一种热塑性优良的Fe-36Ni因瓦合金材料及其制备方法
【专利摘要】一种热塑性优良的Fe?36Ni因瓦合金材料及其制备方法，化学成分质量百分比：C≤0.05%，Si≤0.3%，P≤0.02%，S≤0.02%，Mn：0.15~0.45%，N ≤ 0.007%，Ni 35%~37%，T[O] 0.002～0.01%，Ti 0.035~0.1%，B 0.003~0.015%，余量为Fe及不可避免的杂质。其制备方法为：（1）冶炼；（2）铸造；（3）保护气氛下将铸锭在3小时内升温至1200℃，保温2小时后开锻，变形量为75%，终锻温度大于1050℃；（4）将锻造试样进行热处理得到最终因瓦合金材料。本发明可提高合金热塑性，避免轧制过程中产生开裂问题。
【专利说明】
-种热塑性优良的Fe-36N i因瓦合金材料及其制备方法
技术领域
[0001 ]本发明属于钢铁冶金领域，具体设及一种热塑性优良的Fe-36Ni因瓦合金材料及 其制备方法。
【背景技术】
[0002] 在-200~200°C范围内，因瓦合金是一种热膨胀系数很低，随外部溫度的变化热膨 胀系数几乎不变的特种合金，具有反常的力学和磁性能。因其优异的低膨胀特性，它最初主 要用来制造精密仪器、仪表中要求尺寸不变的零件，如标准量具、大地测量尺等。它最初主 要用来制造精密仪器、仪表中要求尺寸不变的零件，如标准量具、大地测量尺等。随着科技 及应用范围的扩展，如海洋长途运输的液化天然气储罐、特殊传输电缆、大型电子望远镜的 基座定位装置、宇航工业适用的因瓦合金模具、液氨储罐等，合金产品应用领域已从传统精 密仪器行业向电子工业和特殊结构材料行业拓展，需求量越来越大。
[0003] 因瓦合金为单相奥氏体组织合金，在凝固过程中没有相变的产生，粗大的柱状晶 容易形成，粗大的柱状晶会加剧连铸巧的裂纹敏感性，恶化其热塑性；因瓦合金对S偏析非 常敏感，S是易偏析元素，偏聚在晶界恶化合金的热塑性。合金热塑性差致使合金在热加工 过程中开裂现象严重，产品质量不稳定、生产成本高、成材率和生产效率低导致供需矛盾突 出，运严重地制约着该产品的广泛使用W及大量生产。因此，提供一种热塑性优良的Fe-36M因瓦合金材料及其制备方法，W提高因瓦合金的生产效率，降低因瓦合金生产成本，成 为人们迫切关注的问题。
[0004] 目前，关于因瓦合金的专利中，大多数主要集中在其高强度、低膨胀性能等研究方 面。专利CN 1114366 A公开了一种高强度超因瓦合金及其生产方法，合金的化学成分组成 为：CO.03~0.5%,Mn<0.6%,Ni31.0~31.5%，Co3~5%，NbO. 5~0.5%，余量为铁及不可避免的杂 质元素。合金采用真空感应炉或非真空感应炉冶炼，经热加工后，进行轻度冷变形和酸洗， 再冷加工成带材或钢丝。专利CN 1400330 A公开了一种高强度低膨胀的合金结构钢材料， C为0.51 ~2.50〇/〇，Ni为32.0~45.0〇/〇，V为 1.21~3.0〇/〇，Cr为0.5~5.0〇/〇，Si < 0.6〇/〇，Mn < 2.0〇/〇，Cu < 5.0〇/〇，Mg < 0.2〇/〇，Ca < 0.1〇/〇，Re < 0.2〇/〇，Mo、W、Nb Jr任意一种或两种之和两种 W 上之和应该 在0.5%~5.0%之间，其余为铁。专利CN1743490A公开了一种高强度因瓦合金及其合金线材的 生产方法，其特征在于：WFe-36Ni合金为基，添加 W、V、C元素，具体成分(重量％ )是0.15~ 0. 40C，Si <0.60,Mn <0.8，P< 0.025，S< 0.02,:34.0~42.ONi ,Co <3.5,Cr <0.5,Cu <0.2， 1. 5~5. OW，0.3~I. 2V，Mo < 0.5,其余为Fe和不可避免杂质；且W/V> I. 5, C = 0.9~I. 3 (0.033W+0.2V)。上述合金线材的生产方法是：（1)采用常规工艺，将合金钢锭加工成圆棒， 再加工成(610~15mm的盘条；（2)采用特殊的二次冷加工变形及热处理工艺:第一次、二次 的冷拉变形量20~70 %、55~95 %，冷加工变形后进行450~750°C热处理。