700℃超超临界锅炉材料617B合金铸态组织及均匀化工艺

第36卷第6期 北京科技大学学报 Vol.36 No.6 2014年6月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jun.2014 700℃超超临界锅炉材料617B合金铸态组织及均匀 化工艺 江河四，董建新，张麦仓，姚志浩 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:jianghel7@sina.cn 摘要利用光学显微镜、扫描电镜和能谱分析对采用真空感应熔炼和保护气氛电渣重熔双联工艺生产的617B合金电渣锭 进行组织分析、析出相和元素偏析情况研究.依据残余偏析指数模型通过Dit热力学软件计算提出七种不同的均匀化制 度，并结合均匀化后的组织分析和热模拟压缩试验，确定了617B合金的最终均匀化制度.结果表明：经双联工艺生产的617B 合金电渣锭中存在枝晶和元素偏析，其中Mo和T是主要的偏析元素：电渣锭组织的晶内存在较多的块状碳化物，表现为多种 碳化物共生生长.经过1210℃保温48h均匀化处理后，枝晶和元素偏析基本消除，晶内的块状碳化物部分溶解，且均匀化后 的合金表现出良好的塑性. 关键词高温合金；镍合金；显微结构：均匀化：偏析 分类号TG146.15 Microstructure and homogenization of as-cast 617B alloy for 700 C ultra-supercritical boilers JIANG He,DONG Jian-xin,ZHANG Mai-eang,YAO Zhi-hao School of Material Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:jianghel7@sina.cn ABSTRACT The microstructure and microsegregation of nickel-based superalloy Inconel 617B ingots produced by vacuum induction melting and electroslag remelting were studied by optical microscopy,scanning electron microscopy,and energy dispersive X-ray spec- troscopy.Their kinetic homogenization curves were calculated by Dictra software through the residual segregation parameter model. Based on the theoretical results,seven homogenizing treatments were tested.Microstructure analysis and thermal compression test with a Gleeble 1500 machine were used to verify the effect of homogenizing treatment.It is found that dendrites and element segregation ex- ist in the ingots,and Mo and Ti are the principal segregated elements.The main precipitated phases in the ingots are different kinds of primary carbides which tend to symbiotic growth.After homogenization at 1210C for 48h,this segregation can almost be eliminated, the phase of intragranular carbides dissolves to the matrix,and the ingots exhibit excellent workability KEY WORDS superalloys:nickel alloys;microstructure:homogenization;segregation 随着能源和环境问题日渐严重，提高火力发电 传统的铁素体钢无法满足如此严苛的条件-1.镍 机组热效率，降低CO,排放量的要求日益迫切.部 基高温合金因具有更长的蠕变疲劳周期和更好的耐 分国家已经把21世纪的蒸汽参数目标制定为700℃以 蚀能力，有望取代传统的铁素体不锈钢成为新一代 上，从而使热效率突破50%1-习，新一代的超超临 超超临界电站候选材料d 界电站需在700~720℃/393Pa的条件下服役m, 617B是617合金的硼改进型，是发展前景较好 收稿日期：201303-22 基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目(2012AA03A501) DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.06.013:http://journals.ustb.edu.cn

第 36 卷 第 6 期 2014 年 6 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 6 Jun． 2014 700 ℃超超临界锅炉材料 617B 合金铸态组织及均匀 化工艺 江 河，董建新，张麦仓，姚志浩 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083  通信作者，E-mail: jianghe17@ sina． cn 摘 要 利用光学显微镜、扫描电镜和能谱分析对采用真空感应熔炼和保护气氛电渣重熔双联工艺生产的 617B 合金电渣锭 进行组织分析、析出相和元素偏析情况研究． 依据残余偏析指数模型通过 Dictra 热力学软件计算提出七种不同的均匀化制 度，并结合均匀化后的组织分析和热模拟压缩试验，确定了 617B 合金的最终均匀化制度． 结果表明: 经双联工艺生产的 617B 合金电渣锭中存在枝晶和元素偏析，其中 Mo 和 Ti 是主要的偏析元素; 电渣锭组织的晶内存在较多的块状碳化物，表现为多种 碳化物共生生长． 经过 1210 ℃保温 48 h 均匀化处理后，枝晶和元素偏析基本消除，晶内的块状碳化物部分溶解，且均匀化后 的合金表现出良好的塑性． 关键词 高温合金; 镍合金; 显微结构; 均匀化; 偏析 分类号 TG146. 1 + 5 Microstructure and homogenization of as-cast 617B alloy for 700 ℃ ultra-supercritical boilers JIANG He  ，DONG Jian-xin，ZHANG Mai-cang，YAO Zhi-hao School of Material Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China  Corresponding author，E-mail: jianghe17@ sina． cn ABSTＲACT The microstructure and microsegregation of nickel-based superalloy Inconel 617B ingots produced by vacuum induction melting and electroslag remelting were studied by optical microscopy，scanning electron microscopy，and energy dispersive X-ray spec￾troscopy． Their kinetic homogenization curves were calculated by Dictra software through the residual segregation parameter model． Based on the theoretical results，seven homogenizing treatments were tested． Microstructure analysis and thermal compression test with a Gleeble 1500 machine were used to verify the effect of homogenizing treatment． It is found that dendrites and element segregation ex￾ist in the ingots，and Mo and Ti are the principal segregated elements． The main precipitated phases in the ingots are different kinds of primary carbides which tend to symbiotic growth． After homogenization at 1210 ℃ for 48 h，this segregation can almost be eliminated， the phase of intragranular carbides dissolves to the matrix，and the ingots exhibit excellent workability． KEY WOＲDS superalloys; nickel alloys; microstructure; homogenization; segregation 收稿日期: 2013--03--22 基金项目: 国家高技术研究发展计划资助项目( 2012AA03A501) DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 06． 013; http: / /journals． ustb． edu． cn 随着能源和环境问题日渐严重，提高火力发电 机组热效率，降低 CO2排放量的要求日益迫切． 部 分国家已经把21 世纪的蒸汽参数目标制定为700 ℃以 上，从而使热效率突破 50%［1 － 3］，新一代的超超临 界电站需在 700 ～ 720 ℃ /393 Pa 的条件下服役［1］， 传统的铁素体钢无法满足如此严苛的条件［4 － 5］． 镍 基高温合金因具有更长的蠕变疲劳周期和更好的耐 蚀能力，有望取代传统的铁素体不锈钢成为新一代 超超临界电站候选材料［1，4］． 617B 是 617 合金的硼改进型，是发展前景较好

