CN102409258B

CN102409258B - 一种含硼的高强度、耐氢脆合金的组织均匀性控制方法

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Publication number: CN102409258B
Application number: CN2011103464945A
Authority: CN
Inventors: 赵明久; 戎利建; 闫德胜; 姜海昌; 刘树伟; 胡晓峰; 王本贤
Original assignee: Institute of Metal Research of CAS
Current assignee: Institute of Metal Research of CAS
Priority date: 2011-11-04
Filing date: 2011-11-04
Publication date: 2013-07-10
Anticipated expiration: 2031-11-04
Also published as: CN102409258A

Abstract

本发明涉及沉淀强化Fe-Ni基奥氏体合金领域，具体地说是一种含硼的高强度、耐氢脆合金及其组织均匀性控制方法。按重量百分计，B：0.001～0.01，Ni：29.5～31.5，Cr：13.5～16.5，Mo：1.1～1.5，钒：0.1～0.5，钛：1.6～2.4，铝：0.1～0.6，铁及不可避免的残余元素：余量。当硼含量在0.001～0.004％范围时，采用970～990℃保温0.5～2h后水淬的固溶处理方法；而当硼含量在0.004～0.01％范围时，采用1020～1040℃保温0.5～2h后水淬的固溶处理方法可消除合金中存在的局部细晶组织。本发明可抑制晶界有害η相的析出，提高合金室温塑性，保证合金在300℃、10MPa高纯氢环境中放置10天后，屈服强度690～750MPa、抗拉强度980～1000MPa，延伸率24～30％，断面收缩率35～45％，氢致塑性损减30～45％。

Description

一种含硼的高强度、耐氢脆合金的组织均匀性控制方法

技术领域

本发明涉及沉淀强化Fe-Ni基奥氏体合金领域，具体地说是一种含硼的高强度、耐氢脆合金及其组织均匀性控制方法。

背景技术

沉淀强化Fe-Ni基奥氏体合金是在单相奥氏体合金基础上发展起来的，该类合金的高强度源于与基体具有共格关系的强化相γ′-Ni₃(A1,Ti)，典型的合金如国外的A286、JBK-75，国内的J75、J90也属于此类合金。在沉淀强化Fe-Ni基奥氏体合金（如J75合金）添加硼，可有效抑制合金在时效过程中析出晶界η-Ni₃Ti相，改善合金的室温塑性和耐氢脆性能。研究发现，随合金中硼含量的增加，合金的再结晶温度和晶粒长大速率会发生变化，易于在合金中出现局部细晶晶组织（如图1），恶化合金的室温力学性能和耐氢脆能力。沉淀强化Fe-Ni基奥氏体合金是在固溶＋时效处理的状态下使用，因此通过适宜的固溶处理方法，消除局部细晶组织，实现合金组织均匀性控制，对于该种合金的工程应用具有重要意义。

发明内容

本发明的目的在于提供一种含硼的高强度、耐氢脆合金及其组织均匀性控制方法，该种合金中硼含量不同时具有不同的耐氢脆性能，同时提供的组织均匀性控制方法可消除由于硼含量增加所带来的局部细晶组织，实现合金组织均匀性控制。

本发明的技术方案是：

一种含硼的高强度、耐氢脆合金，其主要成分范围如下（重量百分比）：

Ni：29.5～31.5，Cr：13.5～16.5，Mo：1.1～1.5，钒：0.1～0.5，钛：1.6～2.4，铝：0.1～0.6，硼：0.001～0.01，铁及不可避免的残余元素：余量。

所述的含硼的高强度、耐氢脆合金，不可避免的残余元素包括：碳、硫、磷，按重量百分比计，碳含量控制在≤0.015，硫含量控制在≤0.00，磷含量控制在≤0.006。

上述含硼的高强度、耐氢脆合金的组织均匀性控制方法，采用真空感应熔炼→钢模铸造→铸锭均匀化→锻造的方法制备合金棒材，再通过固溶＋时效处理达到合金的强化。通过采用CaO坩埚进行真空感应熔炼，有效控制合金中的碳、硫、磷杂质含量，提高合金的耐氢脆性能；通过锻造、轧制获得所需规格尺寸的棒材；通过最终的固溶＋时效热处理，消除局部细晶组织并使合金中析出适宜尺寸和数量的γ′强化相，保证合金具有高的强度和塑性匹配，具体步骤如下：

1、以工业纯铁、电解镍、金属铬、金属钼及其它中间合金（如：硼铁、钒铁、钛铁和铝铁）为原料，采用CaO坩埚进行真空感应熔炼，浇注铸锭。控制合金中的化学成分（重量百分比）如下：

