CN103710656A - 一种镍基合金和铁镍基合金的变形加工工艺 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种镍基合金和铁镍基合金的变形加工工艺，解决了镍基合金和铁镍基合金在固溶状态下变形加工降低材料随后的时效或服役时晶界碳化物析出数量，从而降低持久强度，而在时效状态下变形加工时塑性低、强度高，变形困难容易开裂的技术问题。其技术特征在于对固溶处理的镍基合金和铁镍基合金进行一次较高温度的热处理，先行在晶界附近析出碳化物同时减少或避免晶内γ′或γ′′相的析出，然后进行变形加工，达到部件所需的外形和尺寸，最后进行时效处理既保证材料变形加工阶段的工艺性能，又保证产品最终的持久强度。

Description

一种镍基合金和铁镍基合金的变形加工工艺

技术领域

本发明涉及一种合金变形加工工艺，特别是涉及一种镍基合金和铁镍基合金的变形加工工艺。

背景技术

随着国际上对环境保护的重视，火力发电行业面临越来越大的CO₂温室气体以及SOx、NOx等污染物减排的压力，同时火力发电行业所面临的市场竞争也在日益加剧，这都要求电厂进一步降低发电成本。解决这些问题的有效方法就是提高火力发电机组的热效率，而提高机组的蒸汽参数是改善热效率的最有效途径之一。历史上的火力发电厂依次从低压、中压、高压、超高压、亚临界、超临界发展到目前的超超临界参数，目前600℃等级超超临界发电技术在国内外已经基本上成熟。

为了追求更高的发电效率，人们提出了将蒸汽温度进一步提高到700℃及以上的先进超超临界发电技术的研究开发计划。由于蒸汽温度大幅度提高，对机组一些高温段的部件，如锅炉高温过热器、高温再热器、集箱和管道等，传统的铁基耐热钢强度和抗腐蚀性能等已经满足不了要求，需要采用持久强度更高、抗腐蚀性能更好的镍基或铁镍基高温合金。

镍基和铁镍基合金固溶按强化方式分为固溶强化型合金和沉淀强化型合金两大类。固溶强化型合金是以固溶强化为主要强化机理的合金，通过加入与基体金属原子尺寸不同的元素(铬、钨、钼等)引起基体金属点阵的畸变，加入能降低合金基体堆垛层错能的元素（如钴）和加入能减缓基体元素扩散速率的元素（钨、钼等），以强化基体。

沉淀强化或称时效强化合金是以沉淀硬化为主要强化机理的合金，即通过固溶和时效处理，从过饱和固溶体中析出第二相（γ′、γ"、碳化物等），以强化合金。

用于先进超超临界发电机组的镍基或铁镍基合金，由于对部件高温长期服役的要求，主要的候选材料以沉淀强化合金为主，如263合金、625合金、Inconel740H和Inconel740合金、Haynes282合金等。即使采用的部分归类为固溶强化型的合金，如617合金、617B（617mod.）合金，在热处理或者在服役过程中也会析出碳化物和γ′等析出相。在这些合金中γ′、γ"主要分布在晶粒内部，由于其颗粒小，数量多，对基体起到重要的强化作用。M₂₃C₆等碳化物主要分布在晶界，对晶界起到强化作用。

锅炉高温过热器、高温再热器在制造过程中需要将锅炉管通过弯管等工艺加工成所需的形状。弯管分为冷弯和热弯两种工艺。热弯是在材料的再结晶温度以上进行加工，弯后需要重新进行固溶处理。冷弯是在材料的再结晶温度以下进行加工，通常是在室温下进行加工，按照变形量的大小确定是否需要重新进行固溶处理，实际生产中尽量避免重新固溶处理。

固溶强化型镍基和铁镍基合金的性能热处理为固溶处理，其冷弯在固溶处理后进行。沉淀强化型镍基和铁镍基合金的性能热处理为固溶处理＋一次或多次时效处理，其冷弯通常安排在固溶处理后进行，也有安排在固溶＋时效处理后进行。

