本发明属金属热处理技术领域，具体涉及一种适用于铸造高温合金的过时效热处理工艺。
背景技术：
在晶粒内部均匀弥散析出细小的γ’相是确保合金具备优异的高温强度的重要保障。目前，以γ’相作为主要强化相的高温材料已广泛应用在能源、电力、航空航天等多个领域，并获得了良好的使用效果。提升γ’相体积分数是进一步提高合金高温强度的有效途径。然而，这也将为合金的高温变形带来极大困难，从而导致具有较复杂形状高温部件的加工制备成本急剧上升。这是由于为获得良好的加工性能，高温合金热变形温度往往会选择在γ’相固溶温度以上。而γ’相的固溶温度往往伴随着其体积分数的增加而上升。因此，增加合金中γ’相体积分数的同时，也为合金的加工变形带来极大困难。目前获得广泛应用的镍基或铁镍基高温合金中，γ’强化相的体积分数一般不超过20％，并且随着γ’相体积分数的增加，合金热加工窗口显著缩小，合金加工成本急剧上升。
高温合金铸造直接成型可满足复杂形状工件的尺寸要求。此外，由于采用铸造工艺可直接成型而省略后期的冷、热加工等步骤，因此铸造高温合金往往可以具有更大体积分数的γ’而使材料获得更高的强度性能。然而，采用铸造工艺制备的部件由于冷却速度的差异等因素，铸件往往沿凝固方向形成柱状树枝晶。这种具有粗大尺寸的晶粒难以起到协调变形的效果，因此铸造高温合金与变形高温合金相比常常表现出较差的塑性。尤其是当合金中γ’相体积分数较大时，合金晶粒内部获得了较高的强度，但同时晶粒难以变形，导致晶界滑移困难而产生应力集中，进一步促进裂纹的萌生与扩展。
技术实现要素：
为克服现有技术中的问题，本发明的目的是提供一种适用于铸造高温合金的过时效热处理工艺。
为了实现以上发明目的，本发明所采用的技术方案为：
一种适用于铸造高温合金的过时效热处理工艺，包括以下步骤：将铸造高温合金进行固溶处理后，然后进行高温时效处理，最后进行低温时效处理；其中，高温时效处理的具体过程为：完成固溶处理后冷却至γ’相固溶温度以下50-150℃范围内并保温，保温时间不超过3小时，随后空冷至室温。
本发明进一步的改进在于，所述铸造高温合金为铁镍基或镍基高温合金。
本发明进一步的改进在于，所述铸造高温合金在热力学平衡态下γ’相体积分数不低于15％。
本发明进一步的改进在于，所述以5-15℃/min的速度冷却至γ’相固溶温度以下50-150℃范围内。
本发明进一步的改进在于，所述固溶处理的具体过程为：将铸造高温合金在γ’相固溶温度以上30-50℃范围内保温20min-60min，升温至高于γ’相固溶温度以上150-350℃范围内并保温0.5-2小时。
本发明进一步的改进在于，以5-10℃/min的速率升温至高于γ’相固溶温度以上150-350℃范围内。
本发明进一步的改进在于，所述低温时效处理的具体过程为：完成高温时效处理后加热至γ’相固溶温度以下300-400℃范围内，并保温不超过20小时，随后升温至γ’相固溶温度以下200-300℃范围内并保温5-10小时，最后空冷至室温。
本发明进一步的改进在于，以10-15℃/min的速率升温至γ’相固溶温度以下200-300℃范围内。
与现有技术相比，本发明具有的有益效果：本发明利用过时效改善合金塑性的原理，在传统高温固溶加低温时效的热处理工艺基础上，增加高温时效处理，促进晶粒内部均匀弥散析出具有较大尺寸的颗粒状一次γ’相，析出相平均尺寸不低于100nm，并确保在大尺寸γ’相周围处产生相析出相贫瘠区。析出相贫瘠区的出现可以促进合金柱状晶粒内部的非均匀变形，进而改善晶粒与晶界协调变形的能力，从而提高合金的高温塑性。由于析出相贫瘠区的出现同样会造成合金强度的下降，因此通过合理调整高温时效处理的温度与时间，控制大尺寸γ’相的尺寸、体积分数以及其周围析出相贫瘠区的宽度。最终在控制合金强度下降幅度的前提下确保合金获得更大的塑性改善效果，从而使合金达到强度与塑性的最优组合。利用该工艺制备的合金与铸态合金相比其在750℃屈服强度提高3-10％，延伸率提高90-120％；与未经高温时效的热处理态合金相比其在750℃屈服强度降低不超过10％，延伸率提高60-100％。本发明特别适用于在700℃以上服役并对合金塑性有相对较高要求的服役工况，如先进超超临界锅炉机组再热器、乙烯裂解炉管中的制氢转化炉等。