Ni：29.5～31.5，Cr：13.5～16.5，Mo：1.1～1.5，钒：0.1～0.5，钛：1.6～2.4，铝：0.1～0.6，硼：0.001～0.01，碳≤0.015，硫≤0.005，磷≤0.006，铁：余量。

2、所述铸锭进行1160～1200℃的均匀化处理，当硼含量低于0.004时，保温时间22～26h；当硼含量在0.004～0.01范围时，保温时间46～50h。

3、所述铸锭均匀化处理后，在1050～1150℃保温2～8h后进行合金锻造，开坯锻造温度1050～1150℃，终锻温度900～1000℃，获得锻棒；在锻至最终规格前允许回炉再加热，在1050～1150℃下保温1～3h。

4、所述锻棒在1050～1150℃保温2～4h后进行轧制，开坯轧制温度1050～1150℃，终轧温度900～1000℃，应一次轧制成所需规格棒材，不进行中间退火处理。

5、取步骤4中的轧棒进行固溶处理，当硼含量低于0.004时，固溶处理温度控制在970～990℃、保温时间0.5～2h，水淬；当硼含量在0.004～0.01范围时，固溶处理温度控制在1020～1040℃、保温时间0.5～2h，水淬。

6、取步骤5中经固溶处理后的棒材进行720～750℃保温8～32h的时效处理。

7、取步骤6中经时效处理后的棒材，沿轧制棒材横截面截取金相试样，按标准的金相试验方法制备试样，腐蚀剂选用5～15wt％的铬酸，观察组织均匀性。

8、取步骤6中经时效处理后的棒材，加工拉伸试样，按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测。

9、取步骤6中经时效处理后的棒材加工拉伸试样，随后进行300°C、10MPa、高纯氢（体积纯度≥99.999％）、10天的充氢处理，按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测。

本发明的优点及有益效果是：

1、本发明采用不同的均匀化处理时间及固溶处理温度，消除由于硼含量增加所带来的成分偏析，以及由此导致的合金再结晶温度及晶粒长大速率的变化对合金晶粒尺寸的影响，可在保证合金中Ti、Al等元素充分固溶的同时，消除局部细晶组织，保证合金组织性能的稳定性。

2、本发明合金的屈服强度(σ_0.2)690～800MPa，抗拉强度9801100MPa，延伸率25～30％，断面收缩率50～65％。

3、本发明中的合金含0.001～0.01％的硼，可抑制晶界有害η相的析出，提高合金室温塑性，保证合金在300°C、10MPa高纯氢环境中放置10天后，屈服强度(σ_0.2)高于690～750MPa、抗拉强度高于980～1000MPa，延伸率高于24～30％，断面收缩率高于35～45％，氢致塑性损减低于30～45％。

附图说明

图1为980°C/1h、水淬+740°C/8h、空冷处理后的合金微观组织，合金中硼为0.01％（重量百分比）。

图2为980°C/1h、水淬+740°C/8h、空冷处理后的合金微观组织，合金中含硼0.0021％（重量百分比）。

图3为1030°C/1h、水淬+740°C/8h、空冷处理后的合金微观组织，合金中含硼0.0060％（重量百分比）。

图4为1040°C/1h、水淬+740°C/8h、空冷处理后的合金微观组织，合金中含硼0.010％（重量百分比）。

具体实施方式

实施例1:含0.0021wt%硼的高强度、耐氢脆合金棒材（φ15mm）

采用CaO坩埚，在25kg真空感应炉上熔炼合金，经铸锭均匀化、锻造、轧制制备成φ15mm规格的合金棒材，其化学成分见表1，制备过程为：

1、以工业纯铁、电解镍、金属铬、金属钼及其它中间合金（硼铁、钒铁、钛铁和铝铁）为原料，采用CaO坩埚进行真空感应熔炼，浇注铸锭，铸锭规格为φ120×220mm。

2、所述铸锭进行1160～1200℃保温22～26h（本实施例为1180℃保温24h）的均匀化处理。

3、所述铸锭均匀化处理后，在1050～1150℃保温2～8h（本实施例为1140℃保温时间为4h）后进行合金锻造，开坯锻造温度1050～1150℃（本实施例为1120℃），终锻温度900～1000℃（本实施例终锻温度为950℃），在锻至最终规格前允许回炉再加热，但再加热温度不少于1～3h。（本实施例回炉加热一次，在1120℃保温时间为1.5h），锻棒尺寸为φ30mm。