·796· 北京科技大学学报 第36卷 的镍基高温合金之一.617合金是固溶强化型的N- 并对析出相进行鉴定.所有测量过程均采用10个 CCo基高温合金，由于其良好的抗氧化性能、力学 样本采样并取平均值作为最终结果.对电渣锭不同 性能和高温稳定性而被广泛用于高温环境园.己有 部位的小试样在箱式电阻炉内进行均匀化热处理实 研究表明，617B合金具有很高的抗疲劳强度和良好 验，均匀化温度为1150、1170、1190和1210℃，保温 的焊接性能四.Wu等m对添加了原子数分数为 时间为8h和48h,均匀化处理后进行组织观察、成 0.03%的B的617合金的长期时效(482~871℃/ 分和析出相分析. 65000h)研究表明：合金中的主要初生析出相为 将1210℃/48h均匀化后的合金加工成8mm× Ti(C,N)y'、M,C和MaC6,除Ti(C,N)外其余析 12mm的圆柱试样，在Gleeblel500试验机上进行等 出相均与基体有相同的取向；MC,主要为盘状，且 温压缩以检验均匀化效果，变形温度分别为1100、 随着时效时间增长和温度的升高有聚集趋势；硼改 1130、1160和1190℃，应变速率为0.1s1,压缩量 性的617合金在482~704℃有较好的热稳定性，在 设定为30%以模拟开坯镦粗过程.本文理论计算包 此范围外碳化物出现溶解、粗化和聚集等现象. 括以下内容：利用热力学软件Thermo--Calc及相应 617B合金在700℃/100000h时效后比传统的617 的镍基数据库计算合金热力学平衡相图：采用 合金的蠕变断裂强度高25%图，表明B的添加使材 Schell-Gulliver模型研究合金非平衡凝固过程元素 料的蠕变性能有显著的改进 再分配规律；利用DICTRA动力学软件计算合金中 尽管617B合金在组织和性能方面有较多的研 Ti、Mo元素扩散系数和激活能，并以此为依据采用 究，但该合金的电渣锭组织特征及均匀化过程元素 残余偏析指数公式计算合金均匀化动力学曲线 的偏析行为却鲜有报道，在国内几乎没有实验数据 表1617B合金化学成分（质量分数） 因此本文对经过双联工艺治炼得到的617B合金电 Table 1 Chemical compositions of 617B alloy 渣锭进行研究，分析其组织特点、析出相和元素偏析 Cr Co Mo Ti A B Ni 情况：根据残余偏析指数模型计算提出该合金的均 0.05722.0511.729.00.46 1.440.0010.02Bal. 匀化工艺，结合均匀化后的组织分析和热模拟压缩 试验最终确定了617B合金的均匀化制度. 2 结果与讨论 实验材料与方法 2.1铸态组织枝晶特征 实验用617B合金采用真空感应熔炼(VIM)加 2.1.1枝晶形貌分析 保护气氛电渣重熔(ESR)的双联工艺治炼，合金成 图1为617B合金电渣锭心部、1/2半径和边缘 分如表1所示.从中337mm的电渣锭头部切取25 三个部位的横截面金相组织.由于617B合金的偏 mm厚的圆片进行均匀化实验研究.原始铸态组织 析程度较低，枝晶形貌并不明显；枝晶间存在明显的 观察按照电渣锭心部、12半径位置(1/2R)和边缘 析出相.表2为617B合金不同位置一次枝品与二 分别进行.规格为l5mm×10mm×9mm的方形试 次枝晶间距.一次枝晶间距：12半径处大于边缘： 样用金相砂纸逐级打磨至2000°后抛光，使用170 二次枝晶间距：心部>1/2半径处>边缘.这主要 mLH,PO,+10mLH2S0,+15gCrO3混合溶液电解 是由于电渣锭凝固过程中，边缘与水冷结晶器接触， 侵蚀，通过光学显微镜和扫描电子显微镜(SEM)观 换热充分，冷却速度最快，迅速形成一层大量的细小 察其组织，测量枝晶间距：利用能谱仪分析微区成分 等轴晶，故边缘处枝晶较为细小.心部冷却速度最 200μm 200μm 200 Lm 图1电渣锭不同部位的枝晶组织.(a)中心：(b)12半径：(c)边部 Fig.1 Dendrites at different positions:(a)center:(b)1/2 radius:(c)edge

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 的镍基高温合金之一． 617 合金是固溶强化型的 Ni-- Cr--Co 基高温合金，由于其良好的抗氧化性能、力学 性能和高温稳定性而被广泛用于高温环境［6］． 已有 研究表明，617B 合金具有很高的抗疲劳强度和良好 的焊接性能［1］． Wu 等［7］对添加了原子数分数为 0. 03% 的 B 的 617 合金的长期时效( 482 ～ 871 ℃ / 65000 h) 研究表明: 合金中的主要初生析出相为 Ti( C，N) 、γ !、M6C 和 M23 C6，除 Ti( C，N) 外其余析 出相均与基体有相同的取向; M23C6主要为盘状，且 随着时效时间增长和温度的升高有聚集趋势; 硼改 性的 617 合金在 482 ～ 704 ℃有较好的热稳定性，在 此范围外碳化物出现溶解、粗化和聚集等现象． 617B 合金在 700 ℃ /100000 h 时效后比传统的 617 合金的蠕变断裂强度高 25%［8］，表明 B 的添加使材 料的蠕变性能有显著的改进． 尽管 617B 合金在组织和性能方面有较多的研 究，但该合金的电渣锭组织特征及均匀化过程元素 的偏析行为却鲜有报道，在国内几乎没有实验数据． 因此本文对经过双联工艺冶炼得到的 617B 合金电 渣锭进行研究，分析其组织特点、析出相和元素偏析 情况; 根据残余偏析指数模型计算提出该合金的均 匀化工艺，结合均匀化后的组织分析和热模拟压缩 试验最终确定了 617B 合金的均匀化制度． 图 1 电渣锭不同部位的枝晶组织． ( a) 中心; ( b) 1 /2 半径; ( c) 边部 Fig． 1 Dendrites at different positions: ( a) center; ( b) 1 /2 radius; ( c) edge 1 实验材料与方法 实验用 617B 合金采用真空感应熔炼( VIM) 加 保护气氛电渣重熔( ESＲ) 的双联工艺冶炼，合金成 分如表 1 所示． 从 337 mm 的电渣锭头部切取 25 mm 厚的圆片进行均匀化实验研究． 原始铸态组织 观察按照电渣锭心部、1 /2 半径位置( 1 /2 Ｒ) 和边缘 分别进行． 规格为 15 mm × 10 mm × 9 mm 的方形试 样用金相砂纸逐级打磨至 2000# 后抛光，使用 170 mL H3PO4 + 10 mL H2 SO4 + 15 g CrO3混合溶液电解 侵蚀，通过光学显微镜和扫描电子显微镜( SEM) 观 察其组织，测量枝晶间距; 利用能谱仪分析微区成分 并对析出相进行鉴定． 所有测量过程均采用 10 个 样本采样并取平均值作为最终结果． 对电渣锭不同 部位的小试样在箱式电阻炉内进行均匀化热处理实 验，均匀化温度为 1150、1170、1190 和 1210 ℃，保温 时间为 8 h 和 48 h，均匀化处理后进行组织观察、成 分和析出相分析． 将1210 ℃ /48 h 均匀化后的合金加工成 8 mm × 12 mm 的圆柱试样，在 Gleeble1500 试验机上进行等 温压缩以检验均匀化效果，变形温度分别为 1100、 1130、1160 和 1190 ℃，应变速率为 0. 1 s － 1 ，压缩量 设定为 30% 以模拟开坯镦粗过程． 本文理论计算包 括以下内容: 利用热力学软件 Thermo--Calc 及相应 的镍基数据库计算合金热力学平衡相图; 采 用 Schell--Gulliver 模型研究合金非平衡凝固过程元素 再分配规律; 利用 DICTＲA 动力学软件计算合金中 Ti、Mo 元素扩散系数和激活能，并以此为依据采用 残余偏析指数公式计算合金均匀化动力学曲线． 表 1 617B 合金化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical compositions of 617B alloy % C Cr Co Mo Ti Al B Si Ni 0. 057 22. 05 11. 72 9. 0 0. 46 1. 44 0. 001 0. 02 Bal． 2 结果与讨论 2. 1 铸态组织枝晶特征 2. 1. 1 枝晶形貌分析 图 1 为 617B 合金电渣锭心部、1 /2 半径和边缘 三个部位的横截面金相组织． 由于 617B 合金的偏 析程度较低，枝晶形貌并不明显; 枝晶间存在明显的 析出相． 表 2 为 617B 合金不同位置一次枝晶与二 次枝晶间距． 一次枝晶间距: 1 /2 半径处大于边缘; 二次枝晶间距: 心部 ＞ 1 /2 半径处 ＞ 边缘． 这主要 是由于电渣锭凝固过程中，边缘与水冷结晶器接触， 换热充分，冷却速度最快，迅速形成一层大量的细小 等轴晶，故边缘处枝晶较为细小． 心部冷却速度最 ·796·

