700℃等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金及其制備方法
【專利摘要】本發(fā)明提供了一種700℃等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金及其制備。所述的鎳基高溫合金，包括：C0.01～0.06wt％、Cr23～25.5wt％、Co10～14.5wt％、Mo0.3～3.5wt％、W0.5～2.5wt％、Nb0.8～2.2wt％、Ti1.0～2.5wt％、Al1.0～2.5wt％、B0.001～0.005wt％、Zr0.01～0.3wt％、Mg0.002～0.015wt％、V小于等于0.5wt％，La小于等于0.005wt％，余量為Ni和不可避免的雜質(zhì)元素。本發(fā)明能夠有效阻止合金沿晶失效裂紋的擴(kuò)展，提高合金的沖擊韌性和高溫持久蠕變性能。
【專利說明】700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金及其制備
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明屬于鎳基高溫合金材料【技術(shù)領(lǐng)域】，尤其涉及一種700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基合金材料，適用于制造蒸汽溫度為700°C等級的先進(jìn)超超臨界燃煤電站高溫部件，在實際使用溫度800°C左右以下長期使用。
【背景技術(shù)】
[0002]能源供應(yīng)緊張和環(huán)境保護(hù)問題已經(jīng)成為當(dāng)今世界各國經(jīng)濟(jì)、社會和環(huán)境可持續(xù)發(fā)展的主要制約因素。電力作為二次能源在今后相當(dāng)長的時期內(nèi)仍將在能源消費(fèi)市場中占據(jù)主要地位。在電力生產(chǎn)結(jié)構(gòu)中，除少數(shù)國家外，火力發(fā)電在絕大多數(shù)國家占據(jù)主導(dǎo)地位，并且在今后相當(dāng)長時期內(nèi)不會改變?，F(xiàn)階段世界上燃煤電站仍然是以蒸汽參數(shù)為538°C/18.5MPa等級的亞臨界電站為主。但是，自上個世紀(jì)末以來，蒸汽參數(shù)為5660C /24MPa等級的超臨界電站和蒸汽參數(shù)為600°C /27MPa等級的超超臨界電站的發(fā)展在燃煤電站的發(fā)展中占據(jù)了主要地位。電站的熱效率已經(jīng)由亞臨界機(jī)組的35%左右提高到了超超臨界機(jī)組的45%左右。對節(jié)約燃煤和降低污染物SOx、NOx和CO2等的排放發(fā)揮了重要作用。同時，十余年來，世界主要經(jīng)濟(jì)發(fā)達(dá)國家和組織，如歐盟、美國和日本，陸續(xù)開展700°C (或760°C )等級先進(jìn)超超臨界燃煤發(fā)電技術(shù)的研發(fā)，歐盟最先于1998年開始此項研究計劃，將蒸汽參數(shù)提高到了 700°C /720°C /35MPa，預(yù)計發(fā)電效率從目前的45%提高到超過50%。美國和日本則隨后于21世紀(jì)初啟動了類似的研究項目。2011年，我國也開始開展700°C等級先進(jìn)超超臨界燃煤發(fā)電技術(shù)的研發(fā)。在我國的電力結(jié)構(gòu)中，火力發(fā)電占到了 80%以上，而我國的電站平均煤耗則遠(yuǎn)高于世界上經(jīng)濟(jì)發(fā)達(dá)的國家，因此提高燃煤電站的蒸汽參數(shù)，從而降低 煤耗，節(jié)約煤炭資源和減少CO2等排放，對經(jīng)濟(jì)、社會和環(huán)境的可持續(xù)發(fā)展具有重要意義。
[0003]隨著燃煤發(fā)電機(jī)組的溫度和壓力提高到700°C /720°C /35MPa等級，對電站關(guān)鍵高溫部件，如汽輪機(jī)中的高、中壓轉(zhuǎn)子和汽缸與閥殼，鍋爐中的過熱器和再熱器管，以及集箱和蒸汽管道等材料，在強(qiáng)度和耐腐蝕性能方面提出了更高的要求。一般認(rèn)為，鍋爐內(nèi)部過熱器和再熱器管的外壁溫度要比管內(nèi)的蒸汽溫度高50°C左右。因此，當(dāng)過熱器和再熱器管內(nèi)的蒸汽溫度達(dá)到700°C和720°C時，管外壁的最高溫度可能達(dá)到770°C左右，甚至還要更高一些。同時，管內(nèi)的蒸汽壓力也提高了。在這樣的蒸汽溫度和壓力條件下，原來在600°C等級的超超臨界燃煤電站中廣泛使用的9~12Cr%鋼和奧氏體耐熱鋼，如Super304H和HR3C已不能滿足強(qiáng)度和耐蝕性能的要求，必須使用鎳基高溫合金。
[0004]現(xiàn)今在民用(如石化)領(lǐng)域使用的鎳基合金，通常需考慮在氧化或還原環(huán)境下的耐腐蝕性能和高溫性能，在航空領(lǐng)域使用的一些時效硬化型鎳基合金，高溫強(qiáng)度的要求則顯得更重要一些，但運(yùn)行時間短。由于這些用途區(qū)別較大，特別是超超臨界電站具有運(yùn)行時間長(30~40年)的突出特點(diǎn)，使得現(xiàn)有的鎳基高溫合金，通常不能同時滿足高溫強(qiáng)度、最高使用溫度和組織穩(wěn)定性、耐氧化/硫化性能的要求，以致于不能滿足700°C等級超超臨界燃煤電站高溫部件長時間應(yīng)用的要求。歐盟在700°C等級超超臨界發(fā)電計劃中研究了 Inconel617和Nimonic263鎳基合金，并通過對617合金的成分優(yōu)化得到了 617B合金，目前也在對263合金進(jìn)行優(yōu)化。日本Sumitomo金屬公司發(fā)展了 Fe-Ni基合金HR6W,瑞典Sandvik公司也發(fā)展了 Fe-Ni基的Sanicro25合金，這些合金都不能滿足在最高溫度段部件的要求。美國SMC為歐盟的700°C超超臨界計劃發(fā)展了 IncOnel740合金，兼具強(qiáng)度高和耐蝕性能良好的明顯特點(diǎn)，成為機(jī)組高溫部件主要的候選材料。中國也正在原用作艦船鍋爐過熱器的、鎳-鐵基合金GH2984的基礎(chǔ)上，積極發(fā)展可以在更高溫度應(yīng)用的合金。迄今為止，上述合金仍然處在發(fā)展和研究之中。
[0005]本發(fā)明通過對Co、Cr、Mo、w、Al、T1、Nb和C等元素對組織和性能的研究,綜合考慮合金固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化的合理搭配，并輔以良好的晶界強(qiáng)化得到一種可以在800°C以下高溫范圍內(nèi)長期使用的鎳基合金，室溫和高溫拉伸及持久性能好，抗腐蝕性優(yōu)越，在蒸汽溫度為700 V等級超超臨界燃煤電站裝備中的應(yīng)用前景廣闊。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0006]本發(fā)明的目的在于提供一種700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金材料及其制備方法，成分設(shè)計合理，具有熱加工塑性好、高溫性能好和耐蝕腐蝕性能優(yōu)越以及高溫長期組織穩(wěn)定等優(yōu)點(diǎn)。
