UNS N10276合金电渣重熔凝固组织及成分偏析研究

研究了UNS N10276合金大规格电渣重熔锭铸态组织、合金元素偏析行为以及合金中析出相的析出规律,并结合热力学计算系统分析了电渣重熔凝固组织及偏析的形成原因。研究结果表明,UNS N10276合金电渣锭具有典型枝晶组织,电渣锭头部的二次枝晶间距明显大于尾部。合金在凝固过程中,Mo、Mn、Si、C等元素富集于枝晶间,属于正偏析元素;Fe、W、Cr等元素富集于枝晶干,属于负偏析元素。Mo是偏析最严重的元素且在电渣锭头部偏析量最大。UNS N10276合金电渣锭中的主要析出相为枝晶间和沿晶界分布的大尺寸μ相和M6C碳化物相。Mo元素是析出相主要形成元素,且在电渣锭头部析出数量多,析出相尺寸大。因此,为改善UNS N10276合金冶金质量及其热加工性能,在成分设计和实际生产中应尽量减少Mo元素偏析,并尽可能地减少其析出相的形成。

UNS N10276合金时效析出行为研究

UNS N10276合金是一种含碳量极低的镍基耐蚀合金。对固溶态UNS N10276合金在不同温度(650℃、760℃、870℃、980℃、1 090℃)进行时效,分别保温不同时间(5 min、15 min、30 min、2 h、4 h、8 h、24 h、48 h、72 h、96 h、120 h、168 h、240 h)。随后采用扫描电镜和透射电镜研究了合金中的析出相,测定了合金的冲击韧度,以揭示时效工艺对合金析出行为及冲击性能的影响。结果表明:在时效过程中,UNS N10276合金的第二相主要为富钼的M_6C型碳化物和μ相,并首先在晶界析出,随着时效时间的延长,晶界析出饱和后在晶内析出;合金的冲击性能随着时效时间的延长而显著下降,特别是在870～980℃时效。因此在生产中,该合金不宜长时间在870～980℃保温。

冷轧及热处理对N10276合金板材性能及再结晶行为的影响

首先对N10276合金热板进行不同变形量的冷轧,随后对冷轧板在不同制度下进行热处理,研究了N10276合金板材在冷变形过程中力学性能的变化规律,以及热处理对合金冷轧板的性能及再结晶行为的影响,建立了其再结晶晶粒长大动力学方程。结果表明:随着冷轧变形量的增加,合金中出现形变孪晶与滑移线,屈服强度、抗拉强度和硬度不断增加,伸长率不断减小;随着热处理温度的升高和保温时间的延长,合金的晶粒长大速度加快,软化效果愈发明显;冷轧变形量为50%、65%和80%时合金的晶粒长大激活能分别为518585、420998和327299 J/mol,所建立的晶粒长大模型可以有效预测晶粒长大规律。

UNS N10276合金凝固过程中成分偏析的热力学计算及实验研究

本文利用Thermo-calc热力学计算软件和相应的镍基合金数据库,对镍基耐蚀UNS N10276合金在凝固过程中的合金元素在液相中再分配的规律和近平衡析出相进行模拟计算,利用扫描电镜和能谱分析技术研究了电渣锭凝固组织的成分偏析行为,并分析了其对合金组织中析出相的影响。结果表明,合金凝固过程中,Mo、Mn、Si、C等元素富集于枝晶间,属于正偏析元素,Fe、W等元素属于负偏析元素,偏聚于枝晶干。Mo是偏聚最严重的元素,尤以电渣锭头部Mo元素的偏析最重。合金铸锭具有典型枝晶组织,电渣锭头部和尾部的二次枝晶间距测量表明,由于凝固速率较慢,电渣锭头部的二次枝晶间距明显宽于尾部间距。合金电渣锭中主要析出相为沿枝晶间和晶界分布的大尺寸μ相和M6C碳化物,电渣锭头部和尾部在Mo元素偏析程度和冷却速率两方面的差异,共同导致电渣锭头部析出相数量较多、尺寸较大。

铸态UNS N10276镍基合金热变形行为研究

系统研究了铸态UNS N10276合金在950~1 250℃、应变速率0. 01~10 s-1变形条件下的热压缩流变行为和微观组织演变。结果表明,UNS N10276合金流变应力值随着变形温度的升高以及应变速率的降低而减小,较高的变形温度以及较小的应变速率有利于动态再结晶的发生。根据UNS N10276合金在热变形过程中的流变行为和组织演变特征,得出该合金适宜在温度为1 050~1 250℃以及应变速率为0. 1~1 s-1的变形条件下进行热加工。此外,根据Arrhenius本构模型中的指数函数方程及流变应力数据,建立了UNS N10276合金的热变形本构模型为Z=εexp(497×10~3/RT)=2. 4×10^(14)exp(0.033σ_(0.5)),其表观激活能Q为497 kJ/mol。

长期时效N10276合金在CO_(2)/H_(2)S/Cl^(-)环境中的腐蚀行为

通过电化学阻抗与循环动电位极化的方法研究了在CO_(2)/Cl^(-)以及CO_(2)/H_(2)S/Cl^(-)溶液体系中、长期时效前后N10276合金的腐蚀机理。结果表明,阻抗弧的低频区间出现了一个不完整的容抗弧,并且随H_(2)S浓度的增加(10~`100μL/L)转变为Warburg阻抗,其主要原因是高含量H_(2)S相关吸附物。H_(2)S可以增加合金腐蚀速率。相比较而言,长期时效处理主要作用于合金点蚀的形成,其中,经过长期时效处理的奥氏体组织内存在大量的第二相(富含Mo与Ni的μ相),而析出物周围的区域成为优先腐蚀区域,进而导致了N10276合金点蚀的发生。

镍基耐蚀合金N10276开坯开裂原因分析和工艺改进

采用3 t VIM真空冶炼+3 t电渣重熔双联工艺生产的镍基耐蚀合金N10276在开坯过程中极易出现开裂缺陷。采用微观组织表征、能谱检测以及透射电镜标定等方式对缺陷进行了分析,并用热力学计算与差式扫描量热法确定析出相重新固溶条件,并通过热压缩模拟对改进措施进行了验证。结果表明,合金中析出的μ相是造成锻造开坯过程中开裂的直接原因;合金在1110℃以上长时间退火,可使析出相重新回溶;将均匀化处理工艺由1150℃24 h改进为1190℃36 h后,合金中析出相充分回溶,热压缩试验模拟开坯生产表明工艺改进后合金热加工性能明显提升,可避免开坯开裂发生。