经过时效处理后，合金中的γ′、γ"、碳化物大量析出，由于分布在晶内的γ′、γ"尺寸小、数量多，且通常与基体之间共格，使得材料的室温和高温屈服强度、硬度大幅度上升，而塑性和韧性却大幅度降低。如Inconel740合金，固溶处理后的室温屈服强度300MPa左右，延伸率55%左右，断面收缩率达到67%，室温冲击韧性达到250J/cm2，经过800℃×16小时的时效处理后，室温屈服强度提高到700MPa以上，延伸率降低到50％，断面收缩率降低到49%，室温冲击韧性降低到88J/cm²。263合金固溶处理后室温屈服强度380MPa，延伸率64%，室温冲击韧性310J/cm²，经过800℃×8小时的时效后，室温屈服强度提高到618MPa，延伸率降低到35%，室温冲击韧性降低到78J/cm²。由于时效处理后，锅炉管的强度大幅度上升，使得弯管过程中的变形抗力增加，由于塑性和韧性减低，弯管过程中容易产生裂纹。

在固溶处理后直接进行弯管，然后进行时效处理或者在运行中利用服役温度进行时效，由于固溶态合金屈服强度低，塑性和韧性高，变形能力强，避免了时效后进行弯管的上述问题。然而试验表明，在固溶处理后进行弯管等变形，在最后的时效处理或者服役过程的自时效中，晶界附近的析出相特别是碳化物的析出大幅度减少，在随后的高温长期服役过程中，晶界位置没有足够的强化相，首先发生开裂导致部件失效，降低寿命。如果在变形加工后重新进行固溶或固溶＋时效处理，可以避免晶界附近的析出相的减少，但是由于固溶处理的温度很高，重复的固溶处理导致晶粒长大，同时热变形和氧化严重，冷却后需要重新进行冷校正和去除氧化层，成本增加。

因此按照现有的工艺，无论是固溶后或是固溶＋时效后进行弯管等加工均存在技术问题，严重影响镍基合金和铁镍基合金在锅炉制造中的应用。

发明内容

本发明的目的在于提供一种能够解决镍基合金和铁镍基合金锅炉管在固溶状态下冷弯降低材料晶界碳化物析出数量，从而降低持久强度，而在时效状态下冷弯时塑性低、强度高，变形困难容易开裂的问题，从而提高镍基合金和铁镍基合金的持久强度的镍基合金和铁镍基合金的变形加工工艺。

为达到上述目的，本发明采用的技术方案是：将固溶处理的镍基合金和铁镍基合金在高于镍基合金和铁镍基合金的γ′、γ′′相的溶解温度和晶界碳化物的析出温度，而低于碳化物的溶解温度下进行热处理、冷却后进行变形加工，达到部件所需的外形和尺寸，最后进行时效处理或者在高温运行中自时效处理。

所述的镍基合金和铁镍基合金为以γ′主要强化相的合金。

所述的镍基合金和铁镍基合金的晶界碳化物为M₂₃C₆型碳化物。

所述的热处理的温度为850℃-1050℃。

所述的冷却采取快速冷却方式冷却至γ′相的析出终了温度以下。

所述的快速冷却方式为水冷。

所述的变形加工的温度低于γ′或（和）γ′′相的析出温度。

所述的变形加工的温度为室温，变形加工为冷弯。

所述的部件为锅炉管。

本发明对固溶处理的镍基合金和铁镍基合金进行一次较高温度的热处理，先行析出碳化物同时减少或避免γ′或（和）γ"相的析出，然后进行变形加工，达到部件所需的外形和尺寸，最后进行时效处理（对沉淀强化合金）或者利用高温服役时自时效（对617、617B等固溶强化合金）。

