镍基耐蚀合金C-276铸锭元素偏析和均匀化工艺

D0I:10.13374/i.issn100103x.2010.05.017 第32卷第5期 北京科技大学学报 Vo132 No 5 2010年5月 Journal ofUniversity of Science and Technobgy Bejjing May 2010 镍基耐蚀合金 C276铸锭元素偏析和均匀化工艺 朱冠妮D毕中南D董建新D张麦仓D郑磊)章清泉》 1)北京科技大学材料科学与工程学院。北京1000832)北京北治功能材料有限公司.北京100192 摘要利用光镜、扫描电镜和能谱仪等显微组织分析方法研究了镍基耐蚀合金C276经真空治炼十电渣重溶后铸锭的枝 晶特点和元素偏析情况，根据残余偏析指数模型计算结果选取了四种均匀化实验制度.并通过均匀化实验后的组织分析和 G1©be1500试验机热模拟锻造实验验证.最终确立了适合C-276合金的均匀化工艺.结果表明：合金中偏析程度最严重的元 素为M9在选取的四种均匀化制度中，采用1170℃下加热20的处理方式不仅可以较好地实现成分均匀化还能保证晶粒尺 寸不过度长大，从而确保合金的热加工塑性。是最为合理的均匀化制度.实验也证明利用残余偏析指数模型。计算结果与实验 结果基本吻合，在预测和评价C-276合金均匀化工艺上是可信的. 关键词镍基合金：耐蚀：组织：偏析：均匀化 分类号TG133.4 M icrosegregaton and homogen ization of nickel base corroson resistant alby C-276 ingots ZH Guannp BIZhong nan,DONG Jian_xn)ZHANGMai cang).ZHENG LeP.ZHANG Qng_quan) 1)SchoolofMatera s Science and Engneerng Unwversit of Scence and Technopgy Beijng Beijirg 100083 China 2)Beijng Beiye FunctinalMateralsCorporatiop Be ijng 100192 China ABSTRACT The microstructure ad micpsegregation of nickel base corrosion resis tant alpy C276 vacuum inductianmeltng and electroslg remelting ingots were studied by opticalm icroscope scann ng electron m croscopy and energy dispersive X-ray spectrosco py Based on the cala ated results of the residual segregat pn para etermodel pur hamogenizng treamen tswee tested Mcrostruc ture ana lys is and hem al compessian testw in aGleeb le 1500 machne were used to verify the effect of hamnogen izng tream en.t The resu lts show that he severest segregaed ekments in C276 is Mo and 1 170C/20 h is themost appropriate treament prC276 alby in the study as it ensures homogenizng effect and reasonable gran size or op tin izng the hotwork ng plsticit of he alby It is also Proved that homogenization process ofC276 alpy can be efectively prediced and evaluated by he residual segregaton param etermod el which basically agrees with the expermental resu lts KEY WORDS nickelbase alpys conos pn esistnt m icrostuctre segregation hoogenizatian HASIELLOY C276合金是N-CrMG-W型耐 用最为广泛的镍基耐蚀合金之一田 蚀合金的一种，由于同时含有质量分数为16%左右 由于具有较高的合金度，特别是大量高比例的 的M和C元素以及4%的W元素，合金在氧化性 M和W元素，C276合金不但具有较高的热变形 介质和还原性介质中都具有较强的抵抗能力，因此 抗力，而且在凝固过程中容易产生较严重的枝晶偏 又被称为通用型耐蚀合金，该类合金可以服役于一 析，并析出μ相等有害相，从而造成热加工塑性下 般不锈钢和其他材料无法胜任的严重工程腐蚀环 降2.