[0007] 為了達(dá)到上述目的，本發(fā)明提供了一種700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金，其特征在于，包括:C0.01 ~0.07wt%,Cr23 ~25.5wt%,ColO ~14.6wt%,Mo0.3 ~
3.5wt%、W0.5 ~2.5wt%、Nb0.8 ~2.2wt%、Til.0 ~2.5wt%、A11.0 ~2.5wt%,B0.001 ~
0.005wt Zr0.01 ~0.3wt %、Mg0.002 ~0.015wt V0.01 ~0.5wt %, La0.001 ~
0.005wt %,余量為Ni和不可避免的雜質(zhì)元素，雜質(zhì)元素中S、P、Si和Mn的范圍為:S
<0.010wt%,P < 0.015wt%,Si < 0.3￥七％和]?11 < 0.5wt%,;其中，所述的 Al 的原子數(shù)與Ti和Nb原子數(shù)之和的比值(Al/(Ti+Nb))為在1.0到1.3之間，Al'Ti和Nb的原子百分?jǐn)?shù)之和為5.5-6.2at%,Cr的原子數(shù)與Mo和W的原子數(shù)之和的比值(Cr/(Mo+W))大于12，且Cr、Mo和W的原子百分?jǐn)?shù)之和不超過30at%。
[0008]進(jìn)一步地，所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的Y '時效析出強(qiáng)化相的量在14~19wt%。
[0009]本發(fā)明還提供了上述700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法，其特征在于，具體步驟為:
[0010]第一步:將0.01~0.07重量份的C、23~25.5重量份的Cr、10~14.6重量份的Co、0.3~3.5重量份的Mo、0.5~2.5重量份的W、0.8~2.2重量份的Nb、1.0~2.5重量份的T1、1.0~2.5重量份的A1、0.001~0.005重量份的B、0.01~0.3重量份的Zr、
0.01~0.5重量份的V，和48~58重量份的Ni裝入真空感應(yīng)爐中，應(yīng)保持原料中Al的原子數(shù)與Ti和Nb原子數(shù)之和的比值(Al/(Ti+Nb))為在1.0到1.3之間，Al、Ti和Nb的原子百分?jǐn)?shù)之和為5.5~6.2at%,Cr的原子數(shù)與Mo和W的原子數(shù)之和的比值(Cr/(Mo+W))大于12，且Cr、Mo和W的原子百分?jǐn)?shù)之和不超過30at%，同時裝入純度大于99.5%的干燥輔料3~6重量份裝入真空感應(yīng)爐中，所述的輔料由0&&40￥七％工&040￥七％和Al20320wt%組成，在不低于KT3Bar的真空條件下，于真空感應(yīng)爐內(nèi)熔煉；原料全部溶化后，保持不低于KT3Bar的真空條件，進(jìn)行時間不低于30min的精煉以去除氣體；精煉完畢后，充入氬(Ar)保護(hù)氣體，壓力為0.4bar，同時加入N1-20Ca合金0.3~0.6重量份進(jìn)行去除有害雜質(zhì)元素S，出鋼前鋼液溫度不低于1500°C，相繼加入N1-20Mg合金0.01~0.025重量份和金屬La0.001~0.005重量份進(jìn)行脫硫和純凈化，經(jīng)充分熔化和攪拌均勻后，過濾，在氬氣環(huán)境下澆注成合金錠；
[0011]第二步:將合金錠進(jìn)行擴(kuò)散退火、開坯鍛造、固溶和時效處理后，得到700V等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金。
[0012]優(yōu)選地，所述第二步中擴(kuò)散退火的溫度為1150~1220°C，時間為16~48h。
[0013]優(yōu)選地，所述第二步中的開坯鍛造的溫度為不低于1050°C。
[0014]優(yōu)選地，所述第二步中的固溶處理的溫度為1100~1200°C，時間為0.5~2h。
[0015]優(yōu)選地，所述第二步中的時效處理的溫度為800°C，時間為4~16h。
[0016]優(yōu)選地，所述第二步中，在對合金錠進(jìn)行擴(kuò)散退火之前，先將合金錠采用真空自耗重熔方法或有保護(hù)氣氛的電渣重熔方法將合金錠進(jìn)行二次精煉。
[0017]更優(yōu)選地，所述的第二步采用真空自耗重熔方法時，應(yīng)嚴(yán)格控制熔化速率，保持每小時熔速不大于300kg。
[0018]更優(yōu)選地，所述的第二步采用有保護(hù)氣氛的電渣重熔方法時，采用復(fù)雜五元提純渣系，所述的復(fù)雜五元提純渣系包括CaF240~45wt%、A120320~30wt%,Ca015~20wt%、Mg05~IOwt%和Ti025~IOwt %,所述的復(fù)雜五元提純洛系在使用前需經(jīng)過提純,保證其中 SiO2 < 0.5%，且經(jīng)過 800°C烘烤 4h。采用(40 ~45% CaF2+20 ~30% Al203+15 ~20%Ca0+5~10% Mg0+5~10% TiO2)可保證穩(wěn)定的Al、Ti和Mg的成分。
[0019]本發(fā)明鎳基高溫合金的主要合金元素N1、Cr、Co、Mo、W、Nb、T1、Al、B、Zr、Mg、V、La和一些在工業(yè)化生產(chǎn)過程中不可避免的雜質(zhì)元素S、P、S1、Mn等的含量控制范圍如上所述。除此之外，還應(yīng)當(dāng)按照現(xiàn)有工業(yè)化生產(chǎn)技術(shù)，嚴(yán)格控制Pb、Sn、As、Sb、Bi等微量有害微量雜質(zhì)元素的含量，他們對合金的鍛造加工和合金的持久性能或高溫塑性有害。
[0020]下面將描述本發(fā)明用于700°C等級超超臨界燃煤電站鎳基合金組分范圍限定的原因。
[0021]C作為強(qiáng)化元素在晶界形成M23C6碳化物對合金高溫持久強(qiáng)度有利，當(dāng)C含量小于
0.01 %時，不足以在晶界形成一定量的M23C6。C可與Ti和Nb —起形成一次碳化物MC，有助于控制晶粒尺寸，含量過高時會過多消耗掉Ti和Nb，應(yīng)當(dāng)保持在0.06%以下。此外，C也具有在澆注時保證熔融金屬的流動性的作用。
