶内析出相γ’完全溶解温度以上0℃-350℃保温0.5h-10h后，经高温冷却阶段和低温冷却阶段再冷却至室温；其中，
7.高温冷却阶段：自晶内析出相γ’析出起始温度起冷却至晶内析出相γ’析出起始温度以下1℃-200℃之前，平均冷却速率为0.1℃/min-20℃/min；
8.低温冷却阶段：自高温冷却阶段结束起冷却至γ’析出终止温度之前，平均冷却速率不低于2℃/min。
9.进一步的，高温合金中晶内析出相γ’具有l12结构，符合a3b型原子配比，其中，a元素为ni、fe、co或mn，b元素为al、ti、nb、ta、w、mo、zr或hf。
10.进一步的，保温时，若温度低于的晶界析出相形核温度，则保温时间不超过5h。
11.进一步的，高温冷却阶段的冷却速率非恒定时，在任一时刻的瞬时冷却速率不低于0.01℃/min。
12.进一步的，高温冷却阶段结束后合金晶粒内部存在晶内析出相γ’，晶内析出相平均尺寸不低于20nm，体积分数不低于5％。
13.进一步的，低温冷却阶段的冷却速率非恒定时，在任一时刻的瞬时冷却速率不低于0.1℃/min。
14.进一步的，高温冷却阶段结束后合金晶内晶内析出相γ’呈双峰分布，其中，平均直径不低于30nm的颗粒为较大尺寸γ’颗粒，平均直径不高于20nm的颗粒为较小尺寸γ’颗粒，且较大尺寸γ’颗粒与较小尺寸γ’颗粒平均直径比不低于5倍。
15.进一步的，低温冷却阶段结束后进行保温处理，保温时间为0h-150h，然后冷却至室温。
16.进一步的，低温冷却阶段结束后采用水冷、空冷、油冷或炉冷的方式冷却至室温。
17.与现有技术相比，本发明具有的有益效果：
18.本发明所述的强韧化热处理工艺，在整个热处理阶段无需在γ’相(γ’满足l12结构，优选ni3al、ni3(al,ti)等为晶内析出相)析出温度区间进行时效保温，而是通过控制冷却速率确保一部分γ’相快速形核长大至最佳尺寸，并且在其周边析出大量具有细小尺寸的γ’相。合金热处理完成后，晶内γ’相体积分数不低于10％，且γ’相呈双峰分布，其中较大尺寸γ’颗粒平均直径不低于30nm，较小尺寸γ’颗粒平均直径不高于20nm，较大尺寸与较小尺寸γ’颗粒平均直径比不低于5倍，并且较大尺寸的γ’颗粒在全部晶内γ’相中所占体积分数不低于30％。经过本发明所述强韧化处理后，合金强度与峰值时效态合金强度达到同一水平，且在其中温脆性区无明显的塑性下降现象，与传统的热处理工艺相比(固溶处理后在γ’相析出温度区间进行时效保温)，其在中温脆性区的拉伸延伸率提高50％以上。采用本发明所述强韧化工艺热处理后的高温合金，在中温温区进一步进行时效处理后也不会产生中温脆性。
附图说明
19.图1为实施例1中晶内析出相形貌图。
20.图2为实施例1在700℃拉伸断口形貌图。
21.图3为对比例1中晶内析出相形貌图。
22.图4为对比例1在700℃拉伸断口形貌图。
具体实施方式
23.下面结合附图对本发明做进一步详细描述：
24.一种可消除高温合金中温脆性的强韧化热处理工艺，包括以下步骤：将合金在晶内析出相γ’完全溶解温度以上0℃-350℃保温0.5h-10h后，经高温冷却阶段和低温冷却阶段再冷却至室温；其中，
25.高温冷却阶段：自γ’析出起始温度起冷却至γ’析出起始温度以下1℃-200℃之前，合金的平均冷却速率满足0.1℃/min-20℃/min；
26.低温冷却阶段：自高温冷却阶段结束起冷却至γ’析出终止温度之前，合金的平均冷却速率不低于2℃/min。
27.高温合金中晶内析出相γ’具有l12结构，符合a3b型原子配比，其中，a元素为ni、fe、co或mn，b元素为al、ti、nb、ta、w、mo、zr或hf；
28.保温时，若温度低于的晶界析出相形核温度，则保温时间不超过5h。
29.高温冷却阶段的冷却速率非恒定时，在任一时刻的瞬时冷却速率不低于0.01℃/min。
30.高温冷却阶段结束后合金晶粒内部存在晶内析出相γ’，晶内析出相平均尺寸不低于20nm，体积分数不低于5％。
31.低温冷却阶段的冷却速率非恒定时，在任一时刻的瞬时冷却速率不低于0.1℃/
min。
32.高温冷却阶段结束后合金晶内晶内析出相γ’呈双峰分布，其中，平均直径不低于30nm的颗粒为较大尺寸γ’颗粒，平均直径不高于20nm的颗粒为较小尺寸γ’颗粒，且较大尺寸γ’颗粒与较小尺寸γ’颗粒平均直径比不低于5倍。
33.低温冷却阶段结束后进行保温处理，保温时间为0h-150h，然后冷却至室温。
34.低温冷却阶段结束后采用水冷、空冷、油冷或炉冷的方式冷却至室温。
35.下面为具体实施例。
36.实施例1
