镍基高温Inconel X750力学性能

Inconelx.750合金是镍基高温合金，是中国品牌GH4145广泛应用于航空航天、涡轮叶片、亚临界机组汽轮机气缸、弹簧等部件。许多研究深入研究了变形条件下合金的显微组织和沉淀相。但对于电渣重熔InconelX-关于合金铸态枝晶组织的研究报告很少，尤其是合金规格西1万 mm，20 t大型电渣锭**规格一次和二次枝晶间距InconelX根据实际生产后的测量结果，对电渣重熔工艺750合金进行了模拟研究，以满足本规范。Inconelx.750合金电渣锭生产工艺参数系统，为改进提供参考。 MeltFlow电渣重熔模拟软件以轴对称模型和稳态条件对电渣重熔过程进行全面分析和模拟。 其计算范围很广， 如图1所示， 包括渣上表面与电极之间的换热， 铸锭与渣之间的换热， 铸锭与结晶器之间的换热，渣与结晶器之间的换热， 以及金属液滴在滴落过程中产生的磁场。 上海霆钢金属集团有限公司 液态金属在结晶器中凝固， 形成稳定的凝固壳层后， 在单向热流的作用下，单向热流的作用下，转向树晶延伸生长， 形成枝晶组织¨ 31。 理论枝晶间距计算公式如下： 上海霆钢金属集团有限公司 电极棒、电渣锭、炉渣的物理特性几何参数和熔炼操作参数如表1所示。 上海霆钢金属集团有限公司 用电渣在保护气氛下重熔Inconelx.750合金电渣锭的标称成分如下表2所示。如图所示。从西边1000 mm电渣锭头尾切15 cm在圆盘的边缘、1/2和中心取样厚圆盘。铸态组织的观察和分析。样品尺寸为3 cm× 3 cm经过更后1000目砂纸的机械抛光和抛光，方形样品更终达到10% Cr蚀刻电压为3 V，电解时间为3 ~ 10 s，使用光学显微镜。分别观察、测量一次和二次枝晶间距，用显微镜和扫描电镜测量枝晶和沉淀相的形状和尺寸，并使用EDS用能谱仪分析各种沉淀相的组成。为了检查样品的测量更准确，样品一次和二次枝晶间距超过50次的平均值作为更终测量值的结果。 上海霆钢金属集团有限公司 图2(a) 、 2(b) 模拟合金电渣锭凝固过程中的局部凝固时间， 电渣锭中冷却速率的分布。 可以看出， 离电渣锭中心轴线越近， 局部凝固时间越长， 冷却速度越慢； 在收缩区， 由于渣层的存在， 从而起到一定的保温作用， 在凝过程中的热损失大大降低， 这而使这里局 部凝固时间更长， 冷却速率更低； 在与结晶器壁接触的位置， 液态金属与冷却水交换热量，与外部环境交换热量， 因此，局部凝固在这些位置 间更短、 冷却速度更快。 上海霆钢金属集团有限公司 图3为利用MeltFlow计算电渣重熔模拟软件获得的电渣重熔模拟软件Al、 Ti、 Nb、 Cr 整个上有四种合金元素Inconelx1750合金铸锭的分布。 可见， Al、 Nb铸锭中部元素含量高，头部， 尾部含量低， 但中两端的含量相差约为0. 02％～0． 08％， 整体含量分布均匀； Ti铸锭中元素的分布大致为u” 型， 从头到尾， 电渣锭从中心轴向边缘位置， 随着冷却速度的增加， 局部凝固时间 减小， 含量逐渐下降， 相差大约0． 2％～0． 4％； cr元素分布与Ti相似， 但从头到尾的含量逐渐增加， 电渣锭中心轴向边缘位置的含量逐渐增加， 含量相差0． 1％～0． 5％左右， 总体分布均匀； 在铸锭头部收缩的区域， 这里靠近电极和渣层， 冷却条件差， 热交换效率很低， 局部凝固时间长， 导致合金元素烧损或偏聚， 这里的合金元素含量与整体含量相差较大， Al、 Nb元素分布对冷却速率和局部凝固时间的变化不敏感， 而Ti、 cr元素对冷却速率和局部凝固时间的变化敏感， Ti在收缩区发生偏聚， Cr在收缩区域发生烧损。 