本發(fā)明屬高溫用合金鋼領(lǐng)域，涉及一種具有良好抗玻璃腐蝕性能，具體涉及一種鐵鎳基高溫合金，在1000℃以上具備高強度，適用于高性能離心器。

背景技術(shù)：

玻璃棉具有低密度、低傳熱系數(shù)、耐腐蝕、耐高溫、化學穩(wěn)定性好等優(yōu)良特性而在生產(chǎn)生活各行業(yè)中獲得廣泛應(yīng)用。采用離心噴吹法生產(chǎn)玻璃棉具有高效率、低能耗等特點，因而目前已成為生產(chǎn)玻璃棉的主流工藝。該工藝將諸如玻璃之類的礦物熔料穿過可高速旋轉(zhuǎn)的成型室(離心器)孔壁產(chǎn)生纖絲，由于旋轉(zhuǎn)離心器的離心作用使纖絲穿過壁上的成纖孔噴射出去，最終形成玻璃纖維。

作為離心噴吹法生產(chǎn)玻璃棉及其制品的設(shè)備關(guān)鍵部件，離心器所選用材料設(shè)計服役溫度往往在1000℃以上，并且長期受到熔融態(tài)玻璃腐蝕。此外，離心器在高溫下以1900～2400rpm/min的轉(zhuǎn)速長時間工作。因此，對于所選材料的高溫性能提出了極高的要求。制造這種離心器的理想材料是鉑和鉑銠合金，但高昂的原材料成本使其難以獲得廣泛應(yīng)用。表面鑲嵌鉑銠合金雖然也可以滿足性能要求，但其成本仍然過于高昂，且加工制作工藝復雜。因此，目前國內(nèi)外主要采用鎳基(荷蘭專利NL141-246、美國專利US5460664A、中國專利CN85105271A，CN101397621A，CN101603152B等)或鈷基(比利時專利Brevet901647、日本專利No.60-52545、中國專利CN88102822A等)高溫合金作為離心器備選材料。這些合金普遍具有較高的碳元素含量(普遍在0.25-0.75％之間)，通過在合金晶界形成較高體積分數(shù)的碳化鉻以使合金獲得較好的高溫強度性能，同時抑制奧氏體晶粒在服役期間的快速長大。

進一步提高碳含量有助于提高合金的高溫強度，但同時卻會對合金的抗氧化與玻璃腐蝕性能帶來不利影響。向合金中加入Al元素可以促使合金表面形成完整致密的氧化鋁，從而使材料獲得優(yōu)異的抗氧化腐蝕能力。然而，過高的Al含量會造成合金在熔煉制備過程中產(chǎn)生晶界氧脆等問題。另一方面，作為合金主要強化相的碳化鉻在高溫高應(yīng)力條件下并不穩(wěn)定，具有較快的粗化長大傾向，從而導致合金性能隨服役時間的延長而迅速降低。碳化鈮與碳化鉻相比具有更加優(yōu)異的高溫穩(wěn)定性，在高溫長期熱暴露條件下粗化長大速率較低。采用碳化鈮部分替代碳化鉻，并獲得兩種碳化物交替分布的組織，可以使合金獲得良好的高溫持久性能。但是鈮元素的加入會導致原料成本急劇增加，因此在改善和金性能的同時需要對其加入配比進行合理控制。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的在于克服上述現(xiàn)有技術(shù)的缺點，提供一種鐵鎳基高溫合金，該合金具備良好的組織穩(wěn)定性，在1000℃以上具有良好的組織與性能穩(wěn)定性，并且兼具優(yōu)良抗玻璃腐蝕能力的高溫合金，并且成本低。

為達到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案為：

一種鐵鎳基高溫合金，該合金成分中各元素質(zhì)量百分比滿足：C：0.7～1.0％，Cr：24～30％，Ni：48～55％，Co：0.5～3.5％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Nb：0.5～2.5％，Mo：≤2.5％，W：5～10％，Ti：0.1～1.2％，Al：0.1～3.5％，余量為Fe。

本發(fā)明進一步的改進在于，合金鑄態(tài)組織由柱狀奧氏體晶粒及其晶界處交替分布的(Nb,Ti)C與Cr₂₃C₆兩種碳化物組成。

本發(fā)明進一步的改進在于，奧氏體柱狀晶平均晶粒間距不大于120微米，二次枝晶臂間距15-30微米；晶界碳化物體積分數(shù)不低于20％，其中Cr₂₃C₆所占全部碳化物體積百分比不高于50％。