进一步的，所述铸造高温合金经过固溶处理后初生γ’相完全溶解，合金由粗大的奥氏体柱状树枝晶及分布在晶界与枝晶间的不连续碳化物组成。
进一步的，经过低温时效处理后，在合金晶粒内部均匀弥散析出具有较大尺寸的颗粒状一次γ’相与具有细小尺寸的颗粒状二次γ’相，一次γ’相平均尺寸不低于100nm、二次γ’相平均尺寸不高于30nm。在一次γ’颗粒边缘处存在二次γ’颗粒析出贫瘠区(pfz)，并且pfz区宽度不超过300nm。
具体实施方式
下面对本发明做进一步详细描述：
本发明中的铸造高温合金为铁镍基或镍基高温合金，铸造高温合金在热力学平衡态下γ’相体积分数不低于15％。本发明中的铸造高温合金采用申请号为201310397115.4的专利中的成分，通过离心铸造工艺制备得到的。
实施例1
1)固溶处理：合金成分采用申请号为：201310397115.4，名称为：一种低膨胀抗氧化ni-fe-cr基高温合金及其制备方法的专利中的成分，采用离心铸造工艺制备成型合金，γ’(ni3al)相的固溶温度为984℃。将合金随炉升温至1000℃后保温30分钟，随后以10℃/min的速率升温至1200℃固溶2小时；
2)高温时效处理：固溶处理完成后以15℃/min的速率冷却至900℃，并保温1小时后空冷至室温；
3)低温时效处理：将高温时效处理后的合金送入炉中随炉加热至650℃并保温16小时，随后以15℃/min的速率升温至750℃保温8小时后空冷至室温。
对实施例1中铸造高温合金中粗大的奥氏体柱状树枝晶进行扫描电镜测试发现，铸造高温合金中具有粗大的奥氏体柱状树枝晶。
实施例2
1)固溶处理：合金成分采用申请号为：201310397115.4，名称为：一种低膨胀抗氧化ni-fe-cr基高温合金及其制备方法的专利中的成分，采用离心铸造工艺制备成型合金，γ’相的固溶温度为984℃。将合金随炉升温至1000℃后保温30分钟，随后以10℃/min的速率升温至1200℃固溶2小时；
2)高温时效处理：固溶处理完成后以15℃/min的速率冷却至900℃并保温2小时后空冷至室温；
3)低温时效处理：将高温时效处理后的合金送入炉中随炉加热至650℃并保温16小时，随后以15℃/min的速率升温至750℃保温8小时后空冷至室温。
对实施例2中高温时效过程中形成的大尺寸γ’相及其周围的析出相贫瘠区进行透射电镜测试发现，高温时效过程中形成了大尺寸γ’相及其周围的析出相贫瘠区。
实施例3
1)固溶处理：合金成分采用申请号为：201310397115.4，名称为：一种低膨胀抗氧化ni-fe-cr基高温合金及其制备方法的专利中的成分，采用离心铸造工艺制备成型合金，γ’相的固溶温度为984℃。将合金随炉升温至1000℃后保温30分钟，随后以10℃/min的速率升温至1200℃固溶2小时；
2)高温时效处理：固溶处理完成后以15℃/min的速率冷却至850℃并保温10min后空冷至室温；
3)低温时效处理：将高温时效处理后的合金送入炉中随炉加热至650℃并保温16小时，随后以15℃/min的速率升温至750℃保温8小时后空冷至室温。
实施例4
1)固溶处理：合金成分采用申请号为：201310397115.4，名称为：一种低膨胀抗氧化ni-fe-cr基高温合金及其制备方法的专利中的成分，采用离心铸造工艺制备成型合金，γ’相的固溶温度为984℃。将合金随炉升温至1000℃后保温30分钟，随后以10℃/min的速率升温至1200℃固溶2小时；