当用于本发明时，术语“较高温度的热处理”定义的是比最终的时效热处理（对沉淀强化合金）或服役温度（对固溶强化合金）温度更高的一次中间热处理，其温度在γ′、γ"相的溶解温度与晶界碳化物的溶解温度之间。由于不同合金化学成分的不同，或者同一合金成分的波动，其温度范围是不同的。

当用于本发明时，术语“变形加工”定义的是合金再结晶温度以下的变形加工。

与现有技术相比，本发明通过固溶处理后增加一次中间的较高温度的热处理，其温度高于γ′、γ"相的溶解温度和晶界碳化物的析出温度，而低于碳化物的溶解温度，在晶界上析出碳化物，同时避免γ′、γ"等晶内析出相的大量析出，保持固溶态合金屈服强度低、塑性和韧性高的优点，有利于弯管加工的实施，在随后的时效处理中晶内析出γ′、γ"等强化相，晶界附近的碳化物等强化相得到保留，从而保证了部件的性能。本发明解决了镍基合金和铁镍基合金锅炉管在固溶状态下冷弯降低材料碳化物析出，从而降低持久强度，在时效状态下冷弯时塑性低、强度高，变形困难容易开裂的技术问题。

附图说明

图1为本发明变形加工工艺示意图；

图2是本发明对比试样3的微观组织；

图3是本发明对比试样4的微观组织；

图4是实施例试样1的微观组织；

图5是实施例试样2的微观组织；

图6是实施例试样3的微观组织；

图7是对比试样5持久断裂后的微观组织；

图8是对比试样6持久断裂后的微观组织；

图9是实施例试样4持久断裂后的微观组织。

具体实施方式

下面结合附图对本发明作进一步说明。

参见图1，本发明公开的某些非限制性实施方案涉及镍基合金和铁镍基合金变形加工工艺，步骤包括：将固溶处理的镍基合金和铁镍基合金在高于镍基合金和铁镍基合金的γ′、γ"相的溶解温度和晶界碳化物的析出温度，而低于碳化物的溶解温度下进行热处理、冷却后进行变形加工，达到部件所需的外形和尺寸，最后进行时效处理或者在高温运行中自时效处理。

具体地，利用该工艺对镍基合金和铁镍基合金锅炉管进行弯管加工。

下面采用非限制性实施例说明本发明公开的各种非限制性的实施方案。

所有对比试样和实施例试样的材料均为Inconel740H，为一种超超临界发电机组用高温合金，其标准热处理为固溶（1150℃×1小时水冷）＋时效（800℃×16小时空冷）。

实施例1

对比试样1：1150℃×1小时固溶水冷，硬度为HB168，R_p0.2为314MPa。

对比试样2：1150℃×1小时固溶水冷＋800℃×16小时时效空冷，硬度提高到HB304，R_p0.2为728MPa，强度和硬度太高，不适合做变形加工。

作为与上述两种现有工艺中变形加工前的热处理状态的对比，对材料分别进行了不同温度的热处理试验。

对比试样3：1150℃×1小时固溶水冷＋700℃×4小时热处理空冷。热处理后对比试样3的硬度为HB268，微观组织照片见图2，由于温度太低，晶界没有析出碳化物。

对比试样4：1150℃×1小时固溶水冷＋850℃×2小时热处理空冷。热处理后对比试样4的硬度为HB267，微观组织照片见图3，晶界上有碳化物析出，但由于温度低于γ′的溶解温度，晶内γ′的析出导致硬度略高。

实施例试样1：1150℃×1小时固溶水冷＋900℃×2小时热处理空冷；热处理后实施例试样1的硬度为HB239，微观组织见图4，晶界上有碳化物析出，硬度也适中，R_p0.2为544MPa，适合于变形加工。

实施例试样2：1150℃×1小时固溶水冷＋1010℃×2小时热处理空冷。热处理后实施例试样2的硬度为HB181.5，微观组织见图5，晶界上有碳化物析出，硬度也适中，R_p0.2为455MPa，适合于变形加工。

