合金組合物的制作方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明設(shè)及合金組合物，特別是設(shè)及儀基合金組合物。本發(fā)明的合金組合物特別 適合于通過鑄造而不是通過鍛造過程（即，加工、鍛制或鍵打等）而形成產(chǎn)品。在其它應(yīng)用 中，本發(fā)明的合金適合于高壓蒸汽滿輪應(yīng)用，例如，在發(fā)電站中的應(yīng)用。
【背景技術(shù)】
[0002] 在燃煤火電廠中力爭降低二氧化碳排放并提高效率已使世界各地開展關(guān)于能夠 在700°C+蒸汽溫度和至多SOMPa或高達(dá)IOOMPa的壓力下進(jìn)行材料開發(fā)的很多工作。在運(yùn) 些升高的溫度和壓力下，鋼不具備足夠的強(qiáng)度，所W替代材料的開發(fā)都集中在儀合金中。
[0003] 儀合金發(fā)展一般集中在兩大類合金中，固溶強(qiáng)化合金和沉淀強(qiáng)化合金。固溶合金 在強(qiáng)度上低于其沉淀硬化對應(yīng)物，所W具有降低的應(yīng)力斷裂強(qiáng)度，但是具有良好的延展性 和可焊性。沉淀強(qiáng)化合金已被用于噴氣發(fā)動機(jī)。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0004] 因此，本發(fā)明尋求提供一種新的合金組合物。特別是，本發(fā)明尋求對高于700°C甚 至可能高于750°C的發(fā)電廠操作提供具有所需應(yīng)力斷裂強(qiáng)度的可鑄造合金組合物。
[0005] 因此，本發(fā)明提供一種合金，W質(zhì)量％計(jì)由W下物質(zhì)組成：24. 0~26. 0%的化、 19. 0 ~22. 0% 的Co、1.00 ~1.60 % 的A1、1.00 ~1.60 % 的Ti、至多 1.50 % 的Fe、至多 0. 020%的C、至多0. 40%的Si、至多0. 50%的Mn、至多0. 50%的Cu、至多0. 50%的Mo、至 多0. 50%的佩、至多0. 005%的B、至多0. 03%的Zr、至多0. 10%的V、至多0. 02%的Mg、至 多0. 25 %的Ta、至多0.OlO%的S、至多0. 015%的P、至多0. 20 %的W、至多0. 02%的Ca、 至多0. 05%的N、至多80卵m的化、至多60ppm的Sn、至多20ppm的Pb,W及平衡量的Ni與 雜質(zhì)。
[0006] 本發(fā)明的合金被沉淀強(qiáng)化，并因此具有比W前使用的固溶強(qiáng)化的儀合金更高的應(yīng) 力斷裂強(qiáng)度。此外，該合金組合物是可鑄造的。
【附圖說明】
[0007] 下面將參考附圖通過實(shí)例對本發(fā)明進(jìn)行充分描述，其中：
[0008] 圖1是示出在550°C~760°C下操作的各種鋼和Ni合金的相對應(yīng)力斷裂強(qiáng)度與溫 度的曲線圖。曲線圖中包含的儀合金被提出作為高于700°C的工廠操作的潛在合金；
[0009] 圖2是示出熱處理后的鑄造合金中裂縫的沈M顯微照片；
[0010] 圖3是示出圖2的合金中存在的多個(gè)相的平衡相圖；
[001 ^ 圖4是示出圖2的合金中的MX相、n相和MzsCe相的平衡相圖；
[0012] 圖5是示出本發(fā)明的合金中存在的多個(gè)相的平衡相圖；
[001引圖6示出了根據(jù)本發(fā)明的合金的MX的組成；
[0014]圖7是示出Y' ％與妮濃度的平衡相圖；
[001引圖8是示出NbMX%與碳含量的平衡相圖；
[0016] 圖9是示出Nb和C對NbMX含量的組合影響的平衡相圖；
[0017] 圖10~13是示出Nb固定為0.25%的碳含量范圍的MX預(yù)測的平衡相圖；
[001引 圖14是對合金740的Scheil計(jì)算；
[0019] 圖15示出粗對丫 '質(zhì)量％的影響；
[0020] 圖16示出Mo對丫 '質(zhì)量％的預(yù)測有益影響；
[002。 圖17是比較本發(fā)明合金與用于高級超臨界（A-USC)應(yīng)用的其它鑄造候選Ni合金 的室溫拉伸強(qiáng)度的條形圖；
[0022] 圖18是比較本發(fā)明合金與用于A-USC應(yīng)用的其它鑄造候選Ni合金的室溫屈服強(qiáng) 度的條形圖；