第6期 江河等：700℃超超临界锅炉材料617B合金铸态组织及均匀化工艺 ·797· 慢，液体温度大致均匀，枝晶形貌并不明显 28 6 表2617B合金枝品间距 Table 2 Dendritic distance at different positions μm 2 Cr 枝径间距 中心 1/2半径 边缘 16 一次枝径间距，A1 200.5 209.4 191.0 4 Co 12 二次枝品间距，A2 128.8 78.1 49.6 1 Mo 6 2.1.2元素偏析分析 表3为合金不同部位的偏析系数k,该系数定 20 40 60 80 100 液相残留质量分数/% 义为枝晶间元素含量与枝晶干元素含量之比.由表 3可知，几乎所有元素均存在不同程度的显微偏析， 图2617B合金凝固过程中元素再分配规律 Fig.2 Calculated curves of element redistribution in 617B alloy dur- 其中T和Mo元素偏析较明显，且发生正偏析.原 ing solidification 因是这两种元素的原子半径较大，凝固时被排斥到 枝晶间.不同位置的偏析程度不同，心部和1/2半 式中，D。为与温度无关的常数，Q为扩散激活能，R 径处的偏析较为严重. 为气体常数，T为均匀化热力学温度.由于617B合 金中T和Mo元素的偏析现象较为明显，在均匀化 表3合金电渣锭元素偏析系数 工艺的制定过程中着重对这两种元素进行分析.利 Table 3 Segregation coefficients of different elements in the ingot 用DICTRA动力学软件计算得617B合金中Mo和 取样位置A! Ti Cr Co Ni Mo T元素的最小扩散常数分别为3.8019×10-6m2s-和 中心0.992.54 1.050.900.95 1.36 3.4313×10-5m2·s-1,最大扩散激活能分别为 1/2半径0.95 1.771.02 0.94 0.97 1.26 2.3997×103J和2.862×10°J.最小扩散常数和最 边缘1.031.591.010.990.991.13 大扩散激活能为均匀化制度的制定提供数值依据. 平均值0.99 1.971.03 0.94 0.971.25 2.2铸态组织析出相 为判断析出相的种类、了解其回溶温度，利用 图2为利用Thermo--Calc软件中Schell-Gulliv- er模型计算得到的617B合金非平衡凝固过程中元 Thermo--Calc软件计算得到对应表1成分的617B 素再分配规律.可以看出随着液相比例的降低，合 合金热力学平衡相图，如图3所示.可以看出合金 金中各元素偏离其平衡成分.617B合金中，Mo、Cr 的初熔点为1300℃，主要的析出相为y'、M23C6、 和T元素在液相中的质量分数随着凝固过程的进 M,C和μ相.平衡相图为热力学研究结果，实际析 行而升高.凝固开始时Mo在液相中的质量分数为 出过程还需考虑动力学因素，凝固过程较快，因此平 9%,当液相残留质量分数为4%时，Mo的质量分数 衡相图中的一些相凝固过程中并不一定得到.已有 研究P-10表明617合金在长期高温时效过程中无 达到19%.Cr和Ti的偏析情况小于Mo,但也发生 了明显的正偏析.C。元素在液相中的质量分数为 有害相μ、σ和x相析出.617合金只有在700~750 12.5%,凝固初期随着凝固过程的进行有所降低，之 ℃长期时效过程中有体积分数为4%的少量y析 后缓慢上升，在凝固态无明显的偏析行为.由于软 出m,由于y相为长期时效相，故不应在电渣锭中 出现. 件的计算结果为热力学平衡状态，考虑到实际凝固 铸态组织在凝固过程中除形成枝品，还会有较 过程中动力学因素，元素偏析状况与实际有差别，但 多的析出相，617B属于固溶强化型镍基高温合金， 趋势相同，Ti和Mo元素的偏析都较为明显. 由于镍基高温合金具有很高的合金化程度，在 其强化作用是靠强化元素Mo等固溶于Y基体，所 电渣锭凝固过程中存在明显的溶质原子在固液界面 以合金中有较多偏聚于枝晶间和晶粒上的碳化物和 再分配的现象.凝固过程的固液界面始终处于局部 夹杂.对电渣锭进行扫描电镜观察，图4~图6为电 渣锭不同部位的析出相分布和形态特征，表4为析 平衡状态，界面两侧的浓度应符合相应温度相图所 出相的能谱分析结果.图中深色区域为枝晶干，浅 给出的平衡浓度，而固态界面的推移由其前沿的溶 质原子扩散所控制.元素扩散系数随温度变化规律为 色区域为枝晶间，电渣锭心部枝晶间存在连续的析 出相，边缘处某些枝晶间区域存在规律分布的析出相. (1) 617B合金中析出相的成分比较复杂，存在多种