因此对于该合金，在热加工前对铸锭进行适 境，目前广泛应用于化工制造、电厂烟气脱硫、造纸 当的均匀化处理来改善热加工塑性是十分必要 和海洋开发等众多领域，也被认为是目前世界上应 的匀.目前，对于镍基高温合金的均匀化工艺制定 收稿日期：2009-09-22 基金项目：国家自然科学基金资助项目(NQ50831008) 作者简介：朱冠妮(1983一，女，顾士研究生：董建新(196S,男.教授.博士生导师E-mail jxdon@mater uste业cn

第 32卷 第 5期 2010年 5月 北 京 科 技 大 学 学 报 JournalofUniversityofScienceandTechnologyBeijing Vol.32 No.5 May2010 镍基耐蚀合金 C--276铸锭元素偏析和均匀化工艺 朱冠妮 1) 毕中南 1) 董建新 1) 张麦仓 1) 郑 磊 1) 章清泉 2) 1)北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083 2)北京北冶功能材料有限公司, 北京 100192 摘 要 利用光镜、扫描电镜和能谱仪等显微组织分析方法研究了镍基耐蚀合金 C--276经真空冶炼 +电渣重溶后铸锭的枝 晶特点和元素偏析情况, 根据残余偏析指数模型计算结果选取了四种均匀化实验制度, 并通过均匀化实验后的组织分析和 Gleeble1500试验机热模拟锻造实验验证, 最终确立了适合 C--276合金的均匀化工艺.结果表明:合金中偏析程度最严重的元 素为 Mo;在选取的四种均匀化制度中, 采用 1 170℃下加热 20h的处理方式不仅可以较好地实现成分均匀化, 还能保证晶粒尺 寸不过度长大, 从而确保合金的热加工塑性, 是最为合理的均匀化制度.实验也证明利用残余偏析指数模型, 计算结果与实验 结果基本吻合, 在预测和评价 C--276合金均匀化工艺上是可信的. 关键词 镍基合金;耐蚀;组织;偏析;均匀化 分类号 TG133 +.4 Microsegregationandhomogenizationofnickelbasecorrosionresistantalloy C-276 ingots ZHUGuan-ni1) , BIZhong-nan1) , DONGJian-xin1) , ZHANGMai-cang1) , ZHENGLei1) , ZHANGQing-quan2) 1)SchoolofMaterialsScienceandEngineering, UniversityofScienceandTechnologyBeijing, Beijing100083, China 2)BeijingBeiyeFunctionalMaterialsCorporation, Beijing100192, China ABSTRACT ThemicrostructureandmicrosegregationofnickelbasecorrosionresistantalloyC-276 vacuum-induction-meltingand electroslag-remeltingingotswerestudiedbyopticalmicroscope, scanningelectronmicroscopyandenergydispersiveX-rayspectrosco￾py.Basedonthecalculatedresultsoftheresidualsegregationparametermodel, fourhomogenizingtreatmentsweretested.Microstruc￾tureanalysisandthermalcompressiontestwithaGleeble1500 machinewereusedtoverifytheeffectofhomogenizingtreatment.The