Inconelx.750合金是鎳基高溫合金，是中國品牌GH4145廣泛應(yīng)用于航空航天、渦輪葉片、亞臨界機(jī)組汽輪機(jī)氣缸、彈簧等部件。許多研究深入研究了變形條件下合金的顯微組織和沉淀相。但對(duì)于電渣重熔InconelX-關(guān)于合金鑄態(tài)枝晶組織的研究報(bào)告很少，尤其是合金規(guī)格西1萬 mm，20 t大型電渣錠**規(guī)格一次和二次枝晶間距InconelX根據(jù)實(shí)際生產(chǎn)后的測(cè)量結(jié)果，對(duì)電渣重熔工藝750合金進(jìn)行了模擬研究，以滿足本規(guī)范。Inconelx.750合金電渣錠生產(chǎn)工藝參數(shù)系統(tǒng)，為改進(jìn)提供參考。 MeltFlow電渣重熔模擬軟件以軸對(duì)稱模型和穩(wěn)態(tài)條件對(duì)電渣重熔過程進(jìn)行全面分析和模擬。 其計(jì)算范圍很廣， 如圖1所示， 包括渣上表面與電極之間的換熱， 鑄錠與渣之間的換熱， 鑄錠與結(jié)晶器之間的換熱，渣與結(jié)晶器之間的換熱， 以及金屬液滴在滴落過程中產(chǎn)生的磁場(chǎng)。 上海霆鋼金屬集團(tuán)有限公司 液態(tài)金屬在結(jié)晶器中凝固， 形成穩(wěn)定的凝固殼層后， 在單向熱流的作用下，單向熱流的作用下，轉(zhuǎn)向樹晶延伸生長， 形成枝晶組織¨ 31。 理論枝晶間距計(jì)算公式如下： 上海霆鋼金屬集團(tuán)有限公司 電極棒、電渣錠、爐渣的物理特性幾何參數(shù)和熔煉操作參數(shù)如表1所示。 上海霆鋼金屬集團(tuán)有限公司 用電渣在保護(hù)氣氛下重熔Inconelx.750合金電渣錠的標(biāo)稱成分如下表2所示。如圖所示。從西邊1000 mm電渣錠頭尾切15 cm在圓盤的邊緣、1/2和中心取樣厚圓盤。鑄態(tài)組織的觀察和分析。樣品尺寸為3 cm× 3 cm經(jīng)過更后1000目砂紙的機(jī)械拋光和拋光，方形樣品更終達(dá)到10% Cr蝕刻電壓為3 V，電解時(shí)間為3 ~ 10 s，使用光學(xué)顯微鏡。分別觀察、測(cè)量一次和二次枝晶間距，用顯微鏡和掃描電鏡測(cè)量枝晶和沉淀相的形狀和尺寸，并使用EDS用能譜儀分析各種沉淀相的組成。為了檢查樣品的測(cè)量更準(zhǔn)確，樣品一次和二次枝晶間距超過50次的平均值作為更終測(cè)量值的結(jié)果。 上海霆鋼金屬集團(tuán)有限公司 圖2(a) 、 2(b) 模擬合金電渣錠凝固過程中的局部凝固時(shí)間， 電渣錠中冷卻速率的分布。 可以看出， 離電渣錠中心軸線越近， 局部凝固時(shí)間越長， 冷卻速度越慢； 在收縮區(qū)， 由于渣層的存在， 從而起到一定的保溫作用， 在凝過程中的熱損失大大降低， 這而使這里局 部凝固時(shí)間更長， 冷卻速率更低； 在與結(jié)晶器壁接觸的位置， 液態(tài)金屬與冷卻水交換熱量，與外部環(huán)境交換熱量， 因此，局部凝固在這些位置 間更短、 冷卻速度更快。 上海霆鋼金屬集團(tuán)有限公司 圖3為利用MeltFlow計(jì)算電渣重熔模擬軟件獲得的電渣重熔模擬軟件Al、 Ti、 Nb、 Cr 整個(gè)上有四種合金元素Inconelx1750合金鑄錠的分布。 