但总的来说， 在整个电渣锭中，这四种主要合金元素分布均匀， 没有明显的宏观偏析。 但总的来说， 在整个电渣锭中，这四种主要合金元素分布均匀， 没有明显的宏观偏析。 上海霆钢金属集团有限公司 图4(a) 、 4(b) 模拟合金电渣锭冷却后 枝晶组织的一次枝晶间距和二次枝晶间距分布。 可以看出， 枝晶间距的分布与图2中局部凝固时的分布相似， 局部凝固时间长， 冷却速度慢的位置， 一次、 二次枝晶间距越大； 局部凝同时间越短， 冷却速度越快， 一次、 二次枝晶间距越小；无论是电渣锭头部还是尾部的枝晶间距， 中心位置>1/ 2半径>边缘位置； 电渣锭头中心的枝晶间距大于电渣锭尾中心。 上海霆钢金属集团有限公司 图5、 图6分别是电渣锭头， 显微组织的尾部中心和边缘。 上海霆钢金属集团有限公司 图5、 图6分别是电渣锭头， 显微组织的尾部中心和边缘。 从图中可以看出， 无论是电渣锭的头部还是尾部， 枝晶组织在不同不同的位置， 枝干颜色较深， 浅色和白色的区域是枝晶间。 并且可以看出，电渣锭中心的枝晶间距和枝晶干尺寸明显大于边缘位置， 枝品**曲率半径的中心位置明显大于边缘位置。 这是因为在如此大的电渣锭冷却过程中， 中心位置和边缘的冷却条件差别很大， 结晶器附近的边缘位置， 由于结晶器的水冷作用， 这里冷却速度大， 液态合金在低于平衡结晶温度的温度范围内开始凝固， 即产生较大的过冷度， 位置形核率增加， 由于凝固率的增加，溶质的扩散距离也会降低， 然后在很短的时间内获得大量， 小枝晶组织， 枝晶生

长速度相对较快。 生长速度较大也会导致枝晶端液相成分过冷， 成分过冷不稳定， 这在枝晶端固一液界面产生较大的扰动， 由于这种扰动的驱动力， 新的晶体也会出现， 然后生长成新的枝晶组织， 减少这里枝晶间距。 生长速度较大也会导致枝晶端液相成分过冷， 成分过冷不稳定， 这在枝晶端固一液界面产生较大的扰动， 由于这种扰动的驱动力， 新的晶体也会出现， 然后生长成新的枝晶组织， 减少这里枝晶间距。 根据相关文献， 枝晶的生长速度与枝晶端部曲率半径成反比14。 因此，该位置的曲率半径较小； 而电渣锭的中心位置 远离水冷结晶器， 不能及时传热， 冷却速度慢， 液态合金在凝固过程中过冷度很小， 形核率很小， 中心位置的枝晶数量较少， 溶质可以在这个位置完全扩散， 枝晶有足够的生长时间， 枝晶的生长速度比边缘位置慢。 在生长过程中， 枝晶臂端部曲率不同， 由于枝晶端固一液前沿溶质浓度较低，曲率半径较小， 曲率半径越大， 固一液前沿液相溶质浓

度越高 H， 因此，液相中存在局部溶质浓度梯度， 这样，溶质就会从粗枝晶端扩散到细枝晶端， 导致细枝品熔断， 粗枝茎继续生长， 更后，枝晶间距和枝晶尺寸增大， 而且这么大的电渣锭， 中心传热非常困难， 冷却速度很慢， 导致上述过程充分进行。 上海霆钢金属集团有限公司 上海霆钢金属集团有限公司 电渣锭头部的枝晶间距和尺寸一般大于尾部， 这是因为电渣锭头与渣层接触， 与尾部与结晶器底部接触的传热条件相比， 头部传热受到很大限制， 尾液金属凝固过程中的过冷度大于头部， 如上述枝晶生长过程所述， 头部枝晶组织较大，枝晶间距和枝晶端部曲率半径较大。表3为枝晶间距模拟计算结果和实际测量结果， 从表3可以看出， 电渣锭中心位置与边缘位置的枝晶间距相差很大， 中心位置的一次枝晶间距约为边缘位置1. 9～2． 