resultsshowthattheseverestsegregatedelementsinC-276 isMo, and1 170℃/20histhemostappropriatetreatmentforC-276 alloy inthestudyasitensureshomogenizingeffectandreasonablegrainsizeforoptimizingthehot-workingplasticityofthealloy.Itisalso provedthathomogenizationprocessofC-276 alloycanbeeffectivelypredictedandevaluatedbytheresidualsegregationparametermod￾el, whichbasicallyagreeswiththeexperimentalresults. KEYWORDS nickelbasealloys;corrosionresistant;microstructure;segregation;homogenization 收稿日期:2009--09--22 基金项目:国家自然科学基金资助项目(No.50831008) 作者简介:朱冠妮(1983— ), 女, 硕士研究生;董建新(1965— ), 男, 教授, 博士生导师, E-mail:jxdong@mater.ustb.edu.cn HASTELLOYC--276合金是 Ni--Cr--Mo--W型耐 蚀合金的一种,由于同时含有质量分数为 16%左右 的 Mo和 Cr元素以及 4%的 W元素, 合金在氧化性 介质和还原性介质中都具有较强的抵抗能力 , 因此 又被称为通用型耐蚀合金 .该类合金可以服役于一 般不锈钢和其他材料无法胜任的严重工程腐蚀环 境 ,目前广泛应用于化工制造、电厂烟气脱硫 、造纸 和海洋开发等众多领域 , 也被认为是目前世界上应 用最为广泛的镍基耐蚀合金之一 [ 1] . 由于具有较高的合金度, 特别是大量高比例的 Mo和 W元素, C--276合金不但具有较高的热变形 抗力 ,而且在凝固过程中容易产生较严重的枝晶偏 析, 并析出 μ相等有害相 ,从而造成热加工塑性下 降 [ 2--4] .因此对于该合金 ,在热加工前对铸锭进行适 当的均匀化处理来改善热加工塑性是十分必要 的 [ 5] .目前,对于镍基高温合金的均匀化工艺制定 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2010.05.017

第5期 朱冠妮等：镍基耐蚀合金C一276铸锭元素偏析和均匀化工艺 629 有一定的报道，但对于如C-276这种具有更高合 变化的再分配规律，并用其配套的DLIRA动力学 金度的镍基耐蚀合金，文献报道主要都集中在耐腐 合金扩散软件包计算得到不同温度下各元素在该合 蚀性能上，关于偏析、均匀化处理和热加工性的研究 金中的扩散系数，作为均匀化扩散动力学计算的 还比较少见，特别是国内的实际生产中由于没有合 依据. 适的均匀化制度，普遍存在着可锻性差、开坯率低等 将铸锭R/2方形试样切成10mm以10mm义 问题.本文利用组织分析方法研究了镍基耐蚀合金 20的小块按表2所示条件进行均匀化实验。并 C-276经真空治炼+电渣重溶后铸锭的组织特征和 按上述方法进行组织观察和成分测试以确定均匀化 元素偏析情况，根据残余偏析指数模型计算并选取 的效果.最后将其分别加工成中8m以12m的圆 了四种均匀化实验制度，通过均匀化实验后的组织 柱试样，在Gpb1500热模拟试验机上模拟空气 分析和热物理模拟锻造实验验证并最终确立了适合 锤快锻机加工情况进行恒温压缩实验，变形温度为 C-276合金的均匀化制度. 1150℃，变形量为30%，应变速率为10s.结果用 以检验均匀化对改善热加工塑性的作用 1实验材料及方法 表2C-276合金的均匀化制度 实验材料为经真空感应(VM)和电渣重溶 Table2 Honcgenizing treaments prC-276 alloy (ESR)双联工艺治炼的C-276合金中280铸锭， 温度℃ 时间/h 以及20m以20截面的锻棒，合金化学成分如表 1170 1020 1所示.在铸锭边缘、铸锭半径的12处(R2)以及 1200 1015 铸锭中心位置分别取20mX20mmX20m的方 形试样，经机械打磨抛光，利用3草酸十100m浓 2结果与讨论 盐酸配比的溶液进行电解浸蚀（电压为3V)后用光 学显微镜(QM)和扫描电子显微镜(SM)观察组织 2.1合金组织特征 形貌.