[0023] 圖19是比較本發(fā)明的合金與合金263的室溫伸長率和面積縮減率的圖表；
[0024] 圖20是比較本發(fā)明合金（G130和G130B)與其它候選鑄造A-USCNi合金的公共 領(lǐng)域數(shù)據(jù)的關(guān)于LarsenMiller參數(shù)與應(yīng)力斷裂強(qiáng)度繪制的曲線圖；W及
[00巧]圖21是不同截面尺寸的G130和G130B的關(guān)于LarsenMiller參數(shù)與應(yīng)力斷裂強(qiáng) 度繪制的曲線圖；
[002引 圖22示出熱處理后的G130B鑄造合金的沈M顯微照化沒有觀察到MX裂縫。
【具體實(shí)施方式】
[0027] 在尋求具有在高于700°C的溫度下的高應(yīng)力斷裂強(qiáng)度（例如，用于發(fā)電廠的高壓 蒸汽滿輪殼體、閥或（輔助）閥組件）和通過鑄造能形成產(chǎn)品的合金組合物，本發(fā)明人考慮 了表1所不的Ni合金。
[0028] 表1 :700°C的典型化學(xué)組成+候選合金
[0029]
[0030] 運(yùn)些合金通過固溶強(qiáng)化機(jī)制（S巧或通過沉淀硬化（PH)加強(qiáng)。運(yùn)些機(jī)制在下面進(jìn) 行簡要描述。
[0031] 固溶強(qiáng)化的Ni合金由fee基體形成，通過添加固溶增強(qiáng)劑（諸如MoXrXo和W) 進(jìn)行強(qiáng)化。運(yùn)種硬化方法取決于Ni基奧氏體結(jié)構(gòu)和溶質(zhì)原子之間的晶格參數(shù)的差異，強(qiáng)化 效力與運(yùn)種差異成正比。溶質(zhì)原子的百分?jǐn)?shù)越大，硬化效果就會越大。然而，由O相形成 的可能性和它的伴隨缺點(diǎn)限制合金添加的量。
[0032] 通過形成S種類型的沉淀物，即丫 '、丫 "W及晶界棚化物和碳化物，在Ni合金中 實(shí)現(xiàn)沉淀硬化。丫'一般W通式Nis(ALTi)給出。然而，儀、侶和鐵都可W被其它元素取代。
[0033] 本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，作為鍛造合金開發(fā)的合金263、枯aynes渡282巧和Inco紙1愈 740都是最期望的候選者，特別是因?yàn)樗鼈內(nèi)鐖DI所示的高應(yīng)力斷裂強(qiáng)度。然而，合金263遭受微結(jié)構(gòu)不穩(wěn)定性，由于n相（NisTi)的沉淀造成的使用老化，運(yùn)能對蠕變強(qiáng)度有不利 影響。Haynes飯282飯是S種合金中最強(qiáng)的，但是Al和Ti的水平最高（Al+Ti〉3. 5%)， 所W運(yùn)些元素在空氣中誘注期間氧化的可能性顯著增加。運(yùn)可能會導(dǎo)致在鑄件內(nèi)有更多的 氧化物夾雜性缺陷。另據(jù)了解，在鑄造合金282的試驗(yàn)中，厚截面微觀結(jié)構(gòu)完整性差，從而 導(dǎo)致體積型裂縫比合金263或Incoiie版740中觀察到的體積型裂縫更加惡劣。
[0034]I打踩)打el.狼'740被開發(fā)作為用于局級超超臨界鍋爐管的鑄造廣品和鍛造廣品。在 鍛造過程中，合金被鑄造成巧，然后經(jīng)受機(jī)械變形W使它大致形成所需的形狀。然后，采用 最終加工步驟W獲得所需形狀。
[0035] Inconel夠740的組成源自航空合金Nimonic263,并且在約800°C下老化硬化。 運(yùn)兩種合金的標(biāo)稱組成示于表2中。
[0036] 表2:來自特殊金屬數(shù)據(jù)表的標(biāo)稱合金740組成（inconel'K740)
[0037]
[003引不幸的是，原始虹conel⑩740組合物似乎已傾向焊接厚截面管件的微裂隙，有害 的"G"相形成仍然傾向沉淀n相，但是比合金263的程度小。
[0039] 為了解決運(yùn)個(gè)問題，改變Inccmel@ 740合金組合物W產(chǎn)生于2010年10月在 EPRI"化石燃料發(fā)電廠的材料技術(shù)進(jìn)展的第六屆國際會議"上展示的被稱為740H的合金 (在文章中被稱為"用于高級超超臨界鍋爐的Inconel膨合金740的優(yōu)化")。本文描述了運(yùn) 些改變：特殊金屬已被用于Tnconei飯740化學(xué)并且詳細(xì)地示于下面的表3中。需要注意 Si、Nb、Al和Ti組成的變化。