第 6 期 江 河等: 700 ℃超超临界锅炉材料 617B 合金铸态组织及均匀化工艺 慢，液体温度大致均匀，枝晶形貌并不明显． 表 2 617B 合金枝晶间距 Table 2 Dendritic distance at different positions μm 枝径间距 中心 1 /2 半径 边缘 一次枝径间距，λ1 200. 5 209. 4 191. 0 二次枝晶间距，λ2 128. 8 78. 1 49. 6 2. 1. 2 元素偏析分析 表 3 为合金不同部位的偏析系数 k，该系数定 义为枝晶间元素含量与枝晶干元素含量之比． 由表 3 可知，几乎所有元素均存在不同程度的显微偏析， 其中 Ti 和 Mo 元素偏析较明显，且发生正偏析． 原 因是这两种元素的原子半径较大，凝固时被排斥到 枝晶间． 不同位置的偏析程度不同，心部和 1 /2 半 径处的偏析较为严重． 表 3 合金电渣锭元素偏析系数 Table 3 Segregation coefficients of different elements in the ingot 取样位置 Al Ti Cr Co Ni Mo 中心 0. 99 2. 54 1. 05 0. 90 0. 95 1. 36 1 /2 半径 0. 95 1. 77 1. 02 0. 94 0. 97 1. 26 边缘 1. 03 1. 59 1. 01 0. 99 0. 99 1. 13 平均值 0. 99 1. 97 1. 03 0. 94 0. 97 1. 25 图 2 为利用 Thermo--Calc 软件中 Schell--Gulliv￾er 模型计算得到的 617B 合金非平衡凝固过程中元 素再分配规律． 可以看出随着液相比例的降低，合 金中各元素偏离其平衡成分． 617B 合金中，Mo、Cr 和 Ti 元素在液相中的质量分数随着凝固过程的进 行而升高． 凝固开始时 Mo 在液相中的质量分数为 9% ，当液相残留质量分数为 4% 时，Mo 的质量分数 达到 19% ． Cr 和 Ti 的偏析情况小于 Mo，但也发生 了明显的正偏析． Co 元素在液相中的质量分数为 12. 5% ，凝固初期随着凝固过程的进行有所降低，之 后缓慢上升，在凝固态无明显的偏析行为． 由于软 件的计算结果为热力学平衡状态，考虑到实际凝固 过程中动力学因素，元素偏析状况与实际有差别，但 趋势相同，Ti 和 Mo 元素的偏析都较为明显． 由于镍基高温合金具有很高的合金化程度，在 电渣锭凝固过程中存在明显的溶质原子在固液界面 再分配的现象． 凝固过程的固液界面始终处于局部 平衡状态，界面两侧的浓度应符合相应温度相图所 给出的平衡浓度，而固态界面的推移由其前沿的溶 质原子扩散所控制． 元素扩散系数随温度变化规律为 D = D0 ( exp － Q ) ＲT ． ( 1) 图 2 617B 合金凝固过程中元素再分配规律 Fig． 2 Calculated curves of element redistribution in 617B alloy dur￾ing solidification 式中，D0 为与温度无关的常数，Q 为扩散激活能，Ｒ 为气体常数，T 为均匀化热力学温度． 由于 617B 合 金中 Ti 和 Mo 元素的偏析现象较为明显，在均匀化 工艺的制定过程中着重对这两种元素进行分析． 利 用 DICTＲA 动力学软件计算得 617B 合金中 Mo 和 Ti 元素的最小扩散常数分别为3. 8019 ×10 －6 m2 ·s －1 和 3. 4313 × 10 － 5 m2 ·s － 1 ，最 大 扩 散 激 活 能 分 别 为 2. 3997 × 105 J 和 2. 862 × 105 J． 最小扩散常数和最 大扩散激活能为均匀化制度的制定提供数值依据． 2. 2 铸态组织析出相 为判断析出相的种类、了解其回溶温度，利用 Thermo--Calc 软件计算得到对应表 1 成分的 617B 合金热力学平衡相图，如图 3 所示． 可以看出合金 的初熔点为 1300 ℃，主要的析出相 为 γ'、M23 C6、 M6C和 μ 相． 平衡相图为热力学研究结果，实际析 出过程还需考虑动力学因素，凝固过程较快，因此平 衡相图中的一些相凝固过程中并不一定得到． 已有 研究［9 － 10］表明 617 合金在长期高温时效过程中无 有害相 μ、σ 和 χ 相析出． 617 合金只有在 700 ～ 750 ℃长期时效过程中有体积分数为 4% 的少量 γ'析 出［11］，由于 γ'相为长期时效相，故不应在电渣锭中 出现． 铸态组织在凝固过程中除形成枝晶，还会有较 多的析出相，617B 属于固溶强化型镍基高温合金， 其强化作用是靠强化元素 Mo 等固溶于 γ 基体，所 以合金中有较多偏聚于枝晶间和晶粒上的碳化物和 夹杂． 对电渣锭进行扫描电镜观察，图 4 ～ 图 6 为电 渣锭不同部位的析出相分布和形态特征，表 4 为析 出相的能谱分析结果． 图中深色区域为枝晶干，浅 色区域为枝晶间，电渣锭心部枝晶间存在连续的析 出相，边缘处某些枝晶间区域存在规律分布的析出相． 617B 合金中析出相的成分比较复杂，存在多种 ·797·

·798· 北京科技大学学报 第36卷 1.0 020s (a) 1300℃ 1370℃ b 0.8 0.16 液相 aol 012 液相 0.08 0.2 《 0.04 a-Cr 857℃ M.C a-Cr 817-1300℃ M.C 814℃ 0a0℃M.C 200 400 600 8001000 1200 14001600 400 600 800 1000 1200 14001600 温度/℃ 温度℃ 图3617B合金热力学平衡相图(a)与局部放大图(b) Fig.3 Phase calculation results of 617B (a)and partial magnification (b) IM,C和MC共生 2C、M利和TiG,共生 10014m 204m1 10m 图4617B合金电渣锭心部析出相形貌.()宏规组织：(b)品界：()枝品间 Fig.4 Morphologies of precipitated phases at the center of the ingot:(a)macrostructure;(b)grain boundary:(e)interdendritic (c) 3M.C和M 4L0 100m 20m 10 jm 图5617B合金电渣锭1/2半径处析出相形貌.(a)宏观组织：(b)品界：（©）枝品间 Fig.5 Morphologies of precipitated phases at the 1/2 radius of the ingot:(a)maerostructure;(b)grain boundary;(c)interdendritic a C M、C和MC共生 弥MC 40 jim 20 jm 10 um 图6617B合金电渣锭边缘处析出相形貌.()宏观组织：(b)品界：(c)枝品间 Fig.6 Morphologies of precipitated phases at the edge of the ingot:(a)macrostructure:(b)grain boundary:(c)interdendritic 析出相共生的现象.由图可知，析出相更多地沿晶 分析显示，品界析出相主要含Cr、Ni、Mo和Co元 界分布，因为这里是析出相的有利形核位置：此外枝 素，结合热力学平衡相图，主要为MC6和M,C的复 晶间由于存在元素偏析，亦存在较多析出相.电渣 合碳化物：枝晶间析出相如图4（©）所示，能谱分析 锭心部析出相呈亮白色，沿晶界分布或存在于枝晶 显示，枝晶间析出相M0元素含量较高，且含有较多 间，如图4(a)所示.图4(b)为沿晶界析出相，能谱 Ti和Al元素，已有研究表明，617合金中存在

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 3 617B 合金热力学平衡相图( a) 与局部放大图 ( b) Fig． 3 Phase calculation results of 617B ( a) and partial magnification ( b) 图 4 617B 合金电渣锭心部析出相形貌． ( a) 宏观组织; ( b) 晶界; ( c) 枝晶间 Fig． 4 Morphologies of precipitated phases at the center of the ingot: ( a) macrostructure; ( b) grain boundary; ( c) interdendritic 图 5 617B 合金电渣锭 1 /2 半径处析出相形貌． ( a) 宏观组织; ( b) 晶界; ( c) 枝晶间 Fig． 5 Morphologies of precipitated phases at the 1 /2 radius of the ingot: ( a) macrostructure; ( b) grain boundary; ( c) interdendritic 图 6 617B 合金电渣锭边缘处析出相形貌 . ( a) 宏观组织; ( b) 晶界; ( c) 枝晶间 Fig． 6 Morphologies of precipitated phases at the edge of the ingot: ( a) macrostructure; ( b) grain boundary; ( c) interdendritic 析出相共生的现象． 由图可知，析出相更多地沿晶 界分布，因为这里是析出相的有利形核位置; 此外枝 晶间由于存在元素偏析，亦存在较多析出相． 电渣 锭心部析出相呈亮白色，沿晶界分布或存在于枝晶 间，如图 4( a) 所示． 图 4( b) 为沿晶界析出相，能谱 分析显示，晶界析出相主要含 Cr、Ni、Mo 和 Co 元 素，结合热力学平衡相图，主要为 M23C6和 M6C 的复 合碳化物; 枝晶间析出相如图 4( c) 所示，能谱分析 显示，枝晶间析出相 Mo 元素含量较高，且含有较多 Ti 和 Al 元 素，已 有 研 究 表 明，617 合 金 中 存 在 ·798·