并用能谱分析仪(DS分别在枝晶间和枝晶 如图1（所示，合金铸态组织中只有沿晶界连 干处取点测量元素含量，每个试样测10点，取其平 续析出的碳化物，并未观察到其他晶内析出相.在 均值.枝晶间距的测量由mage Tool图像处理软件 锻后组织中，在枝晶间还会出现一种颗粒状的富M0 辅助进行，每个试样分别选取1mm义1m的视场10 析出相(DSM的质量分数为43%，如图1(b) 个，每个视场测量10点并取其平均值. 所示.根据其析出位置。可以推测该相很有可能是 表1C-276合金的化学成分（质量分数） 枝晶间偏聚元素在变形中被诱发析出的.在本实验 Table1 Chemical composition ofC-276 alk % 锻造组织观察中和在其他文献报道中都发现该相在 Cr Mo Fe Ni 热变形过程中很容易成为裂纹源，严重影响热加工 0003 15.51 1664363567 塑性，因此必须首先通过均匀化处理将枝晶和元素 偏析消除，避免有害相析出.为了更准确地判断析 本文还借助于热力学软件Thema上Cac及Ni 出相的种类并了解其回溶温度，使用热力学软件 基数据库计算了G276合金的热力学平衡相析出 Themal-Calc和N基数据库针对合金名义成分进 规律以及非平衡凝固过程中元素随温度和液相含量 行平衡相图计算，如图1(9所示.由图可以判断， (a) (b) 100 (cl 60 40 20 MC 600 900 1200 1500 54m 5 um 温度 图1C276合金的组织特征.（铸态扫描电镜组织：(b)锻棒扫描电镜组织，(9平衡相图 Fg 1 Micostucture chanctes ofC-276 alby (a)SEM mage of a ngt (b)SEM mage of a wrought bar calculated Hhase digm

第 5期 朱冠妮等:镍基耐蚀合金 C--276铸锭元素偏析和均匀化工艺 有一定的报道 [ 6] , 但对于如 C--276这种具有更高合 金度的镍基耐蚀合金, 文献报道主要都集中在耐腐 蚀性能上,关于偏析、均匀化处理和热加工性的研究 还比较少见 ,特别是国内的实际生产中由于没有合 适的均匀化制度 ,普遍存在着可锻性差、开坯率低等 问题.本文利用组织分析方法研究了镍基耐蚀合金 C--276经真空冶炼 +电渣重溶后铸锭的组织特征和 元素偏析情况,根据残余偏析指数模型计算并选取 了四种均匀化实验制度, 通过均匀化实验后的组织 分析和热物理模拟锻造实验验证并最终确立了适合 C--276合金的均匀化制度 . 1 实验材料及方法 实验材料为经真空感应 (VIM)和电渣重溶 (ESR)双联工艺冶炼的 C--276合金 280 mm铸锭 , 以及 20 mm×20 mm截面的锻棒 ,合金化学成分如表 1所示 .在铸锭边缘、铸锭半径的 1/2处 (R/2)以及 铸锭中心位置分别取 20 mm×20 mm×20 mm的方 形试样 ,经机械打磨抛光, 利用 3g草酸 +100 mL浓 盐酸配比的溶液进行电解浸蚀 (电压为 3 V)后用光 学显微镜(OM)和扫描电子显微镜 (SEM)观察组织 形貌,并用能谱分析仪 (EDS)分别在枝晶间和枝晶 干处取点测量元素含量, 每个试样测 10点 , 取其平 均值.枝晶间距的测量由 ImageTool图像处理软件 辅助进行,每个试样分别选取1 mm×1 mm的视场 10 个 ,每个视场测量 10点并取其平均值 . 表 1 C--276合金的化学成分(质量分数) Table1 ChemicalcompositionofC-276 alloy % C Cr Mo W Fe Ni 0.003 15.51 16.64 3.63 5.67 余 图 1 C--276合金的组织特征.(a)铸态扫描电镜组织;(b)锻棒扫描电镜组织;(c)平衡相图 Fig.1 MicrostructurecharactersofC-276 alloy:(a)SEMimageofaingot;(b)SEMimageofawroughtbar;(c)calculatedphasediagram 本文还借助于热力学软件 Thermal--Calc及 Ni 基数据库计算了 C--276合金的热力学平衡相析出 规律以及非平衡凝固过程中元素随温度和液相含量 变化的再分配规律 ,并用其配套的 DICTRA动力学 合金扩散软件包计算得到不同温度下各元素在该合 金中的扩散系数 , 作为均匀化扩散动力学计算的 依据 . 