CN102086496A - 一种Fe-Ni基沉淀强化型奥氏体合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及沉淀强化型奥氏体合金领域，具体说是一种Fe-Ni基沉淀强化型奥氏体合金及其制备方法。按元素质量百分比计，镍：27-32％；铬：13-17％；钼：0.5-2％；钛：1.5-3％；铝：0.1～0.5％；钒：0.1-0.6％；硅：0.1-0.6％；硼：0.0005-0.02％；碳：＜0.02％；余量为铁和不可避免的杂质。本发明以Fe-Ni合金为基，通过改进合金中元素硼的含量，经过适当的热加工，热处理和热充氢工艺后，保证在合理的热处理制度下，控制合金晶界析出相，确保制备合金材料具有良好的力学性能和抗氢损伤性能。本发明的沉淀强化型奥氏体合金可应用于对强度有较高要求的航空、核能、石油化工等工业的临氢环境中。

Description

一种Fe-Ni基沉淀强化型奥氏体合金及其制备方法

技术领域：

本发明涉及沉淀强化型奥氏体合金领域，具体说是一种Fe-Ni基沉淀强化型奥氏体合金及其制备方法，通过调整Fe-Ni基沉淀强化型奥氏体合金中微量元素硼的含量，结合一定的热加工和热处理工艺，降低合金的氢损伤，提高合金的抗氢损伤性能。

背景技术：

氢能以其燃烧产物洁净、燃烧效率高、可再生等优点被认为是新世纪的重要二次能源，氢能的开发与利用已经引起人们的广泛关注，而在很多苛刻的氢环境下，材料的破坏及使用寿命下降等问题日益受到人们的重视。部分单相奥氏体合金具有很好的抗氢性能，然而其强度偏低限制了它的应用范围。Fe-Ni基沉淀强化奥氏体合金具有高的屈服强度和良好的塑性，广泛应用于苛刻的临氢环境中，但其抗氢损伤性能明显低于单相奥氏体合金，影响了该类合金作为抗氢脆材料在诸多领域的广泛应用，合金的抗氢损伤性能有待进一步改善。

发明内容：

本发明的目的是提供一种具有较高抗氢损伤性能的Fe-Ni基沉淀强化型奥氏体合金及其相应的热加工和热处理工艺，克服Fe-Ni基沉淀强化型奥氏体合金在热充氢后氢损伤较大的缺点。

本发明的技术方案如下：

一种Fe-Ni基沉淀强化型奥氏体合金，按元素质量百分比计，合金的化学成分如下：

镍：27-32％；铬：13-17％；钼：0.5-2％；钛：1.5-3％；铝：0.1～0.5％；钒：0.1-0.6％；硅：0.1-0.6％；硼：0.0005-0.02％；碳：＜0.02％；余量为铁。

本发明以铁镍合金为基体，设计开发新的高抗氢损伤性能Fe-Ni基沉淀强化型奥氏体合金。新合金的设计应根据据合金的氢损伤机理，通过适当的措施来提高合金的抗氢损伤性能。合金的氢损伤机理研究一直是很活跃的领域，目前提出的理论主要有氢压理论，氢降低原子间结合力理论，氢降低表面能理论以及氢促进局部塑性变形的理论，不过还没有任何一种理论能够解释所有的实验结果，但对合金氢损伤起控制作用的是局部富集氢浓度的理论已得到大部分学者的认可；如何控制氢原子在氢陷阱中的富集成为提高合金抗氢损伤性能的一个关键方面。硼原子作为高温合金中普遍采用的晶界强化元素，对合金的抗氢脆性能有着较大影响，对于硼原子抑制合金的氢脆机理至今还没有一致的认识，目前主要包括两种机理：一是偏聚在晶界上的硼原子与氢原子存在位置竞争关系，二是基体中的硼原子严重阻碍了氢在合金的中的扩散。

为了提高Fe-Ni基沉淀强化奥氏体合金的抗氢脆性能，根据上述氢脆机理机理，采取了以下措施：

本发明通过改进合金中的元素硼的含量，保证合金晶界上有足够的偏聚硼原子，又避免因为合金中的过量硼原子在热处理过程中形成硼化物而造成合金抗氢损伤性能的下降。

本发明的优点在于：

1、本发明以Fe-Ni合金为基，通过改进合金中元素硼的含量，经过适当的热加工，热处理和热充氢工艺后，保证在合理的热处理制度下，控制合金晶界析出相，确保制备合金材料具有良好的力学性能和抗氢损伤性能。

2、本发明显著改善了合金的抗氢损伤性能，合金在添加适量硼元素后的抗氢损伤性能比添加少量和过量硼元素合金有明显提高。

3、本发明可用于对材料有较高强度和较高抗氢损伤性能要求的航空、核能、石油化工等工业临氢环境中。

附图说明：

图1为时效态Fe-Ni合金微观组织图片(光学显微镜观察100×)。其中，(a)-(d)硼含量分别为0，0.002wt.％，0.006wt.％，0.01wt.％。

图2为时效态无硼Fe-Ni合金显微组织图片。其中，(a)晶界析出相η(透射电镜观察15000×)；(b)析出相η[001]晶向衍射斑点。

图3为时效态含硼0.01wt.％Fe-Ni合金显微组织图片。其中，(a)合金晶内析出相(透射电镜观察71000×)；(b)合金晶界析出相(透射电镜观察43000×)。