第6期 江河等：700℃超超临界锅炉材料617B合金铸态组织及均匀化工艺 ·799· MC。M,C和T(C,N)D12-国，因此枝晶间析出相 元素偏析系数k来进行评判，但由于偏析系数无法 不仅是M2C6和M,C的复合碳化物，同时还共生有 与枝晶间距（表征冷却速率）、均匀化时间和温度等 Ti(C,N),与前文所述枝晶间存在Mo、Ti和Cr元素 工业实际应用参数相关联，不便于用来制定均匀化 偏析相吻合.电渣锭12半径处析出相形貌如图5 工艺，对实际生产的指导性较弱.目前常用的方 (a)所示.晶界上的典型析出相与心部相同，是 法是采用残余偏析指数和均匀化动力学方程，通过 M3C6和MC的复合碳化物，呈白色，如图5(b)所 原始偏析情况预测达到均匀化所需要的温度和时 示：枝晶间析出相主要呈现中心黑色不规则块状加 间，从而指导工业生产 周用白色弥散小颗粒的形貌，中心黑块为富Mo和 Hillert指出，具有显微偏析的铸态组织中，固 Cr的一次碳化物M,C,而周围细小的弥散分布的为 溶体内各合金组元的质量分数沿枝晶间分布大多呈 M:Cs,如图5(c)所示.电渣锭边缘析出相形貌如 周期性变化，这种变化近似符合余弦形式，均匀化过 图6(a)所示，晶界处存在亮白色的MaC6和M,C的 程中某元素在特定位置的质量分数随时间变化规 复合碳化物和单独存在的灰色的M,C;枝晶间析出 律为 相与1/2半径处相同，被弥散的M,C6包裹的块状 M,C,如图6(c)所示. c=c+4G,cm…2要ep(-4'r2) 表4电渣锭典型析出相成分（质量分数） 式中，C(x)为x位置某元素质量分数，C为平均质 Table 4 Composition of typical precipitated phases in the ingot% 量分数，△C。为最高（最低）质量分数与平均质量分 位置 Al Ti Cr Co Ni Mo 数差，L为枝晶间距，D为元素扩散系数，t为均匀化 1# 0.76 42.178.4134.0214.63 时间.若只考虑质量分数最高和最低点，则定义δ 28 7.57 8.0914.247.1322.31 40.66 为均匀化t时间后的残余偏析指数： 3# 0.84 0.30 57.82 4.78 15.58 20.68 4# 1.061.1823.865.5313.9854.40 8= =m(-m (3) Comax-Comin 5# 1.91 0.67 23.2110.5350.82 12.84 式中，Comx、Con和CmasCain2分别为均匀化前后最高 综上所述，在617B合金电渣锭中主要析出相 和最低质量分数，元素扩散系数D随温度变化规律 有富Mo和Cr的一次碳化物MC和二次碳化物 如式(1)所示.由式(3)可知，残余偏析指数与铸态 MC6,两者在晶界上常共生在一起，同时在晶界上 枝晶间距、热处理时间和温度相关，可以作为设计均 还有连续片状碳化物.电渣锭心部由于T元素偏 匀化制度的依据.当残余偏析指数δ达到0时即完 析比1/2半径和边缘处更加明显，晶内析出相表现 成了完全均匀化：但在工业生产中认为当δ达到 为M2:C6和MC的复合碳化物与Ti(C,N)共生；电 0.2时，元素偏析基本消除a 渣锭1/2半径和边缘处的晶内析出相则呈现出中心 将Mo和Ti元素的最小扩散系数和最大激活能 块状M,C碳化物周围弥散分布细小的M,C6颗粒的 代入式(3)，设8=0.2，计算得到针对Mo和Ti元 形貌 素的扩散退火温度和保温时间关系曲线，如图7所 2.3均匀化 示.在相同枝晶间距下随着均匀化温度的升高，所 均匀化工艺的合理性可以通过计算均匀化后的 需保温时间减少：随着枝晶间距增大，采用相同均匀 1350 1450 a (b) 1300 1400 1250 1200 00020um1300um150m 100um 1350 1300 020um130吧40m150wm 1150 1250 1100 1200 50um/ 50μm 1050 60μ 1150 70m 70 0um904m 80μm90um 0 10 20 30 40 1100 10 20 30 图7基于残余偏析指数得到的Mo(a)和T(b)元素均匀化动力学曲线 Fig.7 Calculated kinetic homogenization curves of Mo (a)and Ti(b)by the residual segregation parameter model

第 6 期 江 河等: 700 ℃超超临界锅炉材料 617B 合金铸态组织及均匀化工艺 M23C6、M6C 和 Ti( C，N) ［9，12 － 13］，因此枝晶间析出相 不仅是 M23C6和 M6 C 的复合碳化物，同时还共生有 Ti( C，N) ，与前文所述枝晶间存在 Mo、Ti 和 Cr 元素 偏析相吻合． 电渣锭 1 /2 半径处析出相形貌如图 5 ( a) 所 示． 晶界上的典型析出相与心部相同，是 M23C6和 M6C 的复合碳化物，呈白色，如图 5( b) 所 示; 枝晶间析出相主要呈现中心黑色不规则块状加 周围白色弥散小颗粒的形貌，中心黑块为富 Mo 和 Cr 的一次碳化物 M6C，而周围细小的弥散分布的为 M23C6，如图 5( c) 所示． 电渣锭边缘析出相形貌如 图 6( a) 所示，晶界处存在亮白色的 M23C6和 M6C 的 复合碳化物和单独存在的灰色的 M6 C; 枝晶间析出 相与 1 /2 半径处相同，被弥散的 M23 C6 包裹的块状 M6C，如图 6( c) 所示． 表 4 电渣锭典型析出相成分( 质量分数) Table 4 Composition of typical precipitated phases in the ingot % 位置 Al Ti Cr Co Ni Mo 1# ― 0. 76 42. 17 8. 41 34. 02 14. 63 2# 7. 57 8. 09 14. 24 7. 13 22. 31 40. 66 3# 0. 84 0. 30 57. 82 4. 78 15. 58 20. 68 4# 1. 06 1. 18 23. 86 5. 53 13. 98 54. 40 5# 1. 91 0. 67 23. 21 10. 53 50. 82 12. 84 图 7 基于残余偏析指数得到的 Mo ( a) 和 Ti ( b) 元素均匀化动力学曲线 Fig． 7 Calculated kinetic homogenization curves of Mo ( a) and Ti ( b) by the residual segregation parameter model 综上所述，在 617B 合金电渣锭中主要析出相 有富 Mo 和 Cr 的一次碳化物 M6 C 和二次碳化物 M23C6，两者在晶界上常共生在一起，同时在晶界上 还有连续片状碳化物． 电渣锭心部由于 Ti 元素偏 析比 1 /2 半径和边缘处更加明显，晶内析出相表现 为M23C6和 M6C 的复合碳化物与 Ti( C，N) 共生; 电 渣锭 1 /2 半径和边缘处的晶内析出相则呈现出中心 块状 M6C 碳化物周围弥散分布细小的 M23C6颗粒的 形貌． 2. 3 均匀化 均匀化工艺的合理性可以通过计算均匀化后的 元素偏析系数 k 来进行评判，但由于偏析系数无法 与枝晶间距( 表征冷却速率) 、均匀化时间和温度等 工业实际应用参数相关联，不便于用来制定均匀化 工艺，对实际生产的指导性较弱［14］． 目前常用的方 法是采用残余偏析指数和均匀化动力学方程，通过 原始偏析情况预测达到均匀化所需要的温度和时 间，从而指导工业生产． Hillert ［15］指出，具有显微偏析的铸态组织中，固 溶体内各合金组元的质量分数沿枝晶间分布大多呈 周期性变化，这种变化近似符合余弦形式，均匀化过 程中某元素在特定位置的质量分数随时间变化规 律为 C( x) = C + 1 2 ΔC0 cos 2πx L ( exp － 4π2 L2 D ) t ． ( 2) 式中，C( x) 为 x 位置某元素质量分数，C 为平均质 量分数，ΔC0为最高( 最低) 质量分数与平均质量分 数差，L 为枝晶间距，D 为元素扩散系数，t 为均匀化 时间． 若只考虑质量分数最高和最低点，则定义 δ 为均匀化 t 时间后的残余偏析指数: δ = Cmax － Cmin C0max － C0min = ( exp － 4π2 L2 D ) t ． ( 3) 式中，C0max、C0min和 Cmax、Cmin分别为均匀化前后最高 和最低质量分数，元素扩散系数 D 随温度变化规律 如式( 1) 所示． 由式( 3) 可知，残余偏析指数与铸态 枝晶间距、热处理时间和温度相关，可以作为设计均 匀化制度的依据． 当残余偏析指数 δ 达到 0 时即完 成了完全均匀化; 但在工业生产中认为当 δ 达到 0. 2 时，元素偏析基本消除［16］． 将 Mo 和 Ti 元素的最小扩散系数和最大激活能 代入式( 3) ，设 δ = 0. 2，计算得到针对 Mo 和 Ti 元 素的扩散退火温度和保温时间关系曲线，如图 7 所 示． 在相同枝晶间距下随着均匀化温度的升高，所 需保温时间减少; 随着枝晶间距增大，采用相同均匀 ·799·