[0022]Cr是提高鎳基合金的抗氧化性能、抗腐蝕性能和高溫強(qiáng)度的重要元素，也是晶界碳化物的主要形成元素。研究表明，在鍋爐管道內(nèi)部所處的高溫水蒸氣環(huán)境中，當(dāng)合金中Cr含量大于23%時，可以保證在管道內(nèi)壁形成保護(hù)性的Cr2O3氧化膜，同時也可以保證管道外壁有足夠的抗煙氣腐蝕性能。Cr含量過高時會影響合金的組織穩(wěn)定性和加工性能，其含量以不超過25.5%為宜。
[0023]Co有益于鎮(zhèn)基合金在聞溫范圍內(nèi)熱強(qiáng)性的提聞，而且對抗聞溫?zé)岣g有益。Co在N1-Cr固溶體中可以降低堆垛層錯能，起到良好的固溶強(qiáng)化作用。當(dāng)Co含量低于10%時，高溫強(qiáng)度降低。然而Co為一種價格偏高的戰(zhàn)略性稀缺元素，過量的Co會促進(jìn)合金中不利其性能的H相形成，同時會影響合金的可鍛性。因此，Co含量限制在10.0~14.5%之間。是本發(fā)明對強(qiáng)化元素合理控制，降低合金成本的一個重要因素。[0024]Mo進(jìn)入鎳基合金的基體，起重要的固溶強(qiáng)化作用，特別是在降低Co含量相對減弱固溶強(qiáng)化作用時，必須輔以Mo的固溶強(qiáng)化也是本發(fā)明強(qiáng)化元素控制特點(diǎn)之一。但是，當(dāng)過量Mo加入時，不僅對合金在燃煤環(huán)境中抗煙氣腐蝕明顯有害，而且會促進(jìn)。相形成，并使得高溫加工性不好。因此，Mo含量控制在0.3~3.5%之間。
[0025]W在Y基體和強(qiáng)化相Y '中各占一半。W原子半徑比較大，比基體Ni的半徑大百分之十幾，固溶強(qiáng)化作用明顯，特別是W與Mo同時加入起到復(fù)合的固溶強(qiáng)化作用更為有利。但是W是加速熱腐蝕的一種元素，為此，其含量控制在0.5~2.5%之間。
[0026]Nb控制在0.8-2.2%之間。Nb與Ni的原子半徑差別比Mo和W與Ni的差別還大，是本發(fā)明合金中重要的析出強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化元素，和Al與Ti 一起作為析出YV相的強(qiáng)化元素。但是必須適量控制Nb，過量的Nb不僅會促進(jìn)η相的形成也會降低氧化膜的保護(hù)性能，并使焊接性能變壞，產(chǎn)生液化裂紋。[0027]Ti控制在1.0~2.5%之間，是一種重要的形成Y丨相的強(qiáng)化元素。Ti元素同時也是重要的晶粒尺寸穩(wěn)定劑，與Nb —起形成一次碳化物(Ti，Nb) C。但是Ti含量過高時會促進(jìn)有害的n相的形成，并容易發(fā)生內(nèi)氧化而導(dǎo)致降低合金基體的塑性。
[0028]Al有益于抗氧化，可改善氧化膜的結(jié)構(gòu)，且與Ti和Nb—起與Ni形成強(qiáng)化相。Al是穩(wěn)定Υ丨相和抑制η相形成的一個重要元素，Al含量過低時，強(qiáng)化效果不明顯，高溫強(qiáng)度會降低，含量過高時將顯著降低合金的塑性和韌性，降低合金的加工溫度范圍。同時，在高溫硫化環(huán)境中，高Al含量會導(dǎo)致內(nèi)氧化和內(nèi)硫化腐蝕增加。因此，Al限制在1.0~
2.5%之間。
[0029]B是一種微合金化元素，B在晶界富集，增加晶界結(jié)合力。晶界硼化物可以阻止晶界滑移和空洞的連接與擴(kuò)展，對提高合金的蠕變持久性能非常明顯，存在一個最佳的含量范圍，本發(fā)明合金中控制在0.001~0.005%之間。
[0030]Zr控制在0.01-0.3%之間，有助于凈化晶界，增強(qiáng)晶界結(jié)合力，和B—起有助于保持合金的高溫強(qiáng)度和持久塑性。過量加入會降低熱加工能力。Zr的另一個作用是可以明顯增加合金表面保護(hù)性氧化膜的粘附能力。
[0031]Mg作為微合金化兀素加入,適量的Mg有利于提高合金持久壽命和塑性。Mg在晶界和相界偏聚可以降低晶界能和相界能，改善第二相的析出形態(tài)，降低局部應(yīng)力集中。還可以和雜質(zhì)元素結(jié)合，凈化晶界?？刂圃?.004~0.015%即可。
[0032]V分布與固溶體中，能有效地增大晶格畸變，增強(qiáng)固溶強(qiáng)化作用。同時，一部分V也進(jìn)入強(qiáng)化相Y '中置換Al。V也易在凝固時形成一次析出的、細(xì)小且彌散的VC，對細(xì)化晶粒有益。另外，V可改善合金的熱加工塑性，控制在0.001~0.5wt%之間。
[0033]La作為微合金化元素加入，可以和雜質(zhì)元素特別是有害元素S的結(jié)合起到凈化和強(qiáng)化晶界的作用，另一方面La對抗氧化性能有利，La控制在0.001~0.005%之間。
[0034]S是一種有害雜質(zhì)元素，凝固過程中促進(jìn)元素偏析和有害相形成。合金中S偏聚于晶界和相界，對合金的熱塑性和高溫持久性能有嚴(yán)重的影響，不僅控制在0.010%以下，而且應(yīng)當(dāng)盡可能降低。
[0035]P具有雙重作用，凝固過程中促進(jìn)元素偏析和有害相析出。適量的P可以改善持久蠕變性能，過量時會在晶界偏析嚴(yán)重，使晶界連接強(qiáng)度降低，影響韌性應(yīng)控制在0.015%以下。[0036]Si是一種常見的雜質(zhì)元素，富集于晶界，降低晶界強(qiáng)度，促進(jìn)TCP相的形成，本發(fā)明的研究結(jié)果明確指出高Si含量會促進(jìn)脆性富Si的G相在晶界析出，以致顯著影響合金的塑性、韌性和加工性能，必須控制在0.3%以下。[0037]Mn和其他雜質(zhì)一樣，偏聚于晶界，消弱晶界結(jié)合力，降低持久強(qiáng)度，也會促進(jìn)晶界有害相的形成，應(yīng)控制在0.5%以下。
[0038]Ni最重要的基體組成元素和析出強(qiáng)化相的形成元素，為了保證組織的穩(wěn)定性和獲得足夠的高溫強(qiáng)度、韌塑性以及使合金具有良好的加工能力，其含量必須保持在50%左右。
[0039]如圖1所示，為Y '析出量與Al+Ti+Nb含量的關(guān)系試驗研究結(jié)果圖，本發(fā)明合金成分設(shè)計中，析出強(qiáng)化元素Al、Ti和Nb的控制原則為:Al/(Ti+Nb)比值在1.0到1.3之間，Al+Ti+Nb之和為5.5~6.2at%，可以使得合金中Y '強(qiáng)化相析出量在14~19wt%之間，形成適當(dāng)?shù)奈龀鰪?qiáng)化效應(yīng)，是獲得適當(dāng)高強(qiáng)度的首要保證因素，而且沒有相向Π相的轉(zhuǎn)變，合金強(qiáng)化析出相的組織穩(wěn)定。