2)高温时效处理：固溶处理完成后以15℃/min的速率冷却至850℃并保温0.5小时后空冷至室温；
3)低温时效处理：将高温时效处理后的合金送入炉中随炉加热至650℃并保温16小时，随后以15℃/min的速率升温至750℃保温8小时后空冷至室温。
实施例5
1)固溶处理：合金成分采用申请号为：201310397115.4，名称为：一种低膨胀抗氧化ni-fe-cr基高温合金及其制备方法的专利中的成分，采用离心铸造工艺制备成型合金，γ’相的固溶温度为984℃。将合金随炉升温至1014℃后保温20分钟，随后以5℃/min的速率升温至1134℃固溶2小时；
2)高温时效处理：固溶处理完成后以5℃/min的速率冷却至850℃并保温20min后空冷至室温；
3)低温时效处理：将高温时效处理后的合金送入炉中随炉加热至684℃并保温1小时，随后以5℃/min的速率升温至784℃保温5小时后空冷至室温。
实施例6
1)固溶处理：合金成分采用申请号为：201310397115.4，名称为：一种低膨胀抗氧化ni-fe-cr基高温合金及其制备方法的专利中的成分，采用离心铸造工艺制备成型合金，γ’相的固溶温度为984℃。将合金随炉升温至1034℃后保温60分钟，随后以15℃/min的速率升温至1334℃固溶0.5小时；
2)高温时效处理：固溶处理完成后以10℃/min的速率冷却至850℃并保温40min后空冷至室温；
3)低温时效处理：将高温时效处理后的合金送入炉中随炉加热至584℃并保温20小时，随后以10℃/min的速率升温至684℃保温10小时后空冷至室温。
对比例1
合金成分采用申请号为：201310397115.4，名称为：一种低膨胀抗氧化nifecr基高温合金及其制备方法的专利中的成分，采用离心铸造工艺制备成型合金。
对比例2
合金成分采用申请号为：201310397115.4，名称为：一种低膨胀抗氧化ni-fe-cr基高温合金及其制备方法的专利中的成分，采用离心铸造工艺制备成型合金管材，γ’相的固溶温度为984℃。将合金随炉升温至1000℃后保温30分钟，随后以10℃/min的速率升温至1200℃固溶2小时；固溶处理完成后以15℃/min的速率冷却至950℃保温1小时后空冷至室温；将高温时效处理后的合金送入炉中在650℃保温16小时，随后以15℃/min的速率升温至750℃保温8小时后空冷至室温。
对比例2中高温时效处理时，温度不满足冷却至γ’相固溶温度以下50-150℃范围内并保温的条件，所以该对比例的工艺处理后，其仍只有一种粒径的细小γ’相，无法制得如实施例2中两种尺寸的γ’相。
对比例3
合金成分采用申请号为：201310397115.4，名称为：一种低膨胀抗氧化ni-fe-cr基高温合金及其制备方法的专利中的成分，采用离心铸造工艺制备成型合金管材，γ’相的固溶温度为984℃。将合金管材随炉升温至1000℃后保温30分钟，随后以10℃/min的速率升温至1200℃固溶2小时；固溶处理完成后将合金送入炉中在650℃保温16小时，随后以15℃/min的速率升温至750℃保温8小时后空冷至室温。
对比实施例1、实施例2以及对比例3，可以看出，合金铸态组织由粗大的奥氏体晶粒构成，经过高温时效后合金晶粒内部分别析出具有大、小两种尺寸的γ’相，并且在大尺寸γ’相周围出现析出相贫瘠区。该析出相贫瘠区宽度最大不超过300nm。未经过高温时效的合金晶粒内部仅有小尺寸γ’相，其平均尺寸不超过50nm。
本发明对实施例1-4以及对比例1-3的合金的塑性以及强度进行了测试，见表1。
表1
从表1可以看出，合金经过热处理后高温性能获得大幅提高，经过高温时效处理的合金与未经该处理的合金相比塑性显著增加，强度略有降低。
本发明实施例1-6以镍铁基高温合金为例进行说明，将镍基高温合金通过本发明的工艺同样可以实现本发明的目的。