37.合金成分采用专利号为：zl201911296733.3，名称为：一种高强高韧抗氧化铁镍基高温合金及其制备方法的专利中的成分，制备工艺采用真空自耗冶炼后锻造成型。合金为一种析出强化型变形高温合金，制备完成后实测成分按质量百分数计，包括c：0.05％，cr：16％，mn：0.1％，si：0.025％，w：0.3％，mo：0.6％，ti：1.8％，al：1.6％，b：0.002％，co：1.0％，fe：40％，余量为ni，合金中γ’的析出起始与终止温度分别为875℃与580℃，晶界析出相析出温度1020℃，采用热处理工艺如下：
38.合金随炉升温后在1080℃保温60min，完成合金以4℃/min的平均冷却速率降连续温至1000℃后保温60min，完成后以4℃/min的平均冷却速率连续降温至875℃，并以0.6℃/min的平均冷却速率连续降温至800℃；随后合金以2℃/min的平均冷却速率连续降温至550℃；最后随炉冷却至室温。
39.实施例2
40.合金成分采用专利号为：zl202010383732.9，名称为：一种火电机组用高强高温合金及其加工工艺的专利中的成分，制备工艺采用真空自耗冶炼后锻造成型。合金为一种析出强化型变形高温合金，制备完成后实测成分按质量百分数计，包括c：0.06％，cr：16％，mn：0.2％，si：0.15％，w：1.6％，mo：1.2％，ti：2.2％，al：1.4％，b：0.002％，zr：0.02％，fe：37％，余量为ni，合金中γ’的析出起始与终止温度分别为890℃与610℃，晶界析出相析出温度1030℃，采用热处理工艺如下：
41.合金随炉升温后在1080℃保温90min，完成合金以30℃/min的平均冷却速率连续降温至890℃，并以5℃/min的平均冷却速率连续降温至800℃；随后合金以6℃/min的平均冷却速率连续降温至610℃，完成后随炉冷却至600℃保温24h，最后水冷至室温。
42.实施例3
43.合金成分采用专利号为：zl201910515309.7，名称为：一种低铬耐蚀高强多晶高温合金及其制备方法的专利中的成分，制备工艺采用热压烧结工艺成型。合金为一种固溶与析出复合强化型粉末冶金高温合金，制备完成后实测成分按质量百分数计，包括cr：17％，co：20％，ti：1.5％，al：4.0％，w：7.0％，si：0.5％，mn：0.5％，nb：1.0％，c：0.04％，余量为ni，合金中γ’的析出起始与终止温度分别为1050℃与680℃，采用热处理工艺如下：
44.合金随炉升温后在1180℃保温120min，完成以20℃/min的平均冷却速率连续降温至1050℃，并以10℃/min的平均冷却速率连续降温至950℃；随后以30℃/min的平均冷却速率连续降温至680℃，完成后随炉冷却至室温。
45.实施例4
46.合金成分采用专利号为：zl201910515324.1，名称为：一种析出强化型镍基高铬高
温合金及其制备方法的专利中的成分，制备工艺采用真空冶炼后铸造成型。合金为一种析出强化型铸造高温合金，制备完成后实测成分按质量百分数计，包括cr：28％，co：15％，ti：2.5％，al：1.5％，w：1.5％，si：0.5％，mn：0.5％，nb：0.5％，c：0.04％，fe：0.5％，余量为ni，合金中γ’的析出起始与终止温度分别为950℃与650℃，其热处理工艺如下：
47.1)合金随炉升温后在1150℃保温120min，完成后以20℃/min的平均冷却速率连续降温至1020℃后保温4h，并以10℃/min的平均冷却速率连续降温至950℃，最后以5℃/min的平均冷却速率连续降温至850℃；随后以30℃/min的平均冷却速率连续降温至650℃，最后水冷至室温。
48.实施例5
49.高温合金成分采用专利号为：zl201910515324.1，名称为：一种析出强化型镍基高铬高温合金及其制备方法的专利中的成分，制备工艺采用真空冶炼后铸造成型。合金为一种析出强化型铸造高温合金，制备完成后实测成分按质量百分数计，包括cr：28％，co：15％，ti：2.5％，al：1.5％，w：1.5％，si：0.5％，mn：0.5％，nb：0.5％，c：0.04％，fe：0.5％，余量为ni，合金中γ’的析出起始与终止温度分别为950℃与650℃，其热处理工艺如下：
50.1)保温阶段：合金随炉升温后在950℃保温5h，完成后开始冷却；
51.2)高温阶段：合金以0.1℃/min的平均冷却速率连续降温至949℃后保温4h，完成后以10℃/min的平均冷却速率连续降温至900℃，最后以5℃/min的平均冷却速率连续降温至850℃；
52.3)中温阶段：合金以2℃/min的平均冷却速率连续降温至650℃；
53.4)低温阶段：然后炉冷至室温。
54.实施例6