本發(fā)明進一步的改進在于，該合金中Al、Ti質(zhì)量百分比含量滿足下列關(guān)系：Al+Ti≤3.5％。

本發(fā)明進一步的改進在于，合金中Al含量高于2.0％時，需在1200-1250℃進行1-3小時的固溶處理，確保合金中初生NiAl相體積分數(shù)不超過3.0％。

本發(fā)明進一步的改進在于，該合金中Nb、Ti質(zhì)量百分含量應(yīng)滿足下列關(guān)系：Nb/Ti≥1；Nb+Ti≤2.5％。

本發(fā)明進一步的改進在于，該合金中Ti元素主要以固溶的形式存在于MC型碳化物中，少量以TiC的方式存在于NbC核心位置，其尺寸最大不超過2微米。

本發(fā)明進一步的改進在于，該合金在1000℃及1100℃時壓縮屈服強度分別高于100MPa及60MPa，在1050℃/25MPa壓縮蠕變條件下500小時變形量不超過1.5％，在1050℃/35MPa壓縮蠕變條件下180小時變形量不超過5.0％，合金在1050℃時氧化速率低于2.0×10^-11g²cm^-4s^-1，在1050℃玻璃腐蝕條件下腐蝕速率低于1cm/年。

按本發(fā)明所述方法制備的本發(fā)明和現(xiàn)有技術(shù)相比所具有的有益效果在于：

1.通過少量添加Al元素，使合金在不影響力學性能的前提下獲得優(yōu)異的抗腐蝕性能；在此基礎(chǔ)上調(diào)整Ti、Nb、C元素含量及其配比，在確保合金具備高強度的基礎(chǔ)上具備良好的組織穩(wěn)定性。最終得到一種在1000℃以上具有良好的組織與性能穩(wěn)定性，并且兼具優(yōu)良抗玻璃腐蝕能力的高溫合金，并且成本低。

2.本發(fā)明制備離心器材料中兩種MC型及M23C6型兩種碳化物交替分布，且MC具有更加優(yōu)異的高溫穩(wěn)定性，同時可抑制M23C6型碳化物的粗化合并，對材料組織與性能穩(wěn)定性具有良好的改善效果；

3.本發(fā)明所述合金中合理的Al含量在不影響力學性能的前提下有效改善合金的抗氧化、腐蝕性能；

4.在保障合金氧化、腐蝕性能的基礎(chǔ)上優(yōu)化調(diào)整C含量，使合金強度性能獲得進一步提高。

5.本發(fā)明的合金在1000℃及1100℃時壓縮屈服強度分別高于100MPa及60MPa，在1050℃/25MPa壓縮蠕變條件下500小時變形量不超過1.5％，在1050℃/35MPa壓縮蠕變條件下180小時變形量不超過5.0％，合金在1050℃時氧化速率低于2.0×10^-11g²cm^-4s^-1，在1050℃玻璃腐蝕條件下腐蝕速率低于1cm/年。本發(fā)明所述合金適用于1000℃以上超高溫服役工況，如玻璃纖維工業(yè)中的離心器、石化行業(yè)中的裂解爐管、電力行業(yè)鍋爐燃燒器高溫火焰噴嘴等。

附圖說明

圖1為實施例1合金微觀組織分析。

圖2為實施例2合金中TiC形貌及分布。

圖3為實施例3合金中NiAl相形貌。

圖4為圖3形貌下Al元素的分布情況。

圖5為圖3形貌下Ni元素的分布情況。

具體實施方式

下面結(jié)合實施例對本發(fā)明作進一步詳細說明。

實施例1

本實施例的鐵鎳基高溫合金，按質(zhì)量百分比包括：C：0.75％，Cr：28％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：2.0％，W：5.0％，Ti：0.1％，Al：0.2％，余量為Fe。

本實施例的制備方法包括以下步驟：

1)原料配制：成分按質(zhì)量百分比包括：C：0.75％，Cr：28％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：2.0％，W：5.0％，Ti：0.1％，Al：0.2％，余量為Fe。

2)熔煉步驟：采用中頻真空感應(yīng)電弧爐將配制的合金熔煉成合金母液，控制母液中P、S雜質(zhì)元素的質(zhì)量百分比含量均＜0.03％，真空度達到5×10^-3后開始進行合金熔煉；

實施例2

本實施例的鐵鎳基高溫合金，按質(zhì)量百分比包括：C：0.9％，Cr：25％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.2％，Si：0.2％，Nb：1.0％，W：5.0％，Ti：1.0％，Al：0.1％，余量為Fe。