实施例试样3：1150℃×1小时固溶水冷＋900℃×2小时热处理水冷。热处理后实施例试样3的硬度为HB229。实施例试样3在处理后采用水冷，相对于实施例1，进一步抑制了冷却过程中γ′的析出，硬度更低，微观组织见图6。

实施例2：

对Inconel740H进行了三种条件下的持久强度试验。

对比试样5：为标准热处理材料（1150℃×1小时固溶水冷＋800℃×16小时时效空冷），加工成持久强度试样在750℃、292MPa下进行高温持久强度试验，断裂时间为503小时。图7为持久断裂试样远离断口区域的微观组织照片，晶界有明显的碳化物存在。

对比试样6：采用现有变形加工技术的常规工艺，即对1150℃×1小时固溶水冷的材料进行11%的冷变形，然后进行800℃×16h的时效处理，加工成持久强度试样在750℃、292MPa下进行高温持久强度试验，断裂时间为380小时。图8为持久断裂试样远离断口区域的微观组织照片，晶界碳化物明显低于对比试样1。

实施例试样4：按照本发明公开的工艺进行加工，即对1150℃×1小时固溶水冷的材料先进行900℃×2小时的中间热处理，R_p0.2为544MPa，接着进行11%的冷变形，然后进行800℃×16h的时效处理，加工成持久强度试样在750℃、292MPa下进行高温持久强度试验，断裂时间为435小时。图9为持久断裂试样远离断口区域的微观组织照片，晶界碳化物明显比对比试样2多，与对比试样1接近。

实施例3：

按照本发明公开的工艺进行加工实施例试样5，即对1150℃×1小时固溶水冷的材料先进行1010℃×2小时的中间热处理，R_p0.2为455MPa，接着进行13%的冷变形，然后进行790℃×8h的时效处理，加工成持久强度试样在750℃、292MPa下进行高温持久强度试验，断裂时间为582.6小时。即使变形量大于对比试样6，其寿命仍然比对比试样6长，甚至高于没有变形加工的对比试样5。

Claims (9)

1.一种镍基合金和铁镍基合金的变形加工工艺，其特征在于：将固溶处理的镍基合金和铁镍基合金在高于镍基合金和铁镍基合金的γ′、γ′′相的溶解温度和晶界碳化物的析出温度，而低于碳化物的溶解温度下进行热处理、冷却后进行变形加工，达到部件所需的外形和尺寸，最后进行时效处理或者在高温运行中自时效处理。

2.根据权利要求1所述的镍基合金和铁镍基合金变形加工工艺，其特征在于：所述的镍基合金和铁镍基合金为以γ′主要强化相的合金。

3.根据权利要求1所述的镍基合金和铁镍基合金变形加工工艺，其特征在于：所述的镍基合金和铁镍基合金的晶界碳化物为M₂₃C₆型碳化物。

4.根据权利要求1所述的镍基合金和铁镍基合金变形加工工艺，其特征在于：所述的热处理的温度为850℃-1050℃。

5.根据权利要求1所述的镍基合金和铁镍基合金变形加工工艺，其特征在于：所述的冷却采取快速冷却方式冷却至γ′相的析出终了温度以下。

6.根据权利要求5所述的镍基合金和铁镍基合金变形加工工艺，其特征在于：所述的快速冷却方式为水冷。

7.根据权利要求1所述的镍基合金和铁镍基合金变形加工工艺，其特征在于：所述的变形加工的温度低于γ′或（和）γ′′相的析出温度。

8.根据权利要求1或7所述的镍基合金和铁镍基合金变形加工工艺，其特征在于：所述的变形加工的温度为室温，变形加工为冷弯。

9.根据权利要求1所述的镍基合金和铁镍基合金变形加工工艺，其特征在于：所述的部件为锅炉管。

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