[0040] 表3 :用于高級超超臨界鍋爐的Incone傾740的優(yōu)化
[0041]
[0042] 每個(gè)元素后面的有理數(shù)變化被概括如下：
[004引"G"相是富含Si的化并且因此在目標(biāo)規(guī)格中減少SiW阻礙其形成。降低Nb含量 限制了材料在熱影響區(qū)中易于溶析裂縫的敏感度。提高Al與Ti之比W增強(qiáng)丫 '的穩(wěn)定性， 運(yùn)是裂隙由于更穩(wěn)定的老化基體而被阻止的首要原因，同時(shí)降低Ti會削弱材料在725°C下 使用中產(chǎn)生針狀n相的能力。
[0044] 本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，如果標(biāo)準(zhǔn)鍛造合金740或740H化學(xué)性質(zhì)被用于鑄造，則在熱處理 后形成裂縫，運(yùn)會引起NDE失效和產(chǎn)生廢料鑄件裂縫。
[0045] 通過沈M觀察，裂縫被認(rèn)為是體積性質(zhì)，并且似乎自合金的晶粒間區(qū)域傳播。在運(yùn) 些晶粒間晶界區(qū)域，富含妮的MX的粒子存在，它們本身在熱處理過程開裂。在熱處理過程 中材料內(nèi)產(chǎn)生應(yīng)力期間，運(yùn)些顆粒是邊界凝聚力損失的原因，運(yùn)是裂縫的起因。另外，在固 溶處理后NbMX沿晶界的部分溶解所形成的空位在晶界處產(chǎn)生裂縫的傳播位點(diǎn)。
[0046] 圖2示出在Iiocrc下均化熱處理之后的鑄造Inconel740H中的晶界的沈M顯微 照片。可見，存在兩種晶界相。本發(fā)明人已發(fā)現(xiàn)運(yùn)些是富含Ti的MX相和富含Nb的MX相。 由沈M顯微照片可見，富含Nb的MX相開裂。據(jù)信，運(yùn)是由于基體和富含佩的MX相之間的 熱膨脹系數(shù)的差異造成的。
[0047] 進(jìn)行一系列的熱處理試驗(yàn)W確定沉淀物產(chǎn)生裂縫的階段，并且確定是否通過調(diào)整 坡度和冷卻速率能夠避免裂縫。運(yùn)些示于表4中。
[0048] 表 4
[0049]
[0050] 在表4中的所有條件中，富含Nb的MX沉淀物存在，并且大部分開裂。
[005。 示差掃描熱量計(jì)值SC)曲線顯示出，富含Nb的MX的溶解溫度可能為約1350°C。 然而，合金的烙點(diǎn)為約l400°C。因此，一旦固化后在鍛造虹conel? 740組合物和Iiiconel⑧ 740H組合物中已形成塊狀富含Nb的MX，則似乎幾乎不可能溶解塊狀富含Nb的MXW除去 通過MX的裂縫。
[005引因此，發(fā)明人的結(jié)論是，不可能單獨(dú)通過熱處理從鑄造合金虹C餅iel處740H中除去 富含Nb的MX粒子，或者不可能通過減小坡度和冷卻速率防止裂縫，由于在液體固化之后立 即呈現(xiàn)MX沉淀物。通過實(shí)驗(yàn)和熱分析，發(fā)現(xiàn)富含Nb的MX的溶解溫度是1350°C。此溶解溫 度過于接近合金的烙點(diǎn)而不能進(jìn)行利用。
[0053] 在上面的基礎(chǔ)上，本發(fā)明人考慮是否可W改變合金組成W減少NbMX碳化物的形 成。由于鍛造過程期間能夠獲得再結(jié)晶，能夠控制鍛造合金晶粒尺寸。通過使用碳化物和 其它相控制晶界，能夠保持小的晶粒尺寸。本發(fā)明人認(rèn)識到，對于鑄造產(chǎn)品，運(yùn)種晶粒尺寸 控制是不可完成的，因?yàn)橥ㄟ^機(jī)械變形未促進(jìn)再結(jié)晶。所WNbMX和潛在的較低的MzsCe相 的損失可能會降低晶界凝聚力和一些丫'相分?jǐn)?shù)，但對于鑄造產(chǎn)品消除裂縫更為重要。
[0054] 本發(fā)明人使用熱力學(xué)模型來計(jì)算相的平衡分?jǐn)?shù)和個(gè)別元素分配行為關(guān)于溫度的 函數(shù)。
[0055] 熱力學(xué)模型計(jì)算當(dāng)W塊狀合金元素濃度呈現(xiàn)時(shí)相的平衡分?jǐn)?shù)和各個(gè)元素分配行 為關(guān)于溫度的函數(shù)。熱力學(xué)模型含有用于確