本實施例的制備方法包括以下步驟：

1)原料配制：成分按質(zhì)量百分比包括：C：0.9％，Cr：25％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.2％，Si：0.2％，Nb：1.0％，W：5.0％，Ti：1.0％，Al：0.1％，余量為Fe。

2)熔煉：采用中頻真空感應(yīng)電弧爐將步驟：配制的合金熔煉成合金母液，控制母液中P、S雜質(zhì)元素的質(zhì)量百分比含量均＜0.03％，真空度達到5×10^-3后開始進行合金熔煉；

實施例3

本實施例的鐵鎳基高溫合金，按質(zhì)量百分比包括：C：0.8％，Cr：28％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：1.5％，W：5.0％，Ti：0.5％，Al：3.0％，余量為Fe。

本實施例的制備方法包括以下步驟：

1)原料配制：成分按質(zhì)量百分比包括：C：0.8％，Cr：28％，Ni：48％，Co：3.0％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：1.5％，W：5.0％，Ti：0.5％，Al：3.0％，余量為Fe。

2)熔煉：采用中頻真空感應(yīng)電弧爐將步驟：配制的合金熔煉成合金母液，控制母液中P、S雜質(zhì)元素的質(zhì)量百分比含量均＜0.03％，真空度達到5×10^-3后開始進行合金熔煉。

3)熱處理：對合金進行1200℃/1.0h固溶處理：以50℃/min速度由室溫升溫至700℃后，以10℃/min速度升溫至1000℃保溫1.0小時，最后空冷至室溫；

參見表1，對實施例1-3的合金材料力學性能分別進行了測試，可見合金在1000-1100℃范圍內(nèi)具備了優(yōu)異的高溫強度性能。測試合金在1000℃及1100℃時壓縮屈服強度分別高于100MPa及60MPa，在1050℃/25MPa壓縮蠕變條件下500小時變形量均不超過1.5％，在1050℃/35MPa壓縮蠕變條件下180小時變形量未超過5.0％。

參見圖1，對實施例1所述合金的微觀組織進行了觀察，合金由奧氏體晶粒及晶界處(Nb，Ti)C及Cr₂₃C₆兩種碳化物組成，且兩種碳化物呈交替分布，其中Cr₂₃C₆體積分數(shù)未超過50％。

參見圖2，對實施例2所述合金微觀組織進行觀察，晶界NbC核心處可見尺寸細小的TiC，且其尺寸未超過1微米。

參見圖3、圖4和圖5，對實施例3所述合金微觀組織進行觀察，碳化物與基體界面處存在少量NiAl相，其體積分數(shù)未超過2.0％。

表1實施例合金壓縮強度性能測試結(jié)果

實施例4

本實施例的鐵鎳基高溫合金，按質(zhì)量百分比包括：C：1％，Cr：24％，Ni：55％，Co：0.5％，Mn：0.1％，Si：0.1％，Nb：1.2％，Mo：2.5％，W：7％，Ti：1.2％，Al：0.6％，余量為Fe。

實施例5

本實施例的鐵鎳基高溫合金，按質(zhì)量百分比包括：C：0.7％，Cr：30％，Ni：52％，Co：1％，Mn：0.5％，Nb：1％，Mo：1％，W：8％，Ti：0.8％，Al：0.3％，余量為Fe。

實施例6

本實施例的鐵鎳基高溫合金，按質(zhì)量百分比包括：C：0.7％，Cr：26％，Ni：50％，Co：2％，Si：0.5％，Nb：1％，Mo：0.5％，W：10％，Ti：0.9％，Al：0.4％，余量為Fe。

合金采用真空電弧熔煉，并可在鑄態(tài)下直接使用。

當合金中Al實測含量高于2.0％時，需在1200-1250℃進行1-3小時的固溶處理，確保合金中初生NiAl相體積分數(shù)不超過3.0％。

該合金中Ti元素主要以固溶的形式存在于MC型碳化物中，少量以TiC的方式存在于NbC核心位置，其尺寸最大不超過2微米。

合金鑄態(tài)組織由柱狀奧氏體晶粒及其晶界處交替分布的(Nb,Ti)C與Cr₂₃C₆兩種碳化物組成。奧氏體柱狀晶平均晶粒間距不大于120微米，二次枝晶臂間距15-30微米；晶界碳化物體積分數(shù)不低于20％，其中Cr₂₃C₆所占全部碳化物體積百分比不高于50％。

本發(fā)明的合金采用真空熔煉制備，合金鑄態(tài)組織由奧氏體及晶界處的MC型碳化物與M23C6型碳化物構(gòu)成，并在碳化物與基體界面處少量分布NiAl相。該合金可在鑄態(tài)或固溶態(tài)下使用。