可見， Al、 Nb鑄錠中部元素含量高，頭部， 尾部含量低， 但中兩端的含量相差約為0. 02％～0． 08％， 整體含量分布均勻； Ti鑄錠中元素的分布大致為u” 型， 從頭到尾， 電渣錠從中心軸向邊緣位置， 隨著冷卻速度的增加， 局部凝固時(shí)間 減小， 含量逐漸下降， 相差大約0． 2％～0． 4％； cr元素分布與Ti相似， 但從頭到尾的含量逐漸增加， 電渣錠中心軸向邊緣位置的含量逐漸增加， 含量相差0． 1％～0． 5％左右， 總體分布均勻； 在鑄錠頭部收縮的區(qū)域， 這里靠近電極和渣層， 冷卻條件差， 熱交換效率很低， 局部凝固時(shí)間長， 導(dǎo)致合金元素?zé)龘p或偏聚， 這里的合金元素含量與整體含量相差較大， Al、 Nb元素分布對(duì)冷卻速率和局部凝固時(shí)間的變化不敏感， 而Ti、 cr元素對(duì)冷卻速率和局部凝固時(shí)間的變化敏感， Ti在收縮區(qū)發(fā)生偏聚， Cr在收縮區(qū)域發(fā)生燒損。 但總的來說， 在整個(gè)電渣錠中，這四種主要合金元素分布均勻， 沒有明顯的宏觀偏析。 但總的來說， 在整個(gè)電渣錠中，這四種主要合金元素分布均勻， 沒有明顯的宏觀偏析。 上海霆鋼金屬集團(tuán)有限公司 圖4(a) 、 4(b) 模擬合金電渣錠冷卻后 枝晶組織的一次枝晶間距和二次枝晶間距分布。 可以看出， 枝晶間距的分布與圖2中局部凝固時(shí)的分布相似， 局部凝固時(shí)間長， 冷卻速度慢的位置， 一次、 二次枝晶間距越大； 局部凝同時(shí)間越短， 冷卻速度越快， 一次、 二次枝晶間距越小；無論是電渣錠頭部還是尾部的枝晶間距， 中心位置>1/ 2半徑>邊緣位置； 電渣錠頭中心的枝晶間距大于電渣錠尾中心。 上海霆鋼金屬集團(tuán)有限公司 圖5、 圖6分別是電渣錠頭， 顯微組織的尾部中心和邊緣。 上海霆鋼金屬集團(tuán)有限公司 圖5、 圖6分別是電渣錠頭， 顯微組織的尾部中心和邊緣。 從圖中可以看出， 無論是電渣錠的頭部還是尾部， 枝晶組織在不同不同的位置， 枝干顏色較深， 淺色和白色的區(qū)域是枝晶間。 并且可以看出，電渣錠中心的枝晶間距和枝晶干尺寸明顯大于邊緣位置， 枝品**曲率半徑的中心位置明顯大于邊緣位置。 這是因?yàn)樵谌绱舜蟮碾娫V冷卻過程中， 中心位置和邊緣的冷卻條件差別很大， 結(jié)晶器附近的邊緣位置， 由于結(jié)晶器的水冷作用， 這里冷卻速度大， 液態(tài)合金在低于平衡結(jié)晶溫度的溫度范圍內(nèi)開始凝固， 即產(chǎn)生較大的過冷度， 位置形核率增加， 由于凝固率的增加，溶質(zhì)的擴(kuò)散距離也會(huì)降低， 然后在很短的時(shí)間內(nèi)獲得大量， 小枝晶組織， 枝晶生