专利CN 102888557 A公开了一种高强度低膨胀系数合金线材，其基体为奥氏体，所述奥氏体基体上 弥散分布着Ni3(Ti，Al)，所述高强度低膨胀系数合金线材的各化学元素质量百分配比为:C <0.05%;Si <0.50%;]?11<0.60%;化：36.0~42.0%;1'1:1.5~3.0%;八1:0.3~1.0%;余 量为化和其他不可避免的杂质。专利CN 104120338 A公开了一种改善精密合金Ni36抗氧 化性能的方法，包括电炉烙炼、AOD精炼、LF炉精炼、连铸、板巧修磨工序，在LF炉精炼工序 中，精炼终点控制S < 0.001%，A1 > 0.02%，然后加入W下复合添加剂中的一种:① Ti+Zr，含 量范围（0.02-0.10wt%)Ti + (0.02-0.05wt%)Zr;②稀±元素 Ce+La，含量范围（0.02-0. lwt〇/〇)Ce+(0.005-0.04wt〇/〇La;在LF炉精炼中，确保Al > 0.02wt〇/〇;炉渣中（MnO+化0) < 0.5wt%。专利CN 105039850 A公开了一种高强度低膨胀的热社因瓦合金，其成分的重量百 分含量为：CO. 1%~0.4%、Ni34%~42%、Mol. 5%~5.5%、N0.002%~0.03%、A10.015%~0.04%、S < 0.005%、P < 0.005%;下述成分中的一种或几种：Nb0.0 1% ~0.4%、V 0.05% ~0.550/0、 Ti0.0 2%~0.2%;其余为化及不可避免杂质。专利CN 104862585IA公开了一种超低膨胀合金 材料及其制备方法，所述超低膨胀合金材料的各组分和各组分的质量百分比为：。〇-0.05%;Ni : 36-38%;Y:0.6%;余量为铁。其制备方法为将质量百分比为0-0.05%的C、36-38%的 Ni、0.6%的Y、余量为铁的混合物加入烙炼炉内进行烙炼;将得到的金属液体进行铸造;在10 小时内升溫至1150摄氏度后开锻，使其变形量为80%，终锻溫度为1050摄氏度;将锻造后的 金属回炉至1250摄氏度后，再出炉水冷至常溫;热处理后即制得超低膨胀合金材料。
[0005] 然而，关于提高因瓦合金热塑性的专利报道则很少，仅有专利CN104999007A公开 了一种提高低膨胀合金锻造塑性的方法，其主要方法是在合金铸锭的表面采用耐高溫封闭 涂料涂刷，然后按照常规的生产进行后续加热、锻造，得到热塑性优良的因瓦合金。本发明 合金材料通过向化-36Ni因瓦合金中复合添加热塑性改善元素 Ti和B，并控制生产工艺来提 高合金的热塑性，从而解决合金铸巧在社制过程中容易开裂的问题。
【发明内容】
[0006] 本发明的目的是在兼顾Fe-36Ni因瓦合金低膨胀性能的同时，开发出一种具有优 良热塑性的因瓦合金材料及其制备方法，从而解决合金铸巧在社制过程中的开裂问题，来 降低生产成本，提高合金的生产效率及产品质量，并弥补我国高性能特种合金材料生产的 不足。
[0007] 为解决W上技术问题，本发明是通过下述技术方案实现的。
[000引一种热塑性优良的Fe-36化因瓦合金材料，其特征在于合金各组分的质量百分比 为：C<0.05o/o，Si<0.3o/o，P<0.02o/o，S<0.02o/o，Mn:0.15~0.45o/o，，N< 0.007o/o，Ni35o/o~37o/o， T[0] 0.002~0.01%，Ti 0.035~0.1%，B 0.003~0.015%，余量为化及其他不可避免的微量元 素。
[0009] Ti和N含量的重量百分比满足如下关系式： Ti/N 含 5 所述热塑性优良的化-36Ni因瓦合金材料的制备方法，包含W下步骤： 步骤l，将原料(Fe、C、Si、P、S、Mn、N、Ni)在真空感应炉进行烙炼，烙炼溫度1500~1530 。。 步骤2，先添加 Ti，精炼2min后再添加 B，精炼Imin，对烙液降溫，待溫度降至1450~1460 °C，在真空条件下对烙液进行诱铸，得到直径70mm的圆柱铸锭； 步骤3,在保护气氛下将铸锭在3小时内升溫至1200°C，保溫2小时后开锻，锻造成直径 为15mm的盘条，终锻溫度大于1050°C。
[0010] 步骤4，将锻造后试样进行分段热处理:840~900°C保溫I小时，水冷;320~350°C保 溫1小时，水冷;90~100°C保溫24小时，空冷至室溫，制备得到最终化-36Ni因瓦合金材料。