4倍， 中心位置的二次枝晶间距约为边缘位置1. 4～1． 6倍。 计算结果与实际测量结果一致， 因此，模拟软件可以用来凝固电渣锭 预测二次枝晶间距更准确。 上海霆钢金属集团有限公司 图7、 图8分别是电渣锭头， 尾部中心和边缘位置的沉淀形状， 由此可见， 枝晶间距较大的电渣锭头部区域， 大量针状组织在枝晶间沉淀， 并且在 晶界上有短点状和条状相，边缘规则尖锐， 从铸锭中心到边缘，针状相的尺寸和数量逐渐减少； 铸锭尾部区域， 没有明显的症状相析， 枝晶问的短点只存在， 碳化物沉淀相，如块状沉淀相和晶界沉淀条状。 如图9 EDS图谱所示， 短点状、 块状和条状沉淀相对丰富Ti、 Nb相， 边缘光滑的短点状相和条状相主要是Nb元素富集， 含量超过60%， 块状相的边缘规则Ti元素含量超过60%， 可以初步预测短点相和条相NbC相， 块状相为TiC相； 针状相的EDS分析结果为Ti、 Nb、 Al元素含量高于合金名称， Ni元素含量与合金名称成分相差不大， 且贫Cr、Fe， Ni元素含量与其他主要合金元素含量的比例约为3： 1。 推测针相为6相。 推测针相为6相。 通常通过一次， 二次枝晶间距大小可预测凝固组织的质量， 一次、 二次枝晶间距越小， ‘81’凝固质量高。对于电渣锭头， 由于凝固速度慢， 合金原子扩散充分， 在适当的热力学和动力学条件下，枝晶问沉淀了大量的， 有害症状相， 从而降低电渣锭的力学性能， 电渣锭尾部冷却速率高， 限制了合金原子的扩散， 分析相形成所需的动力学和热力学条件 限， 因此，没有大量的针状相沉淀。 上海霆钢金属集团有限公司 铸锭均匀退火热处理工艺的本质是将铸态电渣锭加热到一定温度， 保温一段时间， 合金原子下坡扩散， 枝晶偏析的均匀化速度强烈取决于枝晶间距， 即浓度分布的间距。 如果枝晶间富集Nb、 Al、 Ti等合金原子向枝干扩散， 枝干丰富cr等原子扩散到枝晶间， 使枝晶偏析减弱， 甚至消除枝晶偏析。 退火过程， 合金原子扩散率， 退火温度由扩散距离等因素决定， 设定保温时间， 而一次、 二次枝晶间距决定了原子扩散距离。 因此，凝固后铸态组织枝晶偏析程度可通过测定电渣锭的一次、二次枝晶间距来判断，预测合金电渣锭的凝固质量， 为探索后续均匀退火系统提供了依据， 然后对电渣锭后的锻造工艺起到一定的指导作用。 上海霆钢金属集团有限公司 1) 根据模拟计算结果， Al、 Nb元素对冷却速率和局部凝固时间的变化不敏感， Ti它倾向于扩散到冷却速率低、局部凝固时间长的位置， cr然而，原子倾向于扩散到冷却速率高、局部凝固时间短的位置， 若不考虑电渣锭头部收缩区， 整个电渣锭中合金元素分布均匀， 无明显的宏观偏析；无论是电渣锭的头部还是尾部， 电渣锭从中心位置到边缘， 一次、 二次枝晶间距逐渐减小； 在同一位置， 一次电渣锭头， 二次枝晶间距大于电渣锭尾部； 2) 实验结果表明， 电渣锭从中心位置到边缘， 冷度随凝固过程中的增加而增加， 一次、 二次枝晶组织尺寸和枝晶端部曲率半径逐渐减小， 一次中心位置 枝晶间距约为边缘位置1. 9～2． 4倍， 中心位置二次枝晶间距约为边缘位置1. 4～1． 6倍； 相同位置， 电渣锭头部的枝晶组织尺寸和枝晶间距大于尾部； 大量的针状相在枝晶间距较大的电渣锭头部分析， 从中心到边缘， 针状相尺寸， 数量均减少， 电渣锭尾部未发现明显的针状相析； 3) 枝晶间距模拟计算结果与实验测量结果基本一致， 该模拟软件可用于预测电渣锭凝固后的枝晶间距。 上海霆钢金属集团有限公司