[0040]本發(fā)明合金中的Y'相為附3(么1，11，恥)型，雖然恥和11在700-8001:具有良好的強(qiáng)化效果，但由于Y' /Y失調(diào)度大而產(chǎn)生大的共格應(yīng)變場，使得Y'相不穩(wěn)定而易于析出Ni3(Ti，Nb)型η相。本合金在合理控制成分，以及冶煉工藝、開坯成型方法及熱處理制度下，可以使得Y '相在高溫時效時晶界有利位置析出，呈現(xiàn)出不連續(xù)分布的特征，可以阻止合金沿晶裂紋的擴(kuò)展，提高了合金的沖擊性能和高溫蠕變性能，這是本發(fā)明提高Y /相穩(wěn)定性，優(yōu)化Y ,相強(qiáng)化作用的組織設(shè)計上的一個特點(diǎn)。如圖2所示，為本發(fā)明合金高溫時效的顯微組織圖。
[0041]本發(fā)明合金成分設(shè)計中，Mo和Cr元素的控制原則為:Cr/(Mo+W)原子比值大于12，且Mo+Cr+W的總量不超過30at %，在該合金中以及在700_800°C溫度范圍長期時效時不會有σ相或μ相等生成，而且，雜質(zhì)元素Si的含量控制在0.3wt%之下，以抑制G相析出。合金的原始組織和高溫長期時效組織如圖2所示。
[0042]總之，本發(fā)明合金考慮了 N1-Cr-Co-Mo復(fù)雜多元奧氏體中添加適量W的復(fù)合固溶強(qiáng)化以及Al、T1、和Nb析出強(qiáng)化元素的合理組合，并加入少量的釩加強(qiáng)強(qiáng)化，對微合金化元素B、Zr和Mg進(jìn)行優(yōu)化，嚴(yán)格控制常規(guī)有害雜質(zhì)元素S、P、Si和Mn的含量，尤其是冶煉過程中加入微量的La，起到凈化晶界和強(qiáng)化晶界的作用。合金成分設(shè)計更加合理，高溫長期組織穩(wěn)定性良好，形成14~19wt%的Y'相析出強(qiáng)化，且抑制了時效過程中η相、G相和σ相等有害相的析出。合金中的Y'相為Ni3 (Al，Ti，Nb)型，Al、Ti和Nb總量以及Al/(Ti+Nb)的比例合理控制以保證獲得適當(dāng)數(shù)量及穩(wěn)定的Y '強(qiáng)化相，配合以相應(yīng)的純凈化冶煉工藝、開坯成型方法和熱處理制度，可以使得Y '相在晶界有利位置析出，能夠有效阻止合金沿晶失效裂紋的擴(kuò)展，提高合金的沖擊韌性和高溫持久蠕變性能。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0043]圖1為Y ^析出量與Al+Ti+Nb含量的關(guān)系試驗研究結(jié)果圖；
[0044]圖2為本發(fā)明合金高溫時效的顯微組織圖；
[0045]圖3為比較例合金2的η相析出的TTT圖；
[0046]圖4為比較例合金3的σ相析出的TTT圖?！揪唧w實施方式】
[0047]為使本發(fā)明更明顯易懂，茲以優(yōu)選實施例，作詳細(xì)說明如下。實施例1~6和比較例I~3中的N1-20Ca合金和Ni_20Mg合金購自北京北冶功能材料有限公司。
[0048]實施例1
[0049]一種700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金，包括C、Cr、Co、Mo、W、Nb、T1、Al、B、Zr、Mg、V，La，Ni和不可避免的雜質(zhì)元素，實測得到的各成分的重量百分比以及雜質(zhì)中S、P、Si和Mn的重量百分比見表1，合金中所述的Al的原子數(shù)與Ti和Nb原子數(shù)之和的比值(Al/(Ti+Nb))、Al、Ti和Nb的原子百分?jǐn)?shù)之和(Nb+Ti+Al)、Cr的原子數(shù)與Mo和W的原子數(shù)之和的比值(Cr/(Mo+W))以及Cr、Mo和W的原子百分?jǐn)?shù)之和(Cr+Mo+W)見表1。
[0050]上述700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法為:
[0051]選取優(yōu)質(zhì)的合金原料，將0.05重量份的C、24.3重量份的Cr、14.2重量份的Co、
0.32重量份的Mo、1.05重量份的W、1.48重量份的Nb、1.52重量份的T1、1.61重量份的A1、0.003重量份的B、0.02重量份的Zr、0.18重量份的V和55重量份的Ni以及純度為99.5%的干燥輔料5重量份裝入真空感應(yīng)爐中，所述的輔料由CaF240wt%、0&040被％和Al20320wt%組成，在10_3Bar的真空條件下，于真空感應(yīng)爐內(nèi)熔煉；原料全部溶化后，保持不低于10_3Bar的真空條件，進(jìn)行時間為IOmin的精煉以去除氣體；精煉完畢后，充入氬保護(hù)氣體，壓力為0.4bar，同時加入N1-20Ca合金0.5重量份進(jìn)行去除有害雜質(zhì)元素S，出鋼前鋼液溫度為1520°C ，相繼加入N1-20Mg合金0.015重量份和金屬La0.005重量份進(jìn)行脫硫和純凈化，經(jīng)充分熔化和攪拌均勻后，過濾，在氬氣環(huán)境下澆注成合金錠；
[0052]將合金錠在1190°C進(jìn)行擴(kuò)散退火24h，在1200°C開坯鍛造，經(jīng)三火后鍛造成為015.mm棒材，將棒材在1150°C進(jìn)行固溶處理lh，水冷，將棒材在800°C進(jìn)行時效處理16h，空冷，得到700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金。所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的Y '時效析出強(qiáng)化相的量在16.8wt%。
[0053]實施例2
[0054]一種700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金，包括C、Cr、Co、Mo、W、Nb、T1、Al、B、Zr、Mg、V，La，Ni和不可避免的雜質(zhì)元素，實測得到的各成分的重量百分比以及雜質(zhì)中S、P、Si和Mn的重量百分比見表1，合金中所述的Al的原子數(shù)與Ti和Nb原子數(shù)之和的比值(Al/(Ti+Nb))、Al、Ti和Nb的原子百分?jǐn)?shù)之和(Nb+Ti+Al)、Cr的原子數(shù)與Mo和W的原子數(shù)之和的比值(Cr/(Mo+W))以及Cr、Mo和W的原子百分?jǐn)?shù)之和(Cr+Mo+W)見表1。
[0055]上述700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法為:
[0056]選取優(yōu)質(zhì)的合金原料，將0.05重量份的C、24.5重量份的Cr、10.2重量份的Co、