·800· 北京科技大学学报 第36卷 化温度所需保温时间增加.若采用相同的保温温度 晶逐渐消除，均匀化温度升高到1190℃时，光学显 进行均匀化处理，使T元素成分达到平衡所需要的 微镜下己观察不到明显的枝晶形貌，表明所制定的 时间大于Mo元素所需要的时间.均匀化热处理过 均匀化实验方案在消除枝晶方面效果明显.除枝晶 程中，元素扩散主要发生在相邻的贫化和富集区域， 形貌外，元素偏析系数是评价均匀化成果的又一重 即二次枝晶干和枝晶间.由表2可知，617B合金电 要指标，均匀化处理后的T元素的偏析系数如表5 渣锭最大二次枝晶间距(128.8μm)出现在电渣锭 所示.由表5可知：均匀化处理后T元素偏析系数 中心 较原始值有明显减小；1150℃时元素偏析系数较 均匀化温度的选择需依据平衡相图，在y析出 大，故需提高均匀化温度；在1170~1190℃范围内 温度至合金初熔点范围内，即617B合金为827~ 保温8h,元素偏析系数随均匀化温度的升高而减小 1296℃.此外，应与合金的性能和实际生产相结合. 的趋势并不明显，表明在该温度范围内提高保温温 温度过高会导致局部过烧，影响合金性能，还会引起 度对消除元素偏析的作用较弱，但随着保温时间的 晶粒度过大，合金塑性降低，表面氧化加剧：温度过 延长，元素偏析系数明显下降；当温度升高到 低则需要延长保温时间，影响实际生产.在结合偏 1210℃时，保温8h后Ti元素的偏析系数为1.19， 析残余指数计算结果基础上，初步选定617B合金 时间延长到48h后偏析系数降低至1.14，可以认为 的均匀化制度为1150、1170、1190和1210℃，保温 元素偏析己经基本消除.扫描电镜观察表明，随着 时间为8h和48h. 保温时间的延长和保温温度的升高，晶内的析出相 2.4均匀化实验结果 数量减少，析出相主要沿晶界分布.考虑到617B电 2.4.1显微组织与偏析 渣锭中析出相较多，对合金的后期加工性有不利影 经过不同均匀化制度处理后的617B合金电渣 响，为使合金成分均匀，减少有害析出相，应适当延 锭12半径处的组织如图8所示.由图8可知，均 长均匀化的保温时间，但保温时间过长会导致合金 匀化处理后枝晶形貌与原始组织相比，变得更加不 过烧，综合以上分析因素，将617B合金的均匀化制 明显，随着均匀化温度的升高和保温时间的延长，枝 度确定为1210℃/48h. 200um 2004m 200m 图8经过不同均匀化制度处理后的617B合金组织.(a)1150℃/8h:(b)1170℃/8h:(c)1170℃/48h Fig.8 Microstructures of the ingot after different homogenizing treatments:(a)1150 C/8 h:(b)1170 C/8 h:(c)1170 C/48 h 表5不同均匀化制度下心部下元素成分偏析系数 Table 5 Segregation coefficient of Ti after different homogenizing treatments 1150℃/8h 1170℃/8h 1170℃/48h 1190℃/8h 1190℃/48h 1210℃/8h 1210℃/48h 1.43 1.37 1.29 1.38 1.28 1.19 1.14 2.4.2均匀化效果分析 热压缩后在各变形温度下均未开裂，表面较为光滑， 均匀化的目的之一是改善电渣锭的热加工性 表明所设定均匀化制度在消除枝晶和成分偏析、提高 为验证均匀化效果，需对经1210℃/48h均匀化后的 电渣锭热加工性方面起到了良好的作用.经不同条 电渣锭进行热模拟压缩试验.为了模拟实际生产中 件热模拟压缩试验后的显微组织如图10所示.由图 的开坯过程，本文利用Gleeble试验机在1100、1130、 可知，在各变形条件下均匀化后试样均发生了动态再 1160和1190℃下进行热模拟压缩试验，变形速率为 结晶，动态再结晶的形核位置主要为变形晶粒的晶界 0.1s1、变形量为30%.均匀化处理后试样的宏观形 和变形晶粒内部的形变带，且随着变形温度的升高， 貌如图9所示.均匀化后的试样表现出良好的塑性， 晶内形变带处的动态再结晶晶粒发展、长大.热模拟