将铸锭 R/2 方形试样切成 10 mm×10 mm× 20 mm的小块, 按表 2所示条件进行均匀化实验, 并 按上述方法进行组织观察和成分测试以确定均匀化 的效果.最后将其分别加工成 8mm×12 mm的圆 柱试样,在 Gleeble1500热模拟试验机上模拟空气 锤快锻机加工情况进行恒温压缩实验 ,变形温度为 1 150℃,变形量为 30%, 应变速率为 10s -1.结果用 以检验均匀化对改善热加工塑性的作用 . 表 2 C--276合金的均匀化制度 Table2 HomogenizingtreatmentsforC-276 alloy 温度 /℃ 时间 /h 1 170 10, 20 1 200 10, 15 2 结果与讨论 2.1 合金组织特征 如图 1(a)所示 ,合金铸态组织中只有沿晶界连 续析出的碳化物 ,并未观察到其他晶内析出相 .在 锻后组织中,在枝晶间还会出现一种颗粒状的富 Mo 析出相(EDS:Mo的质量分数为 43%), 如图 1(b) 所示 .根据其析出位置, 可以推测该相很有可能是 枝晶间偏聚元素在变形中被诱发析出的 .在本实验 锻造组织观察中和在其他文献报道中都发现该相在 热变形过程中很容易成为裂纹源 , 严重影响热加工 塑性 ,因此必须首先通过均匀化处理将枝晶和元素 偏析消除 ,避免有害相析出 .为了更准确地判断析 出相的种类并了解其回溶温度 , 使用热力学软件 Thermal--Calc和 Ni基数据库针对合金名义成分进 行平衡相图计算 ,如图 1(c)所示.由图可以判断, · 629·

。630 北京科技大学学报 第32卷 晶界析出相为MC(计算成分（质量分数）为 图中可以看到发达的枝晶组织，不同位置枝晶间距 Mo589%Crg%,W5%,C2%Fe2%,Ni23%,回 不尽相同.利用mToo软件，测得试样中心、R, 溶温度为1082℃富M的析出相为μ相（计算成 2和边缘处的平均一次枝晶间距分别为10614四 分质量分数)为Mo48%,Cr16%W56,F2%, 117.0μm和641μ四R/2处枝晶间距最大.这是因 Ni29%),存在于1109℃以下.但是，在实际固溶实 为合金铸锭在凝固时，边缘处的温度梯度很大，冷却 验中发现，要使“相在短时间内充分回溶至少需要 速率最快，迅速形成一层大量的细小等轴晶.铸锭 1165℃以上的高温.另外，合金初熔和终熔温度分 中部液体温度大致均匀，形核长大也生成等轴晶区. 别为1360℃和1387℃.因此，单从平衡态析出相的 在铸锭R2处，冷却速率迅速减小，形核率下降，此 角度判断，均匀化温度须选择在1165~1360℃. 时垂直于模壁方向散热最快各晶粒充分地以枝晶 2.2枝品与元素偏析 形式伸向液相中成长，所以此处树枝晶最为发达.因 图2是原始铸锭不同位置的光学显微照片.从 此边缘处枝晶最为细小而R2处枝晶间距最大. 200um 200m 200n 图2C-276合金不同位置的枝晶组织.()中心：(b)R2(9边缘 Fg 2 Dendrites in diffe rent plcesof a C-276 alby ngt (a)cener (b)R/2 (c)edge 利用能谱分析仪和前文所述方法可以分别测得 偏聚于枝晶干.铸锭边缘和中心大多为等轴晶区， 各试样枝晶间和枝晶干处各元素的平均浓度，并用 而R2处枝晶最为发达，阻碍了凝固时液体的均匀 偏析系数K表示铸锭内元素偏析情况，K=枝晶间 流动，所以此处偏析最为严重.M元素的熔点高、 元素含量枝晶干元素含量.K值越接近↓表示偏 密度大，在C276合金中具有最高的质量分数，同时 析程度越小，结果如表3所示 偏析程度相对最大.由Themo-Cac软件配套的 表3不同位置不同元素的偏析系数K DCIRA动力学软件计算得知，温度相同时，M的 Tabe3 Segregation ooe ffic ientK of diffe rent elements atdifferent posi 扩散比同样含量较高的C困难.例如，1220℃时， tions Mq的扩散系数为1.4×10“，C的扩散系数则为 铸锭取样位置 Mo W r Fe 1.7×104,即C元素更容易扩散均匀.W和Fe虽 中心 1.150 1.000 1.011 0894 然较M而言扩散困难，1220℃时其扩散系数分别 R2 1.248 0949 1.002 0.926 为3.1×1015和67×10，但这两者都在C-276 边缘 1.199 0873 1.031 09%7 合金中含量很少，偏析也不严重，因此制定均匀化制 Koemn 1.199 0941 1.015 0.929 度时需要以M元素的扩散情况为基准.