[0011] 所述保护气氛包括还原性气氛和中性气氛。
[0012] 上述方案详述如下。
[0013] 本发明通过向Fe-36N因瓦合金中复合添加热塑性改善元素 Ti和B，并控制生产制 造工艺来提高合金的热塑性，从而解决铸巧容易产生开裂的问题。本发明合金中所设及主 要添加元素 Ti和B及主要工艺方法的作用认为如下。
[0014] (OTi、B添加方法:原料在真空感应炉烙化后，先添加 Ti,精炼2min后再添加 BsTi 和B均是强烈的氮化物形成元素，两者极容易与N结合形成TiN和BN，为保证合金中有足够的 固溶B来改善合金的热塑性，先添加 Ti来固定N，防止N与固溶的B结合。
[0015] (2)Ti元素:Ti在本发明中既可作为非均质形核的元素，也作为热塑性改善元素。 Ti添加到合金烙体中与残余的0结合生成大量细小弥散分布的Ti2〇3颗粒，Ti2化可W作为合 金凝固过程中奥氏体的形核核屯、，细化合金的凝固组织，使晶粒的数目增加，晶界增多，运 样会限制合金变形过程中滑移的进行，使得滑移不断改变方向，裂纹难W增加，从而降低了 裂纹扩展率；晶界的面积增加，可W降低S在晶界的相对偏析量，强化晶界。Ti也可W与S结 合形成TiS,降低S在晶界的偏析，强化晶界;Ti优先与钢中的N结合来形成TiN,因为后续要 添加热塑性改善元素 B，运样Ti可W优先固定N，来抑制BN的生成，增加合金中W固溶态存在 的B来改善合金的热塑性。当Ti含量小于0.035%时，其改善热塑性的效果不明显；而Ti含量 超过0.1%时，将显著增加合金的热膨胀系数。
[0016] (3化元素:B是本发明中一种主要的热塑性改善元素。B在合金中扩散速率远远大 于S的扩散速率，在合金的凝固过程中，固溶的BW更快的扩散速率优先于S在奥氏体晶界偏 聚，运样就降低S在晶界的偏聚，从而提高合金的热塑性。当B含量低于0.003 %时，其改善合 金热塑性的效果不明显；但当B含量在0.015% W上时，运时过量的B在晶界析出化B，降低晶 界的强度，会热化合金的热塑性，同时过量的B也会显著增加合金的热膨胀系数。
[0017] (4)Ti/N含5:Ti/N数值主要反映本发明专利中固溶N被固定的程度。B是强烈的氮 化物形成元素，易于N结合在晶界析出BN相，恶化合金的热塑性；当钢中有足够的Ti存在时， 即Ti/N含5,运时Ti可W固定所有N，避免在B添加后生成BN，从而使添加的B尽量W固溶的形 式存在与因瓦合金中，起到有效改善合金热塑性的目的。
[0018] (5)冶炼及诱铸溫度:烙炼溫度为1500~1530°C，溫度太高，合金元素烧损较多，致 使原材料中添加元素的收得率不高;溫度太低，烙体较粘，合金成分不够均匀;诱铸溫度为 1450~1460°C，溫度> 1460°C，过热度较高，铸锭凝固组织细化的效果较差，溫度< 1450°C， 过热度较低，不利于合金诱铸过程的顺利进行。
[0019] (6)加热制度:铸锭在保护气氛下、在3小时内升溫至1200°C，然后加热保溫。保护 气氛包括中性气氛或还原性气氛，因瓦合金缺少抗氧化性元素，晶间氧化严重，保护气氛可 保证合金不被氧化，有效避免合金的晶间氧化，减少社制过程中裂纹的产生。3小时内升溫 至1200°C，合金的导热能力较差，升溫速度不宜过快。1200°C保溫，可使晶粒在变形过程中 有足够的再结晶驱动力，有利于再结晶过程的进行，减少社制过程中裂纹的生成。
[0020] (7)终锻溫度。终锻溫度大于1050°C，可使晶粒在合金变形过程中始终处于再结晶 的溫度范围内，有利于再结晶过程的进行，减少社制过程中裂纹的生成。
[0021] 本发明具有W下积极效果： 1、本发明解决了 Fe-36Ni因瓦合金热塑性较差的问题，有效减少了合金在锻造或者社 制过程中开裂的问题，从而显著降低生产成本、提高生产效率及产品质量。
[0022] 2、本发明的制备方法，如能够实现高品质大规模生产，可扩大高品质特种合金的 生产品种、并弥补我国高性能特种合金材料生产的不足。
【具体实施方式】
[0023] 为了使本发明的技术方案及优点更加清楚，W下通过实施例对本发明进行进一步 的叙述。另外，此处的具体实施例仅仅用于解释本发明，并不用于限定本发明。相反，本发明 涵盖任何由权利要求定义的在本发明范围上所做的代替和修改方法。