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 化温度所需保温时间增加． 若采用相同的保温温度 进行均匀化处理，使 Ti 元素成分达到平衡所需要的 时间大于 Mo 元素所需要的时间． 均匀化热处理过 程中，元素扩散主要发生在相邻的贫化和富集区域， 即二次枝晶干和枝晶间． 由表 2 可知，617B 合金电 渣锭最大二次枝晶间距( 128. 8 μm) 出现在电渣锭 中心． 均匀化温度的选择需依据平衡相图，在 γ'析出 温度至合金初熔点范围内，即 617B 合金为 827 ～ 1296 ℃ ． 此外，应与合金的性能和实际生产相结合． 温度过高会导致局部过烧，影响合金性能，还会引起 晶粒度过大，合金塑性降低，表面氧化加剧; 温度过 低则需要延长保温时间，影响实际生产． 在结合偏 析残余指数计算结果基础上，初步选定 617B 合金 的均匀化制度为 1150、1170、1190 和 1210 ℃，保温 时间为 8 h 和 48 h． 2. 4 均匀化实验结果 2. 4. 1 显微组织与偏析 经过不同均匀化制度处理后的 617B 合金电渣 锭 1 /2 半径处的组织如图 8 所示． 由图 8 可知，均 匀化处理后枝晶形貌与原始组织相比，变得更加不 明显，随着均匀化温度的升高和保温时间的延长，枝 晶逐渐消除，均匀化温度升高到 1190 ℃ 时，光学显 微镜下已观察不到明显的枝晶形貌，表明所制定的 均匀化实验方案在消除枝晶方面效果明显． 除枝晶 形貌外，元素偏析系数是评价均匀化成果的又一重 要指标，均匀化处理后的 Ti 元素的偏析系数如表 5 所示． 由表 5 可知: 均匀化处理后 Ti 元素偏析系数 较原始值有明显减小; 1150 ℃ 时元素偏析系数较 大，故需提高均匀化温度; 在 1170 ～ 1190 ℃ 范围内 保温 8 h，元素偏析系数随均匀化温度的升高而减小 的趋势并不明显，表明在该温度范围内提高保温温 度对消除元素偏析的作用较弱，但随着保温时间的 延长，Ti 元素偏析系数明显下降; 当 温 度 升 高 到 1210 ℃时，保温 8 h 后 Ti 元素的偏析系数为 1. 19， 时间延长到 48 h 后偏析系数降低至 1. 14，可以认为 元素偏析已经基本消除． 扫描电镜观察表明，随着 保温时间的延长和保温温度的升高，晶内的析出相 数量减少，析出相主要沿晶界分布． 考虑到 617B 电 渣锭中析出相较多，对合金的后期加工性有不利影 响，为使合金成分均匀，减少有害析出相，应适当延 长均匀化的保温时间，但保温时间过长会导致合金 过烧，综合以上分析因素，将 617B 合金的均匀化制 度确定为 1210 ℃ /48 h． 图 8 经过不同均匀化制度处理后的 617B 合金组织． ( a) 1150 ℃ /8 h; ( b) 1170 ℃ /8 h; ( c) 1170 ℃ /48 h Fig． 8 Microstructures of the ingot after different homogenizing treatments: ( a) 1150 ℃ /8 h; ( b) 1170 ℃ /8 h; ( c) 1170 ℃ /48 h 表 5 不同均匀化制度下心部 Ti 元素成分偏析系数 Table 5 Segregation coefficient of Ti after different homogenizing treatments 1150 ℃ /8 h 1170 ℃ /8 h 1170 ℃ /48 h 1190 ℃ /8 h 1190 ℃ /48 h 1210 ℃ /8 h 1210 ℃ /48 h 1. 43 1. 37 1. 29 1. 38 1. 28 1. 19 1. 14 2. 4. 2 均匀化效果分析 均匀化的目的之一是改善电渣锭的热加工性． 为验证均匀化效果，需对经 1210 ℃ /48 h 均匀化后的 电渣锭进行热模拟压缩试验． 为了模拟实际生产中 的开坯过程，本文利用 Gleeble 试验机在 1100、1130、 1160 和 1190 ℃下进行热模拟压缩试验，变形速率为 0. 1 s － 1 、变形量为 30% ． 均匀化处理后试样的宏观形 貌如图 9 所示． 均匀化后的试样表现出良好的塑性， 热压缩后在各变形温度下均未开裂，表面较为光滑， 表明所设定均匀化制度在消除枝晶和成分偏析、提高 电渣锭热加工性方面起到了良好的作用． 经不同条 件热模拟压缩试验后的显微组织如图 10 所示． 由图 可知，在各变形条件下均匀化后试样均发生了动态再 结晶，动态再结晶的形核位置主要为变形晶粒的晶界 和变形晶粒内部的形变带，且随着变形温度的升高， 晶内形变带处的动态再结晶晶粒发展、长大． 热模拟 ·800·

第6期 江河等：700℃超超临界锅炉材料617B合金铸态组织及均匀化工艺 ·801· 压缩试验结果表明：经1210℃/48h均匀化处理后的 结晶过程的发生对细化晶粒、降低变形抗力以及提高 617B合金表现出良好的塑性；热变形过程中动态再 塑性也起到了积极作用. 图9经过均匀化后合金热压缩试样形貌，(a)1100℃：(b)1130℃：(c)1160℃：(d)1190℃ Fig.9 Morphologies of compression samples after homogenization:(a)1100℃：(b)1130℃；(e）1160℃：(d)1190℃ (b) (c) d 100m 100μm 1004m 100um 图10经过均匀化后617B合金的热变形组织(=0.1s).(a)1100℃：(b)1130℃：（©）1160℃：(d)1190℃ Fig.10 Hot working microstructures of617 B alloy after homogenization(&=0.1s-1):(a)1100℃：(b)1130℃：(e）1160℃；(d)1190℃ 综上所述，经双联工艺冶炼生产的617B合金 B]Lin FS,Cheng S C,Xie X S.The development of electric power 电渣锭存在枝晶偏析，Mo和T元素存在明显的正 and high temperature materials application in China:an overview 偏析，且铸态组织中存在较多复杂的共生碳化物. /The 5th Conference on Adrances in Material Technology for Fos- sil Power Plants,2007:46 经1210℃/48h均匀化处理后的617B合金晶内大 4]Bugge J,Kjaer S,Blum R.High-efficiency coal-fired power plants 块碳化物回溶，元素偏析消除，当变形速率为0.1s、 development and perspectives.Energy,2006,31(10/11)1437 变形量为30%时，在1100~1190℃范围内表现出良 [5]Ennis PJ,Czyrska-Filemonowiez A.Recent advances in creep-re- 好的可加工塑性 sistant steels for power plant applications.Sadhana,2003,28(3- 4):709 3结论 [6]Hosier J C,Tilack D J.Inconel alloy 617:a new high temperature alloy.Met Eng Q,1972,12(3):51 (1)采用双联工艺治炼生产的617B合金电渣 7]Wu Q,Song H,Swindeman R W,et al.Microstructure of long- 锭存在枝晶偏析，Mo和Ti元素的偏析最为严重， term aged IN617 Ni-base superalloy.Metall Mater Trans A,2008, 1/2半径处的一次枝晶间距最大：电渣锭组织的晶 39(11):2569 内存在较多的块状碳化物，表现为多种碳化物共生 [8] Tytko D,Choi PP,Klower J,et al.Microstructural evolution of a Ni-based superalloy (617B)at 700C studied by electron micros- 生长. copy and atom probe tomography.Acta Mater,2012.60(4): (2)运用残余偏析指数模型，根据枝晶间距和 1731 元素扩散系数，结合相图对617B合金的均匀化制 9]Takahashi T,Fujiwara J,Matsushima T,et al.Analysis of precip- 度进行预测，将均匀化制度确定为1210℃/48h.均 itated phase in heat treated Inconel alloy 617.Trans fron Steel Inst 匀化处理后的合金元素偏析基本消除，晶内碳化物 Jpm,1978,18(4):221 [10]Gariboldi E,Cabibbo M,Spigarelli S,et al.Investigation on 回溶.热模拟压缩试验表明该均匀化制度下的合金 precipitation phenomena of Ni22Cr-2CoMo alloy aged and 表现出良好的塑性. crept at high temperature.Int J Pressure Vessels Piping,2008,85 (112):63 参考文献 [11]Penkalla H J,Wosik J,Fischer W,et al.Structural investiga- [Viswanathan R,Purgert R,Goodstine S,et al.U.S.program on tions of candidate materials for turbine disc applications beyond materials technology for ultra-supereritical coal-fired boilers/The 700C /Proceedings of the International Symposium on Superal- 5th Conference on Adrances in Material Technology for Fossil Power loys and Various Derigatives,2001:279 Plants,2007:1 [12]Kihara S,Newkirk J B,Ohtomo A,et al.Morphological changes Fukuda M.Sone H.Saito E,et al.Refurbishment of aged PC of carbides during creep and their effects on the creep properties power plants with advanced USC technology/The 5th Conference of Inconel 617 at 1000 C.Metall Trans A,1980,11(6):1019 on Adrances in Material Technology for Fossil Power Plants,2007: 3] Emiliani M,Richman M,Brown R.Characterization of sputtered 29 Inconel 617.J Mater Sci,1990,25(1)137