4、所述锻棒在1050～1150℃保温2～4h（本实施例为1120℃保温时间为3h）后进行轧制，开坯轧制温度1050～1150℃（本实施例为1100℃），终轧温度900～1000℃（本实施例终锻温度为920℃），一次轧制成所需规格棒材，不进行中间退火处理，轧棒尺寸为φ15mm。

5、取步骤4中的轧棒进行固溶处理，固溶处理温度控制在970～990℃（本实施例为980℃），保温时间0.5～2h（本实施例为1h）后水淬。

6、取步骤5中经固溶处理后的棒材进行720～750℃（本实施例为740℃）保温8～32h（本实施例为8h）的时效处理。

7、取步骤6中经时效处理后的棒材，沿轧制棒材横截面截取金相试样，按标准的金相试验方法制备试样，腐蚀剂选用10wt％的铬酸，合金微观组织见图2。该合金的组织均匀，无局部细晶组织出现。

8、取步骤6中经时效处理后的棒材加工拉伸试样，按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测，检测结果见表2。

9、取步骤6中经时效处理后的棒材加工拉伸试样，随后进行300°C、10MPa、高纯氢（体积纯度99.999％）、10天的充氢处理，按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测，检测结果见表2。

表1合金的化学成分，质量分数,%

元素

B

C

S

P

Ni

Cr

轧棒

0.0021

0.0034

<0.001

0.004

30.2

15.19

元素

Ti

Al

Mo

V

Fe

轧棒

2.06

0.24

1.29

0.27

余

表2合金室温力学性能

注：Ψ_L代表合金氢致塑性损减，其值为（未充氢试样面缩值－充氢试样面缩值）/未充氢试样面缩值，由三个试样平均值计算得出。

实验结果表明，所制备的规格为φ15mm的含0.0021%硼的合金棒材，经980°C/1h、水淬+740°C/8h、空冷处理后，无局部细晶组织出现，其屈服强度(σ_0.2)高于740MPa、抗拉强度高于1040MPa，延伸率高于28％，断面收缩率高于62％；在300°C、10MPa的高纯氢环境中放置10天后，抗拉强度高于1060MPa、屈服强度高于720MPa、延伸率高于24.5％，断面收缩率高于35％，氢致塑性损减低于45％。

实施例2：含0.0060wt%硼的高强度、耐氢脆合金棒材（φ14mm）

与实施例1不同之处在于，所制备的合金中含硼为0.0060wt%，棒材规格为φ14mm。

采用CaO坩埚，在25kg真空感应炉上以工业纯铁、电解镍、金属铬、金属钼及其它中间合金（硼铁、钒铁、钛铁和铝铁）为原料熔炼合金，浇注铸锭规格为φ120×220mm，合金成分见表3。铸锭进行1180℃保温48h的均匀化处理后，在1140℃保温时间5h后进行锻造，开坯锻造温度1120℃，终锻温度950℃，在锻至最终规格前回加热一次，在1120℃保温时间1.5h，锻棒尺寸φ30mm。锻棒在1120℃保温时间3h后进行轧制，开坯轧制温度1120℃，终轧温度920℃，一次轧制成φ14mm棒材，不进行中间退火处理。轧棒进行1030℃、保温1h后水淬固溶处理，随后进行740℃保温8h后空冷的时效处理。时效处理后的棒材按与实施例1相同方法进行微观组织、力学性能和耐氢脆性能测试，结果见图3和表4。

表3合金的化学成分，质量分数,%

元素

B

C

S

P

Ni

Cr

轧棒

0.0060

0.0023

<0.0005

0.004

30.1

14.91

元素

Ti

Al

Mo

V

Fe

轧棒

1.97

0.19

1.34

0.25

余

表4合金室温力学性能

实验结果表明，该合金的组织均匀，无局部细晶组织出现。所制备的规格为φ14mm的含0.0060%硼的合金棒材，经1030°C/1h、水淬+740°C/8h、空冷处理后，无局部细晶组织出现，其屈服强度(σ_0.2)高于710MPa、抗拉强度高于1030MPa，延伸率高于27％，断面收缩率高于60％；在300°C 、10MPa的高纯氢环境中放置10天后，抗拉强度高于1030MPa、屈服强度高于740MPa、延伸率高于23.5％，断面收缩率高于40％，氢致塑性损减低于33％。