1.35重量份的Mo、1.05重量份的W、1.67重量份的Nb、1.49重量份的T1、1.72重量份的A1、0.003重量份的B、0.02重量份的Zr、0.17重量份的V，和57重量份的Ni以及純度為99.5%的干燥輔料5重量份裝入真空感應(yīng)爐中，所述的輔料由CaF240wt%、0&040被％和Al20320wt%組成，在10_3Bar的真空條件下，于真空感應(yīng)爐內(nèi)熔煉；原料全部溶化后，保持不低于10_3Bar的真空條件，進(jìn)行時間為IOmin的精煉以去除氣體；精煉完畢后，充入氬保護(hù)氣體，壓力為0.4bar，同時加入N1-20Ca合金0.5重量份進(jìn)行去除有害雜質(zhì)元素S，出鋼前鋼液溫度為1520°C，相繼加入N1-20Mg合金0.015重量份和金屬La0.005重量份進(jìn)行脫硫和純凈化，經(jīng)充分熔化和攪拌均勻后，過濾，在氬氣環(huán)境下澆注成合金錠；
[0057]將合金錠在1190°C進(jìn)行擴(kuò)散退火24h，在1200°C開坯鍛造，經(jīng)三火后鍛造成為015mm棒材，將棒材在1150°C進(jìn)行固溶處理lh，水冷，將棒材在800°C進(jìn)行時效處理16h，空冷，得到700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金。所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的Y ,時效析出強(qiáng)化相的量在18.5wt%。
[0058]實施例3
[0059]一種700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金，包括C、Cr、Co、Mo、W、Nb、T1、Al、B、Zr、Mg、V，La，Ni和不可避免的雜質(zhì)元素，實測得到都各成分的重量百分比以及雜質(zhì)中S、P、Si和Mn的重量百分比見表1，合金中所述的Al的原子數(shù)與Ti和Nb原子數(shù)之和的比值(Al/(Ti+Nb))、Al、Ti和Nb的原子百分?jǐn)?shù)之和(Nb+Ti+Al)、Cr的原子數(shù)與Mo和W的原子數(shù)之和的比值(Cr/(Mo+W))以及Cr、Mo和W的原子百分?jǐn)?shù)之和(Cr+Mo+W)見表1。
[0060]上述700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法為:
[0061]選取優(yōu)質(zhì)的合金原料，將0.05重量份的C、24.7重量份的Cr、14.5重量份的Co、
2.43重量份的Mo、1.15重量份的W、1.62重量份的Nb、1.56重量份的T1、1.56重量份的A1、0.002重量份的B、0.04重量份的Zr、0.10重量份的V和52重量份的Ni以及純度為99.5%的干燥輔料5重量份裝入真空感應(yīng)爐中，所述的輔料由CaF240wt%、0&040被％和Al20320wt%組成，在10_3Bar的真空條件下，于真空感應(yīng)爐內(nèi)熔煉；原料全部溶化后，保持不低于10_3Bar的真 空條件，進(jìn)行時間為IOmin的精煉以去除氣體；精煉完畢后，充入氬保護(hù)氣體，壓力為0.4bar，同時加入N1-20Ca合金0.5重量份進(jìn)行去除有害雜質(zhì)元素S，出鋼前鋼液溫度為1520°C，相繼加入N1-20Mg合金0.015重量份和金屬La0.005重量份進(jìn)行脫硫和純凈化，經(jīng)充分熔化和攪拌均勻后，過濾，在氬氣環(huán)境下澆注成合金錠；
[0062]將合金錠在1190°C進(jìn)行擴(kuò)散退火24h，在1200°C開坯鍛造，經(jīng)三火后鍛造成為015.mm棒材，將棒材在1150°C進(jìn)行固溶處理lh，水冷，將棒材在800°C進(jìn)行時效處理16h，空冷，得到700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金。所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的Y '時效析出強(qiáng)化相的量在17wt%。
[0063]實施例4
[0064]一種700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金，包括C、Cr、Co、Mo、W、Nb、T1、Al、B、Zr、Mg、V，La，Ni和不可避免的雜質(zhì)元素，實測得到的各成分的重量百分比以及雜質(zhì)中S、P、Si和Mn的重量百分比見表1，合金中所述的Al的原子數(shù)與Ti和Nb原子數(shù)之和的比值(Al/(Ti+Nb))、Al、Ti和Nb的原子百分?jǐn)?shù)之和(Nb+Ti+Al)、Cr的原子數(shù)與Mo和W的原子數(shù)之和的比值(Cr/(Mo+W))以及Cr、Mo和W的原子百分?jǐn)?shù)之和(Cr+Mo+W)見表1。
[0065]上述700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法為:
[0066]選取優(yōu)質(zhì)的合金原料，將0.07重量份的C、25.0重量份的Cr、14.6重量份的Co、
2.87重量份的Mo、1.20重量份的W、1.56重量份的Nb、1.60重量份的T1、1.58重量份的A1、0.002重量份的B、0.04重量份的Zr、0.15重量份的V和51重量份的Ni以及純度為99.5%的干燥輔料5重量份裝入真空感應(yīng)爐中，所述的輔料由CaF240wt%、0&040被％和Al20320wt%組成，在10_3Bar的真空條件下，于真空感應(yīng)爐內(nèi)熔煉；原料全部溶化后，保持不低于10_3Bar的真空條件，進(jìn)行時間為IOmin的精煉以去除氣體；精煉完畢后，充入氬保護(hù)氣體，壓力為0.4bar，同時加入N1-20Ca合金0.5重量份進(jìn)行去除有害雜質(zhì)元素S，出鋼前鋼液溫度為1520°C，相繼加入N1-20Mg合金0.015重量份和金屬La0.005重量份進(jìn)行脫硫和純凈化，經(jīng)充分熔化和攪拌均勻后，過濾，在氬氣環(huán)境下澆注成合金錠；
[0067]將合金錠在1190°C進(jìn)行擴(kuò)散退火24h，在1200°C開坯鍛造，經(jīng)三火后鍛造成為015mm棒材，將棒材在1150°C進(jìn)行固溶處理lh，水冷，將棒材在800°C進(jìn)行時效處理16h，空冷，得到700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金。所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的Y ,時效析出強(qiáng)化相的量在17.3wt%。
[0068]實施例5