第 6 期 江 河等: 700 ℃超超临界锅炉材料 617B 合金铸态组织及均匀化工艺 压缩试验结果表明: 经1210 ℃ /48 h 均匀化处理后的 617B 合金表现出良好的塑性; 热变形过程中动态再 结晶过程的发生对细化晶粒、降低变形抗力以及提高 塑性也起到了积极作用． 图 9 经过均匀化后合金热压缩试样形貌． ( a) 1100 ℃ ; ( b) 1130 ℃ ; ( c) 1160 ℃ ; ( d) 1190 ℃ Fig． 9 Morphologies of compression samples after homogenization: ( a) 1100 ℃ ; ( b) 1130 ℃ ; ( c) 1160 ℃ ; ( d) 1190 ℃ 图 10 经过均匀化后 617B 合金的热变形组织( ε · = 0. 1 s － 1 ) ． ( a) 1100 ℃ ; ( b) 1130 ℃ ; ( c) 1160 ℃ ; ( d) 1190 ℃ Fig． 10 Hot working microstructures of 617B alloy after homogenization ( ε · = 0. 1 s － 1 ) : ( a) 1100 ℃ ; ( b) 1130 ℃ ; ( c) 1160 ℃ ; ( d) 1190 ℃ 综上所述，经双联工艺冶炼生产的 617B 合金 电渣锭存在枝晶偏析，Mo 和 Ti 元素存在明显的正 偏析，且铸态组织中存在较多复杂的共生碳化物． 经 1210 ℃ /48 h 均匀化处理后的 617B 合金晶内大 块碳化物回溶，元素偏析消除，当变形速率为 0. 1 s －1 、 变形量为 30% 时，在 1100 ～ 1190 ℃范围内表现出良 好的可加工塑性． 3 结论 ( 1) 采用双联工艺冶炼生产的 617B 合金电渣 锭存在枝晶偏析，Mo 和 Ti 元素的偏析最为严重， 1 /2 半径处的一次枝晶间距最大; 电渣锭组织的晶 内存在较多的块状碳化物，表现为多种碳化物共生 生长． ( 2) 运用残余偏析指数模型，根据枝晶间距和 元素扩散系数，结合相图对 617B 合金的均匀化制 度进行预测，将均匀化制度确定为 1210 ℃ /48 h． 均 匀化处理后的合金元素偏析基本消除，晶内碳化物 回溶． 热模拟压缩试验表明该均匀化制度下的合金 表现出良好的塑性． 参 考 文 献 ［1］ Viswanathan Ｒ，Purgert Ｒ，Goodstine S，et al． U． S． program on materials technology for ultra-supercritical coal-fired boilers / / The 5th Conference on Advances in Material Technology for Fossil Power Plants，2007: 1 ［2］ Fukuda M，Sone H，Saito E，et al． Ｒefurbishment of aged PC power plants with advanced USC technology / / The 5th Conference on Advances in Material Technology for Fossil Power Plants，2007: 29 ［3］ Lin F S，Cheng S C，Xie X S． The development of electric power and high temperature materials application in China: an overview / / The 5th Conference on Advances in Material Technology for Fos￾sil Power Plants，2007: 46 ［4］ Bugge J，Kjr S，Blum Ｒ． High-efficiency coal-fired power plants development and perspectives． Energy，2006，31( 10 /11) : 1437 ［5］ Ennis P J，Czyrska-Filemonowicz A． Ｒecent advances in creep-re￾sistant steels for power plant applications． Sadhana，2003，28( 3- 4) : 709 ［6］ Hosier J C，Tilack D J． Inconel alloy 617: a new high temperature alloy． Met Eng Q，1972，12( 3) : 51 ［7］ Wu Q，Song H，Swindeman Ｒ W，et al． Microstructure of long￾term aged IN617 Ni-base superalloy． Metall Mater Trans A，2008， 39( 11) : 2569 ［8］ Tytko D，Choi P P，Klwer J，et al． Microstructural evolution of a Ni-based superalloy ( 617B) at 700 ℃ studied by electron micros￾copy and atom probe tomography． Acta Mater，2012，60 ( 4 ) : 1731 ［9］ Takahashi T，Fujiwara J，Matsushima T，et al． Analysis of precip￾itated phase in heat treated Inconel alloy 617． Trans Iron Steel Inst Jpn，1978，18( 4) : 221 ［10］ Gariboldi E，Cabibbo M，Spigarelli S，et al． Investigation on precipitation phenomena of Ni-22Cr-12Co-9Mo alloy aged and crept at high temperature． Int J Pressure Vessels Piping，2008，85 ( 1 /2) : 63 ［11］ Penkalla H J，Wosik J，Fischer W，et al． Structural investiga￾tions of candidate materials for turbine disc applications beyond 700 ℃ / / Proceedings of the International Symposium on Superal￾loys and Various Derivatives，2001: 279 ［12］ Kihara S，Newkirk J B，Ohtomo A，et al． Morphological changes of carbides during creep and their effects on the creep properties of Inconel 617 at 1000 ℃ ． Metall Trans A，1980，11( 6) : 1019 ［13］ Emiliani M，Ｒichman M，Brown Ｒ． Characterization of sputtered Inconel 617． J Mater Sci，1990，25( 1) : 137 ·801·

·802· 北京科技大学学报 第36卷 [14]Zhu G N.BiZN.Microsegregation and homogenization of nickel (Hillert A.合金扩散和热力学.北京：治金工业出版社， base corrosion resistant alloy C276 ingots.J Unir Sci Technol 1984) Beijing,2010,32(5):628 06 Mei S Y,Zheng L,Meng Z B,et al.Microsegregation and hom- (朱冠妮，华中南.镍基耐蚀合金C-276电渣锭元素偏析和 ogenization of GH105 superalloy ingots.Unir Sci Technol Bei- 均匀化工艺.北京科技大学学报，2010,32(5)：628) jing,2009,31(6):714 [15]Hillert A.Diffusion and Thermodynamics of Alloys.Beijing:Met- (梅声勇，郑磊，蒙肇斌，等.GHI05合金电渣锭元素偏析和 allurgical Industry Press,1984 均匀化工艺.北京科技大学学报，2009,31(6)：714)

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 ［14］ Zhu G N，Bi Z N． Microsegregation and homogenization of nickel base corrosion resistant alloy C-276 ingots． J Univ Sci Technol Beijing，2010，32( 5) : 628 ( 朱冠妮，毕中南． 镍基耐蚀合金 C--276 电渣锭元素偏析和 均匀化工艺． 北京科技大学学报，2010，32( 5) : 628) ［15］ Hillert A． Diffusion and Thermodynamics of Alloys． Beijing: Met￾allurgical Industry Press，1984 ( Hillert A． 合金扩散和热力学． 北京: 冶金工业 出 版 社， 1984) ［16］ Mei S Y，Zheng L，Meng Z B，et al． Microsegregation and hom￾ogenization of GH105 superalloy ingots． J Univ Sci Technol Bei￾jing，2009，31( 6) : 714 ( 梅声勇，郑磊，蒙肇斌，等． GH105 合金电渣锭元素偏析和 均匀化工艺． 北京科技大学学报，2009，31( 6) : 714) ·802·