实施例3：含0.010wt%硼的高强度、耐氢脆合金棒材（φ15mm）

与实施例1不同之处在于，所制备的合金中含硼为0.010%。

采用CaO坩埚，在25kg真空感应炉上以工业纯铁、电解镍、金属铬、金属钼及其它中间合金（硼铁、钒铁、钛铁和铝铁）为原料熔炼合金，浇注铸锭规格为φ120×220mm，合金成分见表5。铸锭进行1180℃保温48h的均匀化处理后，在1140℃保温5h后进行锻造，开坯锻造温度1120℃，终锻温度950℃，在锻至最终规格前回炉加热一次，保温时间2h，锻棒尺寸为φ30mm。锻棒在1120℃保温时间3h后进行轧制，开坯轧制温度1120℃，终轧温度920℃，一次轧制成所φ15mm棒材，不进行中间退火处理。轧棒进行1040℃、保温1h后水淬的固溶处理，随后进行740℃保温8h后空冷的时效处理。时效处理后的棒材按与实施例1相同方法进行微观组织、力学性能和耐氢脆性能测试，结果见图4和表6。

表5合金的化学成分，质量分数,%

元素

B

C

S

P

Ni

Cr

轧棒

0.010

0.0031

0.0006

0.005

30.0

14.77

元素

Ti

Al

Mo

V

Fe

轧棒

1.99

0.19

1.34

0.25

余

表6合金室温力学性能

实验结果表明，该合金的组织均匀，无局部细晶组织出现。所制备的规格为φ15mm的含0.010%硼的合金棒材，经1040°C/1h，水淬+740°C/8h，空冷处理后，无局部细晶组织出现，其屈服强度(σ_0.2)高于740MPa、抗拉强度高于1065MPa，延伸率高于25％，断面收缩率高于53％；在300°C 10MPa的高纯氢环境中放置10天后，抗拉强度高于1030MPa、屈服强度高于730MPa、延伸率高于23.5％，断面收缩率高于35％，氢致塑性损减低于32％。

Claims

1.一种含硼的高强度、耐氢脆合金的组织均匀性控制方法，其特征在于，按重量百分计，该合金主要成分的范围如下：

Ni：29.5～31.5，Cr：13.5～16.5，Mo：1.1～1.5，钒：0.1～0.5，钛：1.6～2.4，铝：0.1～0.6，硼：0.001～0.01，铁及不可避免的残余元素：余量；

合金制备具体过程如下：

（1）采用CaO坩埚进行真空感应熔炼合金，浇注铸锭；

（2）铸锭1160～1200℃均匀化处理；

（3）合金锻造；

（4）合金轧制；

（5）棒材热处理；

所述步骤（2）中，当硼含量低于0.004时，保温时间22～26h；当硼含量在0.004～0.01范围时，保温时间46～50h；

所述步骤（3）中，在1050～1150℃保温2～8h后进行合金锻造，开坯锻造温度1050～1150℃，终锻温度9001000℃；

所述步骤（4）中，在1050～1150℃保温2～4h后进行轧制，开坯轧制温度1050～1150℃，终轧温度9001000℃，一次轧制成所需规格棒材，不进行中间退火处理；

所述步骤（5）中，当硼含量低于0.004时，固溶处理温度控制在970～990℃，保温时间0.5～2h，水淬；当硼含量在0.004～0.01％范围时，固溶处理温度控制在1020～1040℃，保温时间时间0.5～2h，水淬；经固溶处理后的棒材，进行720～750℃保温8～32h的时效处理。

2.按权利要求1所述含硼的高强度、耐氢脆合金的组织均匀性控制方法，其特征在于：所述步骤（3）中，在锻成最终规格前允许回炉再加热，在1050～1150℃保温时间为1～3h。

3.按照权利要求1所述含硼的高强度、耐氢脆合金的组织均匀性控制方法，其特征在于，不可避免的残余元素包括：碳、硫、磷，按重量百分计，该合金中，碳含量控制在≤0.015，硫含量控制在≤0.005，磷含量控制在≤0.006。

4.按照权利要求1所述含硼的高强度、耐氢脆合金的组织均匀性控制方法，其特征在于，合金的屈服强度690～800MPa，抗拉强度980～1100MPa，延伸率25～30％，断面收缩率50～65％。

5.按照权利要求1所述含硼的高强度、耐氢脆合金的组织均匀性控制方法，其特征在于，合金在300°C、10MPa高纯氢环境中放置10天后，屈服强度高于690～750MPa、抗拉强度高于980～1000MPa，延伸率高于24～30％，断面收缩率高于35～45％，氢致塑性损减低于30～45％。