長速度相對(duì)較快。 生長速度較大也會(huì)導(dǎo)致枝晶端液相成分過冷， 成分過冷不穩(wěn)定， 這在枝晶端固一液界面產(chǎn)生較大的擾動(dòng)， 由于這種擾動(dòng)的驅(qū)動(dòng)力， 新的晶體也會(huì)出現(xiàn)， 然后生長成新的枝晶組織， 減少這里枝晶間距。 生長速度較大也會(huì)導(dǎo)致枝晶端液相成分過冷， 成分過冷不穩(wěn)定， 這在枝晶端固一液界面產(chǎn)生較大的擾動(dòng)， 由于這種擾動(dòng)的驅(qū)動(dòng)力， 新的晶體也會(huì)出現(xiàn)， 然后生長成新的枝晶組織， 減少這里枝晶間距。 根據(jù)相關(guān)文獻(xiàn)， 枝晶的生長速度與枝晶端部曲率半徑成反比14。 因此，該位置的曲率半徑較小； 而電渣錠的中心位置 遠(yuǎn)離水冷結(jié)晶器， 不能及時(shí)傳熱， 冷卻速度慢， 液態(tài)合金在凝固過程中過冷度很小， 形核率很小， 中心位置的枝晶數(shù)量較少， 溶質(zhì)可以在這個(gè)位置完全擴(kuò)散， 枝晶有足夠的生長時(shí)間， 枝晶的生長速度比邊緣位置慢。 在生長過程中， 枝晶臂端部曲率不同， 由于枝晶端固一液前沿溶質(zhì)濃度較低，曲率半徑較小， 曲率半徑越大， 固一液前沿液相溶質(zhì)濃

度越高 H， 因此，液相中存在局部溶質(zhì)濃度梯度， 這樣，溶質(zhì)就會(huì)從粗枝晶端擴(kuò)散到細(xì)枝晶端， 導(dǎo)致細(xì)枝品熔斷， 粗枝莖繼續(xù)生長， 更后，枝晶間距和枝晶尺寸增大， 而且這么大的電渣錠， 中心傳熱非常困難， 冷卻速度很慢， 導(dǎo)致上述過程充分進(jìn)行。 上海霆鋼金屬集團(tuán)有限公司 上海霆鋼金屬集團(tuán)有限公司 電渣錠頭部的枝晶間距和尺寸一般大于尾部， 這是因?yàn)殡娫V頭與渣層接觸， 與尾部與結(jié)晶器底部接觸的傳熱條件相比， 頭部傳熱受到很大限制， 尾液金屬凝固過程中的過冷度大于頭部， 如上述枝晶生長過程所述， 頭部枝晶組織較大，枝晶間距和枝晶端部曲率半徑較大。表3為枝晶間距模擬計(jì)算結(jié)果和實(shí)際測(cè)量結(jié)果， 從表3可以看出， 電渣錠中心位置與邊緣位置的枝晶間距相差很大， 中心位置的一次枝晶間距約為邊緣位置1. 9～2． 4倍， 中心位置的二次枝晶間距約為邊緣位置1. 4～1． 6倍。 計(jì)算結(jié)果與實(shí)際測(cè)量結(jié)果一致， 因此，模擬軟件可以用來凝固電渣錠 預(yù)測(cè)二次枝晶間距更準(zhǔn)確。 上海霆鋼金屬集團(tuán)有限公司 圖7、 圖8分別是電渣錠頭， 尾部中心和邊緣位置的沉淀形狀， 由此可見， 枝晶間距較大的電渣錠頭部區(qū)域， 大量針狀組織在枝晶間沉淀， 并且在 晶界上有短點(diǎn)狀和條狀相，邊緣規(guī)則尖銳， 從鑄錠中心到邊緣，針狀相的尺寸和數(shù)量逐漸減少； 鑄錠尾部區(qū)域， 沒有明顯的癥狀相析， 枝晶問的短點(diǎn)只存在， 碳化物沉淀相，如塊狀沉淀相和晶界沉淀?xiàng)l狀。 如圖9 EDS圖譜所示， 短點(diǎn)狀、 塊狀和條狀沉淀相對(duì)豐富Ti、 Nb相， 邊緣光滑的短點(diǎn)狀相和條狀相主要是Nb元素富集， 含量超過60%， 塊狀相的邊緣規(guī)則Ti元素含量超過60%， 可以初步預(yù)測(cè)短點(diǎn)相和條相NbC相， 塊狀相為TiC相； 針狀相的EDS分析結(jié)果為Ti、 Nb、 Al元素含量高于合金名稱， Ni元素含量與合金名稱成分相差不大， 且貧Cr、Fe， Ni元素含量與其他主要合金元素含量的比例約為3： 1。 