从数值上 注：Ka为平均偏析系数. 看，其实MO偏析程度并不算严重(Kem=1.199, 可见，C-276合金中最主要的元素偏析来自Mo 但考虑到其在加工过程中会优先形成“相从而严 元素，K值大于1表示其主要富集于枝晶间.合 重影响加工塑性，所以必须加以消除. 金在凝固过程中的溶质再分配是产生偏析的根本原 2.3均匀化扩散动力学计算 因I0.用Themo-Cal软件中的Scheih-Gule模型 均匀化工艺的合理性可以通过计算均匀化后的 模拟非平衡凝固过程中元素随温度和液相含量变化 偏析系数的大小来评判，其优点是可以通过实验 的再分配规律（图3，与表3中的实验结果一致. 结果最为直接地反映合金的均匀化程度和工艺合理 随着液相体积的减少，M©和C元素在液相中的含 性.由于偏析系数无法与枝晶间距俵征冷却速率 量呈快速增加趋势，在凝固的最后阶段含量最高，偏 或凝固速率入均匀化温度和时间等工业实际应用 聚于液相最后凝固区域，即枝晶间；W和F元素则 参数相关联无法用来制定均匀化工艺，因此对工业

北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 晶 界析 出相 为 M6 C(计算 成分 (质 量分 数 )为 Mo58%, Cr9%, W5%, C2%, Fe2%, Ni23%),回 溶温度为 1 082 ℃, 富 Mo的析出相为 μ相 (计算成 分 (质量分数 )为 Mo48%, Cr16%, W 5%, Fe2%, Ni29%),存在于1 109℃以下 .但是 ,在实际固溶实 验中发现,要使 μ相在短时间内充分回溶至少需要 1 165℃以上的高温.另外, 合金初熔和终熔温度分 别为1 360℃和 1387 ℃.因此, 单从平衡态析出相的 角度判断,均匀化温度须选择在 1 165 ～ 1 360 ℃. 2.2 枝晶与元素偏析 图 2是原始铸锭不同位置的光学显微照片.从 图中可以看到发达的枝晶组织, 不同位置枝晶间距 不尽相同 .利用 ImageTool软件 ,测得试样中心、R/ 2和边缘处的平均一次枝晶间距分别为 106.1 μm、 117.0 μm和 64.1μm, R/2处枝晶间距最大 .这是因 为合金铸锭在凝固时,边缘处的温度梯度很大,冷却 速率最快 ,迅速形成一层大量的细小等轴晶 .铸锭 中部液体温度大致均匀 ,形核长大也生成等轴晶区. 在铸锭 R/2处 ,冷却速率迅速减小 ,形核率下降, 此 时垂直于模壁方向散热最快, 各晶粒充分地以枝晶 形式伸向液相中成长,所以此处树枝晶最为发达.因 此,边缘处枝晶最为细小,而 R/2处枝晶间距最大. 图 2 C-276合金不同位置的枝晶组织.(a)中心;(b)R/2;(c)边缘 Fig.2 DendritesindifferentplacesofaC-276 alloyingot:(a)center;(b)R/2;(c)edge 利用能谱分析仪和前文所述方法可以分别测得 各试样枝晶间和枝晶干处各元素的平均浓度 , 并用 偏析系数 K表示铸锭内元素偏析情况 , K=枝晶间 元素含量 /枝晶干元素含量 .K值越接近 1,表示偏 析程度越小 ,结果如表 3所示. 表 3 不同位置不同元素的偏析系数 K Table3 SegregationcoefficientKofdifferentelementsatdifferentposi￾tions 铸锭取样位置 Mo W Cr Fe 中心 1.150 1.000 1.011 0.894 R/2 1.248 0.949 1.002 0.926 边缘 1.199 0.873 1.031 0.967 Kmean 1.199 0.941 1.015 0.929 注:Kmean为平均偏析系数. 可见, C--276合金中最主要的元素偏析来自 Mo 元素, Kmean值大于 1, 表示其主要富集于枝晶间.合 金在凝固过程中的溶质再分配是产生偏析的根本原 因 [ 7--10] .用 Thermo--Calc软件中的Scheil--Guller模型 模拟非平衡凝固过程中元素随温度和液相含量变化 的再分配规律 (图 3), 与表 3中的实验结果一致 . 随着液相体积的减少 , Mo和 Cr元素在液相中的含 量呈快速增加趋势,在凝固的最后阶段含量最高,偏 聚于液相最后凝固区域 ,即枝晶间;W和 Fe元素则 偏聚于枝晶干 .