[0069]一種700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金，包括C、Cr、Co、Mo、W、Nb、T1、Al、B、Zr、Mg、V，La，Ni和不可避免的雜質(zhì)元素，實測得到的各成分的重量百分比以及雜質(zhì)中S、P、Si和Mn的重量百分比見表1，合金中所述的Al的原子數(shù)與Ti和Nb原子數(shù)之和的比值(Al/(Ti+Nb))、Al、Ti和Nb的原子百分?jǐn)?shù)之和(Nb+Ti+Al)、Cr的原子數(shù)與Mo和W的原子數(shù)之和的比值(Cr/(Mo+W))以及Cr、Mo和W的原子百分?jǐn)?shù)之和(Cr+Mo+W)見表1。
[0070]上述700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法為:
[0071]選取優(yōu)質(zhì)的合金原料，將0.06重量份的C、24.4重量份的Cr、13.6重量份的Co、
3.04重量份的Mo、1.16重量份的W、1.51重量份的Nb、1.51重量份的T1、1.51重量份的A1、0.003重量份的B、0.05重量份的Zr、0.16重量份的V和52重量份的Ni以及純度為99.5%的干燥輔料0.5重量份裝入真空感應(yīng)爐中，所述的輔料由CaF240wt%、0&040被％和Al20320wt%組成，在10_3Bar的真空條件下，于真空感應(yīng)爐內(nèi)熔煉；原料全部溶化后，保持不低于10_3Bar的真空條件，進(jìn)行時間為IOmin的精煉以去除氣體；精煉完畢后，充入氬保護(hù)氣體，壓力為0.4bar，同時 加入N1-20Ca合金0.5重量份進(jìn)行去除有害雜質(zhì)元素S，出鋼前鋼液溫度為1520°C，相繼加入N1-20Mg合金0.020重量份和金屬La0.005重量份進(jìn)行脫硫和純凈化，經(jīng)充分熔化和攪拌均勻后，過濾，在氬氣環(huán)境下澆注成合金錠；
[0072]采用真空自耗方法將真空感應(yīng)熔煉后的合金錠進(jìn)行二次重熔:先將電極在900°C退火Ih ;去除表面氧化皮，在10_3mmHg真空下焊接好電極；使用25伏電壓進(jìn)行熔煉，真空度控制為10_3mmHg ;保持熔化速率在每小時熔煉250kg ;最后將合金錠在900°C退火lh。將重熔后的合金錠在1190°C進(jìn)行擴(kuò)散退火24h,在1200°(:開還鍛造,經(jīng)三火后鍛造成為015 mm棒材，將棒材在1150°C進(jìn)行固溶處理lh，水冷，將棒材在800°C進(jìn)行時效處理16h，空冷，得到700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金。所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的Y '時效析出強(qiáng)化相的量在15wt%。
[0073]實施例6
[0074]一種700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金，包括C、Cr、Co、Mo、W、Nb、T1、Al、B、Zr、Mg、V，La，Ni和不可避免的雜質(zhì)元素，實測得到的各成分的重量百分比以及雜質(zhì)中S、P、Si和Mn的重量百分比見表1，合金中所述的Al的原子數(shù)與Ti和Nb原子數(shù)之和的比值(Al/(Ti+Nb))、Al、Ti和Nb的原子百分?jǐn)?shù)之和(Nb+Ti+Al)、Cr的原子數(shù)與Mo和W的原子數(shù)之和的比值((Cr/Mo+W))以及Cr、Mo和W的原子百分?jǐn)?shù)之和(Cr+Mo+W)見表1。
[0075]上述700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法為:
[0076]選取優(yōu)質(zhì)的合金原料，將0.06重量份的C、24.7重量份的Cr、12.9重量份的Co、
0.53重量份的Mo、2.23重量份的W、1.59重量份的Nb、1.62重量份的T1、1.54重量份的A1、0.004重量份的B、0.005重量份的Zr、0.15重量份的V和54重量份的Ni以及純度為99.5%的干燥輔料5重量份裝入真空感應(yīng)爐中，所述的輔料由CaF240wt%、0&040被％和Al20320wt%組成，在10_3Bar的真空條件下，于真空感應(yīng)爐內(nèi)熔煉；原料全部溶化后，保持不低于10_3Bar的真空條件，進(jìn)行時間為IOmin的精煉以去除氣體；精煉完畢后，充入氬保護(hù)氣體，壓力為0.4bar，同時加入N1-20Ca合金0.5重量份進(jìn)行去除有害雜質(zhì)元素S，出鋼前鋼液溫度為1520°C，相繼加入N1-20Mg合金0.025重量份和金屬La0.005重量份進(jìn)行脫硫和純凈化，經(jīng)充分熔化和攪拌均勻后，過濾，在氬氣環(huán)境下澆注成合金錠；
[0077]采用有保護(hù)氣氛的電渣重熔方法將真空感應(yīng)熔煉后的合金錠進(jìn)行二次重熔:先將合金錠去除表面氧化皮，并焊接好電極；采用(40% CaF2+25 % Al203+15 % Ca0+10 %Mg0+10% TiO2)復(fù)雜五元提純渣系進(jìn)行電渣重熔，渣料提純要保證SiO2 < 0.5%，且經(jīng)過8000C /4h烘烤；保持爐口冶煉電壓50伏，冶煉速率保持每小時250kg ;最后電渣錠在900°C退火lh。將重熔后的合金錠在1190°C進(jìn)行擴(kuò)散退火24h，在120(TC開坯鍛造，經(jīng)三火后鍛造成為015 mm棒材，將棒材在1150°C進(jìn)行固溶處理Ih，水冷，將棒材在800 V進(jìn)行時效處理16h，空冷，得到700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金。所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的Y '時效析出強(qiáng)化相的量在17.2wt%。
[0078]比較例I
[0079]一種700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金，包括C、Cr、Co、Mo、W、Nb、T1、Al、B、Zr、Mg、V，La，Ni和不可避免的雜質(zhì)元素，實測得到的各成分的重量百分比以及雜質(zhì)中S、P、Si和Mn的重量百分比見表1，合金中所述的Al的原子數(shù)與Ti和Nb原子數(shù)之和的比值(Al/(Ti+Nb))、Al、Ti和Nb的原子百分?jǐn)?shù)之和(Nb+Ti+Al)、Cr的原子數(shù)與Mo和W的原子數(shù)之和的比值(Cr/(Mo+W))以及Cr、Mo和W的原子百分?jǐn)?shù)之和(Cr+Mo+W)見表1。
[0080]上述700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法為:
[0081]選取優(yōu)質(zhì)的合金原料，將0.05重量份的C、24.98重量份的Cr、14.6重量份的Co、
1.36重量份的Mo、1.19重量份的W、1.54重量份的Nb、1.53重量份的T1、1.51重量份的Al、
0.002重量份的B、0.04重量份的Zr和53重量份的Ni以及純度為99.5%的干燥輔料0.5重量份裝入真空感應(yīng)爐中，所述的輔料由CaF240wt%、0&040被％和Al20320wt%組成，在10_3Bar的真空條件下，于真空感應(yīng)爐內(nèi)熔煉；原料全部溶化后，保持不低于10_3Bar的真空條件，進(jìn)行時間為IOmin的精煉以去除氣體；精煉完畢后，充入氬保護(hù)氣體，壓力為0.4bar,同時加入N1-20Ca合金0.5重量份進(jìn)行去除有害雜質(zhì)元素S，出鋼前鋼液溫度為1520°C，再加入N1-20Mg合金0.015重量份，經(jīng)充分熔化和攪拌均勻后，過濾，在氬氣環(huán)境下澆注成合金徒;
[0082]采用真空自耗方法將真空感應(yīng)熔煉后的合金錠進(jìn)行二次重熔。先將電極在900°C退火lh，并去除表面氧化皮，在10_3mmHg真空下焊接好電極；使用25伏電壓進(jìn)行熔煉，真空度控制為10_3mmHg ;保持熔化速率在每小時熔煉250kg ;最后將合金錠在900°C退火lh。將重熔后的合金錠在1190°C進(jìn)行擴(kuò)散退火24h,在1200°(:開還鍛造,經(jīng)三火后鍛造成為015mm棒材，將棒材在1150°C進(jìn)行固溶處理lh，水冷，將棒材在800°C進(jìn)行時效處理16h，空冷，得到700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金。所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的Y'時效析出強(qiáng)化相的量在16wt%。
[0083]比較例2
[0084] 一種700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金，包括C、Cr、Co、Mo、W、Nb、T1、Al、B、Zr、Mg、V，La，Ni和不可避免的雜質(zhì)元素，實測得到的各成分的重量百分比以及雜質(zhì)中S、P、Si和Mn的重量百分比見表1，合金中所述的Al的原子數(shù)與Ti和Nb原子數(shù)之和的比值(Al/(Ti+Nb))、Al、Ti和Nb的原子百分?jǐn)?shù)之和(Nb+Ti+Al)、Cr的原子數(shù)與Mo和W的原子數(shù)之和的比值(Cr/(Mo+W))以及Cr、Mo和W的原子百分?jǐn)?shù)之和(Cr+Mo+W)見表1。
[0085]上述700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法為:
[0086]選取優(yōu)質(zhì)的合金原料，將0.05重量份的C、24.4重量份的Cr、13.6重量份的Co、
1.19重量份的Mo、1.06重量份的W、1.81重量份的Nb、1.73重量份的T1、1.14重量份的A1、0.003重量份的B、0.05重量份的Zr、0.16重量份的V和54重量份的Ni以及純度為99.5%的干燥輔料0.5重量份裝入真空感應(yīng)爐中，所述的輔料由CaF240wt%、0&040被％和Al20320wt%組成，在10_3Bar的真空條件下，于真空感應(yīng)爐內(nèi)熔煉；原料全部溶化后，保持不低于10_3Bar的真空條件，進(jìn)行時間為IOmin的精煉以去除氣體；精煉完畢后，充入氬保護(hù)氣體，壓力為0.4bar，同時加入N1-20Ca合金0.5重量份進(jìn)行去除有害雜質(zhì)元素S，出鋼前鋼液溫度為1520°C，相繼加入N1-20Mg合金0.020重量份和金屬La0.005重量份進(jìn)行脫硫和純凈化，經(jīng)充分熔化和攪拌均勻后，過濾，在氬氣環(huán)境下澆注成合金錠；
[0087]采用真空自耗方法將真空感應(yīng)熔煉后的合金錠進(jìn)行二次重熔。先將電極在900°C退火lh，并去除表面氧化皮，在10_3mmHg真空下焊接好電極；使用25伏電壓進(jìn)行熔煉，真空度控制為10_3mmHg ;保持熔化速率在每小時熔煉250kg ;最后將合金錠在900°C退火lh。將重熔后的合金錠在1190°C進(jìn)行擴(kuò)散退火24h,在1200°(:開還鍛造,經(jīng)三火后鍛造成為015.mm棒材，將棒材在1150°C進(jìn)行固溶處理lh，水冷，將棒材在800°C進(jìn)行時效處理16h，空冷，得到700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金。所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的Y '時效析出強(qiáng)化相的量在13.4wt%。
[0088]比較例3
[0089]一種700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金，包括C、Cr、Co、Mo、W、Nb、T1、Al、B、Zr、Mg、V，La，Ni和不可避免的雜質(zhì)元素，實測得到的各成分的重量百分比以及雜質(zhì)中S、P、Si和Mn的重量百分比見表1，合金中所述的Al的原子數(shù)與Ti和Nb原子數(shù)之和的比值(Al/(Ti+Nb))、Al、Ti和Nb的原子百分?jǐn)?shù)之和(Nb+Ti+Al)、Cr的原子數(shù)與Mo和W的原子數(shù)之和的比值((Cr/Mo+W))以及Cr、Mo和W的原子百分?jǐn)?shù)之和(Cr+Mo+W)見表1。
[0090]上述700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法為:
[0091]選取優(yōu)質(zhì)的合金原料，將0.06重量份的C、24.4重量份的Cr、12.91重量份的Co、
3.41重量份的Mo、2.33重量份的W、1.59重量份的Nb、1.63重量份的T1、1.53重量份的A1、0.004重量份的B、0.005重量份的Zr、0.15重量份的V和51重量份的Ni以及純度為99.5%的干燥輔料5重量份裝入真空感應(yīng)爐中，所述的輔料由CaF240wt%、0&040被％和Al20320wt%組成，在10_3Bar的真空條件下，于真空感應(yīng)爐內(nèi)熔煉；原料全部溶化后，保持不低于10_3Bar的真空條件，進(jìn)行時間為IOmin的精煉以去除氣體；精煉完畢后，充入氬保護(hù)氣體，壓力為0.4bar，同時加入N1-20Ca合金0.5重量份進(jìn)行去除有害雜質(zhì)元素S，出鋼前鋼液溫度為1520°C，相繼加入N1-20Mg合金0.025重量份和金屬La0.005重量份進(jìn)行脫硫和純凈化，經(jīng)充分熔化和攪拌均勻后，過濾，在氬氣環(huán)境下澆注成合金錠；