推測(cè)針相為6相。 推測(cè)針相為6相。 通常通過一次， 二次枝晶間距大小可預(yù)測(cè)凝固組織的質(zhì)量， 一次、 二次枝晶間距越小， ‘81’凝固質(zhì)量高。對(duì)于電渣錠頭， 由于凝固速度慢， 合金原子擴(kuò)散充分， 在適當(dāng)?shù)臒崃W(xué)和動(dòng)力學(xué)條件下，枝晶問沉淀了大量的， 有害癥狀相， 從而降低電渣錠的力學(xué)性能， 電渣錠尾部冷卻速率高， 限制了合金原子的擴(kuò)散， 分析相形成所需的動(dòng)力學(xué)和熱力學(xué)條件 限， 因此，沒有大量的針狀相沉淀。 上海霆鋼金屬集團(tuán)有限公司 鑄錠均勻退火熱處理工藝的本質(zhì)是將鑄態(tài)電渣錠加熱到一定溫度， 保溫一段時(shí)間， 合金原子下坡擴(kuò)散， 枝晶偏析的均勻化速度強(qiáng)烈取決于枝晶間距， 即濃度分布的間距。 如果枝晶間富集Nb、 Al、 Ti等合金原子向枝干擴(kuò)散， 枝干豐富cr等原子擴(kuò)散到枝晶間， 使枝晶偏析減弱， 甚至消除枝晶偏析。 退火過程， 合金原子擴(kuò)散率， 退火溫度由擴(kuò)散距離等因素決定， 設(shè)定保溫時(shí)間， 而一次、 二次枝晶間距決定了原子擴(kuò)散距離。 因此，凝固后鑄態(tài)組織枝晶偏析程度可通過測(cè)定電渣錠的一次、二次枝晶間距來判斷，預(yù)測(cè)合金電渣錠的凝固質(zhì)量， 為探索后續(xù)均勻退火系統(tǒng)提供了依據(jù)， 然后對(duì)電渣錠后的鍛造工藝起到一定的指導(dǎo)作用。 上海霆鋼金屬集團(tuán)有限公司 1) 根據(jù)模擬計(jì)算結(jié)果， Al、 Nb元素對(duì)冷卻速率和局部凝固時(shí)間的變化不敏感， Ti它傾向于擴(kuò)散到冷卻速率低、局部凝固時(shí)間長的位置， cr然而，原子傾向于擴(kuò)散到冷卻速率高、局部凝固時(shí)間短的位置， 若不考慮電渣錠頭部收縮區(qū)， 整個(gè)電渣錠中合金元素分布均勻， 無明顯的宏觀偏析；無論是電渣錠的頭部還是尾部， 電渣錠從中心位置到邊緣， 一次、 二次枝晶間距逐漸減小； 在同一位置， 一次電渣錠頭， 二次枝晶間距大于電渣錠尾部； 2) 實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明， 電渣錠從中心位置到邊緣， 冷度隨凝固過程中的增加而增加， 一次、 二次枝晶組織尺寸和枝晶端部曲率半徑逐漸減小， 一次中心位置 枝晶間距約為邊緣位置1. 9～2． 4倍， 中心位置二次枝晶間距約為邊緣位置1. 4～1． 6倍； 相同位置， 電渣錠頭部的枝晶組織尺寸和枝晶間距大于尾部； 大量的針狀相在枝晶間距較大的電渣錠頭部分析， 從中心到邊緣， 針狀相尺寸， 數(shù)量均減少， 電渣錠尾部未發(fā)現(xiàn)明顯的針狀相析； 3) 枝晶間距模擬計(jì)算結(jié)果與實(shí)驗(yàn)測(cè)量結(jié)果基本一致， 該模擬軟件可用于預(yù)測(cè)電渣錠凝固后的枝晶間距。 上海霆鋼金屬集團(tuán)有限公司