55.高温合金成分采用专利号为：zl201910515324.1，名称为：一种析出强化型镍基高铬高温合金及其制备方法的专利中的成分，制备工艺采用真空冶炼后铸造成型。合金为一种析出强化型铸造高温合金，制备完成后实测成分按质量百分数计，包括cr：28％，co：15％，ti：2.5％，al：1.5％，w：1.5％，si：0.5％，mn：0.5％，nb：0.5％，c：0.04％，fe：0.5％，余量为ni，合金中γ’的析出起始与终止温度分别为950℃与650℃，其热处理工艺如下：
56.1)保温阶段：合金随炉升温后在1300℃保温10h，完成后开始冷却；
57.2)高温阶段：合金以10℃/min的平均冷却速率连续降温至949℃；
58.3)中温阶段：合金以10℃/min的平均冷却速率连续降温至500℃；
59.4)低温阶段：然后空冷至室温。
60.实施例7
61.高温合金成分采用专利号为：zl201910515324.1，名称为：一种析出强化型镍基高铬高温合金及其制备方法的专利中的成分，制备工艺采用真空冶炼后铸造成型。合金为一种析出强化型铸造高温合金，制备完成后实测成分按质量百分数计，包括cr：28％，co：15％，ti：2.5％，al：1.5％，w：1.5％，si：0.5％，mn：0.5％，nb：0.5％，c：0.04％，fe：0.5％，余量为ni，合金中γ’的析出起始与终止温度分别为950℃与650℃，其热处理工艺如下：
62.1)保温阶段：合金随炉升温后在1250℃保温30min，完成后开始冷却；
63.2)高温阶段：合金以30℃/min的平均冷却速率连续降温至1020℃后保温4h，完成后以20℃/min的平均冷却速率连续降温至950℃，最后以10℃/min的平均冷却速率连续降
温至750℃；
64.3)中温阶段：合金以20℃/min的平均冷却速率连续降温至700℃；
65.4)低温阶段：然后油冷至室温。
66.对比例1
67.合金成分采用专利号为：zl201911296733.3，名称为：一种高强高韧抗氧化铁镍基高温合金及其制备方法的专利中的成分，制备工艺采用真空自耗冶炼后锻造成型。合金为一种析出强化型变形高温合金，制备完成后实测成分按质量百分数计，包括c：0.05％，cr：16％，mn：0.1％，si：0.025％，w：0.3％，mo：0.6％，ti：1.8％，al：1.6％，b：0.002％，co：1.0％，fe：40％，余量为ni，合金中γ’的析出起始与终止温度分别为875℃与580℃，采用热处理工艺如下：
68.1)第一步固溶处理：将合金随炉升温至950℃保温0.5h，完成后升温至1080℃保温90min，随后水冷至室温；
69.2)第二步固溶处理：将合金随炉升温至900℃后以5℃/min的速率升温至1000℃，保温30min后水冷至室温；
70.3)时效处理：将合金升温至650℃后保温24h，完成后空冷至室温；
71.对比例2
72.合金成分采用专利号为：zl202010383732.9，名称为：一种火电机组用高强高温合金及其加工工艺的专利中的成分，制备工艺采用真空自耗冶炼后锻造成型。合金为一种析出强化型变形高温合金，制备完成后实测成分按质量百分数计，包括c：0.06％，cr：16％，mn：0.2％，si：0.15％，w：1.6％，mo：1.2％，ti：2.2％，al：1.4％，b：0.002％，zr：0.02％，fe：37％，余量为ni，合金中γ’的析出起始与终止温度分别为890℃与610℃，采用热处理工艺如下：
73.1)第一步固溶处理：将合金随炉升温至950℃保温0.5h，完成后升温至1080℃保温90min，随后水冷至室温；
74.2)第二步固溶处理：将合金随炉升温至900℃后以5℃/min的速率升温至1000℃，保温30min后水冷至室温；
75.3)第一步时效处理：将合金升温至650℃后保温8h，完成后空冷至室温；
76.4)第二步时效处理：将合金升温至750℃后保温4h，完成后空冷至室温；
77.表1为实施例1-2热处理完成后的室温及高温拉伸性能，可以看到合金在各温度下均具备良好的强度与塑性，未出现明显的中温脆性。此外，合金在中温脆性温区时效20h后，其在650℃、700℃拉伸过程中同样未出现明显的脆性下降(表2)。而采用传统的热处理工艺，合金在700℃拉伸时可见明显的脆性下降现象。
78.表1实施例1-2热处理完成后的室温及高温拉伸性能
[0079][0080]
表2实施例1-2与对比例1-2的脆性
[0081][0082]
图1为经过强韧化处理后的合金组织形貌，可见合金内出现两种尺寸的γ’相，其中较大的尺寸约70nm，较小的尺寸不足10nm，合金在700℃拉伸断口呈沿晶与穿晶混合型断裂，参见图2。而采用传统热处理工艺后，合金内仅存在单一尺寸的γ’相，参见图3；其拉伸断口呈典型的沿晶断裂特征，参见图4。