[0024] 在真空感应炉冶炼所需成分的Fe-36Ni因瓦合金材料，烙炼溫度为1500~1530°C， 先添加适量Ti,精炼2min后，再添加适量B，精炼Imin，对烙液降溫，待溫度降至1450~1460 °C，在真空条件下对烙液进行诱铸，得到直径70mm的圆柱铸锭。在保护气氛下将铸锭在3小 时内升溫至1200°C，保溫2小时后开锻，锻造成直径为15mm的盘条，终锻溫度大于1050°C。将 锻造后的试样进行热塑性实验，试验溫度区间为900~1200°C，试验溫度间隔50°C;试验过 程首先将试样加热到1350°C保溫5min，然后W3°C/秒的冷却速度冷却至各试验溫度，保溫 Imin后Wo. 01/秒的应变速率进行拉伸，最后测定并计算各拉伸断口的断面收缩率。将锻造 后试样进行分段热处理，先840~900°C保溫1小时，水冷，然后320~350°C保溫1小时，水冷，然 后90~100°C保溫24小时，空冷至室溫，则制备得到最终Fe-36Ni因瓦合金材料。表1是Fe-36Ni因瓦合金的化学成分，表2是化-36Ni因瓦合金不同试验溫度时的断面收缩率情况。表3 为化-36Ni因瓦合金25~100°C之间的平均热膨胀系数。
[0025] 由比较例和本发明例1~4可知：比较例1的因瓦合金中无热塑性改善元素 Ti和B， 在900~1000°C溫度之间，合金断面收缩率小于60%，热塑性较差;在1050~1200°C溫度之间， 断面收缩率较好，但热塑性普遍在70~80%之间。对比比较例1，发明例1~4合金具有优良的 热塑性，在试验溫度900~1200°C溫度之间，合金断面收缩率均在80%W上。
[0026] 比较例的因瓦合金在25~100°C之间的平均热膨胀系数a为0.875 X °C ;发明例 1~4的因瓦合金随着Ti和B元素含量的增加，在25~100°C之间的平均热膨胀系数a逐渐增 加，分别为0.903 X l〇-*V°C、0.925 X l〇-6/°C、0.950 X l〇-*V°C和0.986 X l〇-*V°C，但a值均小 于1.0 X l〇-*V°C。根据因瓦合金的生产要求，25~100°C的平均热膨胀系数a < 1.0 X l〇-*V°C， 由此可见，发明例I~4合金的平均热膨胀系数a满足生产要求。
[0027] 表1 Fe-36Ni因瓦合金的化学成分(wt%)
表3 Fe-36Ni因瓦合金在25~100°C之间的平均热膨胀系数
【主权项】
1. 一种热塑性优良的Fe-36Ni因瓦合金材料，其特征在于其化学组分的质量百分比为： C<0.05%,Si <0.3%,P<0.02%,S<0.02%,Mn：0.15~0.45%,N < 0.007%,Ni 35%~37%,T[0] :0.002~0.01%，11:0.035~0.1%，8:0.003~0.015%，余量为？6及不可避免的微量元素 ；所 述Ti和Ν含量的重量百分比满足如下关系式:Ti/N2 5。2. 根据权利要求1所述的一种热塑性优良的Fe-36Ni因瓦合金材料，其特征是它的制备 方法包含以下步骤： 步骤1，将原料?6、(：、3丨、？、3、111川、附在真空感应炉进行熔炼，熔炼温度1500~1530°(：; 步骤2，先添加 Ti，精炼2min后再添加 B，精炼lmin，对熔液降温，待温度降至1450~1460 °C，在真空条件下对熔液进行浇铸，得到直径70mm的圆柱铸锭； 步骤3,在保护气氛下将铸锭在3小时内升温至1200°C，保温2小时后开锻，锻造成直径 为15mm的盘条，终锻温度大于1050°C ; 步骤4,将锻造后试样进行分段热处理:840~900°C保温1小时，水冷;320~350°C保温1小 时，水冷;90~100 °C保温24小时，空冷至室温，制备得到最终Fe-36Ni因瓦合金材料。3. 根据权利要求2所述一种热塑性优良的Fe-36Ni因瓦合金材料，其特征在于所述保护 气氛包括还原性气氛和中性气氛。
【文档编号】C22C38/14GK105861935SQ201610222074
【公开日】2016年8月17日
【申请日】2016年4月12日
【发明人】于彦冲, 穆林, 王社斌
【申请人】太原理工大学