[0092]采用有保護(hù)氣氛的電渣重熔方法將真空感應(yīng)熔煉后的合金錠進(jìn)行二次重熔。先將合金錠表面去除氧化皮，并焊接好電極；采用(40% CaF2+25 % Al203+15 % Ca0+10 %MgO+10 % TiO2)復(fù)雜五元提純渣系進(jìn)行電渣重熔,渣料提純要保證SiO2 < 0.5%,且經(jīng)過800oC /4h烘烤；保持爐口冶煉電壓50伏，冶煉速率保持每小時250kg ;最后電渣錠在900°C退火lh。將重熔后的合金錠在1190°C進(jìn)行擴(kuò)散退火24h，在1200°C開坯鍛造，經(jīng)三火后鍛造成為015 mm棒材，將棒材在1150°C進(jìn)行固溶處理Ih，水冷，將棒材在800 V進(jìn)行時效處理16h，空冷，得到700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金。所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的時效析出強(qiáng)化相的量在18.2wt%。
[0093]表1實施例合金I~6和比較例合金I~3的的實測化學(xué)成分:
【權(quán)利要求】
1.一種700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金，其特征在于，包括:C0.01~0.07wt%、Cr23 ~25.5wt%、ColO ~14.6wt%、Mo0.3 ~3.5wt%、W0.5 ~2.5wt%、Nb0.8 ~2.2wt%, Til.0 ~2.5wt%, All.0 ~2.5wt%, B0.001 ~0.005wt%, Zr0.01 ~0.3wt%,Mg0.002 ~0.015wt%,V0.01 ~0.5wt%,La0.001 ~0.005wt%，余量為 Ni 和不可避免的雜質(zhì)元素，雜質(zhì)元素中 S、P、Si 和 Mn 的范圍為:S < 0.010wt%,P < 0.015wt%,Si < 0.3wt%和Mn < 0.5wt%，;其中，所述的Al的原子數(shù)與Ti和Nb原子數(shù)之和的比值為在1.0到1.3之間，Al、Ti和Nb的原子百分?jǐn)?shù)之和為5.5-6.2at%,Cr的原子數(shù)與Mo和W的原子數(shù)之和的比值大于12，且Cr、Mo和W的原子百分?jǐn)?shù)之和不超過30at%。
2.權(quán)利要求1所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法，其特征在于，具體步驟為: 第一步:將0.01~0.07重量份的C、23~25.5重量份的Cr、10~14.6重量份的Co、0.3~3.5重量份的Mo、0.5~2.5重量份的W、0.8~2.2重量份的Nb、1.0~2.5重量份的T1、1.0~2.5重量份的A1、0.001~0.005重量份的B,0.01~0.3重量份的Zr、小于0.5重量份的V，和48~58重量份的Ni以及純度大于99.5 %的干燥輔料3~6重量份裝入真空感應(yīng)爐中，所述的輔料由CaF240wt%、Ca040wt%和Al20320wt%組成,在不低于KT3Bar的真空條件下，于真空感應(yīng)爐內(nèi)熔煉；原料全部溶化后，保持不低于KT3Bar的真空條件，進(jìn)行時間不低于30min的精煉以去除氣體；精煉完畢后，充入氬保護(hù)氣體，壓力為0.4bar，同時加入N1-Ca合金0.3~0.6重量份進(jìn)行去除有害雜質(zhì)元素S，出鋼前鋼液溫度不低于1500°C，相繼加入N1-Mg合金0.01~0.025重量份和金屬LaO~0.005重量份進(jìn)行脫硫和純凈化，經(jīng)充分熔化和攪拌均勻后，過濾，在氬氣環(huán)境下澆注成合金錠； 第二步:將合金錠進(jìn)行擴(kuò)散退火、開坯鍛造、固溶和時效處理后，得到700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金。
3.如權(quán)利要求2所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法，其特征在于，所述第二步中擴(kuò)散退火的溫度為1150~1220°C，時間為16~48h。
4.如權(quán)利要求2所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法，其特征在于，所述第二步中的不低于1050°C的溫度為不低于1050°C。
5.如權(quán)利要求2所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法，其特征在于，所述第二步中的固溶處理的溫度為1100~1200°C，時間為0.5~2h。
6.如權(quán)利要求2所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法，其特征在于，所述第二步中的時效處理的溫度為800°C，時間為4~16h。
7.如權(quán)利要求2所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法，其特征在于，所述第二步中，在對合金錠進(jìn)行擴(kuò)散退火之前，先將合金錠采用真空自耗重熔方法或有保護(hù)氣氛的電渣重熔方法將合金錠進(jìn)行二次精煉。
8.如權(quán)利要求7所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法，其特征在于，所述的第二步采用真空自耗重熔方法時，應(yīng)嚴(yán)格控制熔化速率，保持每小時熔速不大于300kg。
9.如權(quán)利要求7所述的700°C等級超超臨界燃煤電站用鎳基高溫合金的制備方法，其特征在于，所述的第二步采用有保護(hù)氣氛的電渣重熔方法時，采用復(fù)雜五元提純渣系，所述的復(fù)雜五元提純渣系包括CaF240~45wt%、Al20320~30wt%、CaO15~20wt%、Mg05~10wt%和Ti025~10wt%,所述的復(fù)雜五元提純洛系在使用前需經(jīng)過提純,保證其中SiO2<0.5%，且經(jīng)過800°C烘烤4h。
【文檔編號】C22C30/00GK103898371SQ201410054132
【公開日】2014年7月2日 申請日期:2014年2月18日 優(yōu)先權(quán)日:2014年2月18日
【發(fā)明者】謝錫善, 林富生, 趙雙群, 遲成宇, 符銳, 胡堯和 申請人:上海發(fā)電設(shè)備成套設(shè)計研究院, 北京科技大學(xué)