图4为时效态Fe-Ni合金室温拉伸断口形貌(扫描电镜观察500×)。其中，

(a)-(d)硼含量分别为0，0.002wt.％，0.006wt.％，0.01wt.％。

具体实施方式：

实施例1

采用工业纯铁、电解镍、海绵钛、金属铬、钼、钒、铝及硼铁等常规原材料，合金成分见表1。

表1合金的化学成分

具体的生产工艺步骤如下：

1)将上述原材料装入CaO坩埚，进行真空感应熔炼，升温熔炼、浇铸，待铸锭完全凝固后，开模取出；

2)将铸锭在1100～1180℃进行20h的均匀化处理后随炉冷却，随后进行表面打磨处理，去除表面氧化皮；

3)在1050～1150℃保温3～5h后，在750kg煅锤上进行合金锻造，开坯锻造温度1100℃，锻温度950℃；开坯锻造后，切除冒口，随后二火锻成方棒和轧制成棒材，以获得最佳抗氢性能；

4)合金热处理按以下工艺进行：980℃保温1h后进行水淬处理，在740℃进行保温8h后空气中冷却的时效强化处理；

5)将一部分拉伸试样在进行热充氢，热充氢的温度为300℃，氢压10MPa，充氢时间为7天，经定氢分析后，充氢试样中的氢含量约为28ppm，按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行性能检测。

表2为时效态Fe-Ni合金室温拉伸性能，其中：0B、20B、60B、100B合金中硼含量分别为0、0.002wt.％、0.006wt.％、0.01wt.％。

表2

其中：氢致断面收缩率损减Ψ_L：

${\mathrm{\Ψ}}_L=\frac{{\mathrm{\Ψ}}_0-{\mathrm{\Ψ}}_H}{{\mathrm{\Ψ}}_0}\×100\%$

Ψ₀为合金在空气中的断面收缩率；Ψ_H为合金在充氢后或在氢环境中的断面收缩率。

如图1所示，(a)、(b)、(c)、(d)分别为硼含量为0、0.002wt.％、0.006wt.％、0.01wt.％的Fe-Ni基沉淀强化型奥氏体合金在时效态金相微观组织照片，由图中发现合金中的不同含量的硼元素对合金的晶粒大小没有明显影响，平均晶粒度为6-7级，无硼合金中存在析出相η相(Ni₃Ti)，组织见图2；合金的强化相γ′-Ni₃(Al，Ti)平均尺寸约为10nm，呈球状，弥散分布于基体中，认为γ′越细小对提高抗氢性能越有利，不同含量的硼元素对强化相γ′的形态及分布无影响，典型组织见图3(a)；由图3(b)可以看出，硼含量为0.01wt.％Fe-Ni基合金的晶界上有M₃B₂硼化物析出，而硼含量为0.002wt.％、0.006wt.％的Fe-Ni基合金均没有发现硼化物的析出，含有硼化物的合金氢致塑性损减为35.2％，高于硼含量为0.006wt.％的Fe-Ni基合金氢致塑性损减，含硼0.006wt.％的Fe-Ni基合金的抗氢脆性能最好，氢致塑性损减仅为33.6％。通过在扫描电镜下观察充氢后的拉伸试样断口(图4)可以发现：无硼Fe-Ni基合金断口为沿晶脆性断裂，主要是因为热充氢后氢η相和基体的基面上聚集，加速裂纹的形核与扩展，含硼Fe-Ni基合金均为韧脆混合断裂模式，其中含硼0.006wt.％Fe-Ni基合金中连接成网的微孔聚集比例最高，因而塑性最好。分析原因：合金添加硼后能够抑制η相的析出，因此含硼合金塑性较无硼合金的塑性有所提高；含有0.006wt.％硼的合金有足够的硼原子偏聚在晶界上，提高晶界结合力，降低界面能，同时又能明显抑制氢原子在晶界上的富集，降低合金的氢损伤；含有0.002wt.％硼的合金不能提供足够的硼原子抑制晶界上的氢聚集；含有0.01wt.％硼的合金因为晶界上硼化物的析出而造成晶界上游离态的硼原子数量的减少，降低了硼原子对氢聚集的抑制作用。

Claims (4)

1.一种Fe-Ni基沉淀强化型奥氏体合金，其特征在于，按元素质量百分比计，合金的化学成分如下：

镍：27-32％；铬：13-17％；钼：0.5-2％；钛：1.5-3％；铝：0.1～0.5％；钒：0.1-0.6％；硅：0.1-0.6％；硼：0.0005-0.02％；碳：＜0.02％；余量为铁和不可避免的杂质。

2.按照权利要求1所述的Fe-Ni基沉淀强化型奥氏体合金，其特征在于，该合金化学成分中，硼含量优选范围为0.002wt.％-0.006wt.％。

3.按照权利要求1所述的Fe-Ni基沉淀强化型奥氏体合金的制备方法，其特征在于，具体步骤如下：

1)将原材料装入CaO坩埚，进行真空感应熔炼，获得铸锭；

2)将铸锭在1100～1180℃进行20±2h的均匀化处理后随炉冷却，随后进行表面打磨处理，去除表面氧化皮；

3)在1050～1150℃保温3～5h后，进行合金锻造，开坯锻造温度≥1050℃，终锻温度≥900℃；

4)合金热处理按以下工艺进行：980±20℃保温1h后进行水淬处理，在740±10℃进行保温8±1h后，空气中冷却的时效强化处理。

4.按照权利要求3所述的Fe-Ni基沉淀强化型奥氏体合金的制备方法，其特征在于，所述步骤4)之后进行热充氢，热充氢的温度为300±10℃，氢压10±0.1MPa，充氢时间为7天。

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