铸锭边缘和中心大多为等轴晶区, 而 R/2处枝晶最为发达, 阻碍了凝固时液体的均匀 流动 ,所以此处偏析最为严重.Mo元素的熔点高、 密度大,在 C--276合金中具有最高的质量分数 ,同时 偏析程度相对最大.由 Thermo--Calc软件配套的 DICTRA动力学软件计算得知 , 温度相同时 , Mo的 扩散比同样含量较高的 Cr困难 .例如, 1 220 ℃时, Mo的扩散系数为 1.4 ×10 -14 , Cr的扩散系数则为 1.7 ×10 -14 ,即 Cr元素更容易扩散均匀 .W和 Fe虽 然较 Mo而言扩散困难, 1 220 ℃时其扩散系数分别 为 3.1 ×10 -15和 6.7 ×10 -15 ,但这两者都在 C--276 合金中含量很少,偏析也不严重, 因此制定均匀化制 度时需要以 Mo元素的扩散情况为基准.从数值上 看, 其实 Mo偏析程度并不算严重 (Kmean =1.199), 但考虑到其在加工过程中会优先形成 μ相从而严 重影响加工塑性,所以必须加以消除. 2.3 均匀化扩散动力学计算 均匀化工艺的合理性可以通过计算均匀化后的 偏析系数 K的大小来评判, 其优点是可以通过实验 结果最为直接地反映合金的均匀化程度和工艺合理 性.由于偏析系数无法与枝晶间距 (表征冷却速率 或凝固速率 )、均匀化温度和时间等工业实际应用 参数相关联,无法用来制定均匀化工艺 ,因此对工业 · 630·

第5期 朱冠妮等：镍基耐蚀合金C-276铸锭元素偏析和均匀化工艺 631 尔气体常量，为热力学温度. 28 使用Themo-Cal软件和配套的DCIRA动力 24 学软件包可以计算求得M©在C-276合金中1000~ 20 Mo 1350℃下的D=3.64X106n㎡。s,Q=239.9kJ 公 根据式(2)可知，当残余偏析指数等于0时为 理论的完全均匀化但通常情况下认为哒到0.2 时，即可达到工业标准.所以，将式(3计算出的 Fe D值和0.2代入式(2就可以计算出不同枝晶情 W 况的C-276合金在不同温度下进行均匀化处理所 0 0.2 040.6 0.8 1.0 需要的时间，计算结果如图4所示，可作为选择均匀 液相质量分数 化工艺的标准.由图可见：在一定原始枝晶尺寸的 图3C-276合金凝固过程中液相分数与元素再分配的关系曲线 Fig 3 Ekment redistribution as a function of liuid fraction during 情况下，随着均匀化温度升高，所需均匀化时间逐渐 o日ifcation ofC-276apy 缩短；原始枝晶尺寸越大，均匀化所需温度越高，时 间相对也越长， 生产的指导意义不大.目前比较常用的通过元素偏 1350 析来评价均匀化工艺合理性的方法是残余偏析指 1300 数和均匀化动力学方程，二者表达形式不一， 100um 1250 110μm 但本质基本相同可，而且都可以在己知原始偏析情 1200 120130m140m150um 况的情况下推测出达到均匀化所需要的温度和相应 的时间，从而达到指导制定均匀化工艺的目的.本 文使用的是残余偏析指数模型.如2.2节所述，在 1100S0um 60um C-276合金铸锭中，M的偏析最严重，因此以下对 70 um 1050 80 um 均匀化过程的计算只针对M元素的扩散. 90 um 10006 10 20 30 40 加热温度和保温时间是制定均匀化退火制度的 时间h 最重要的两个参数.Het指出，在具有显微偏 图4残余偏析指数模型计算得出的C一276合金均匀化动力学 析的铸态组织中，固溶体内部各合金组元的浓度沿 曲线 枝晶间的分布大多呈周期性变化。这种变化近似符 Fg 4 Calculated kinetic homogenizing curves ofC-276 ingots by the 合余弦分布，可用下式表示： resiual segrega tin param etermode] C(刘=C4AGm交xe_4D (1) 2 L E 在选择均匀化温度时，一般要低于初熔点的温 式中，C(为位置处的元素浓度，为平均浓度， 度而高于有害析出相的析出温度(1165~1360℃). △G为最高浓度或最低浓度与平均浓度之差，为 一方面温度不能过低，既要消除己有有害相，又要避 枝晶间距，D为扩散系数，为均匀化时间.为了更 免锻造时产生新的有害相，同时也不能时间过长而 清楚地说明扩散效果，只取浓度最高点和最低点，即 增加生产成本；另一方面，温度也不能太高，否则晶 -0及=L2这时式(1可以变为： 粒过于粗大，甚至熔化，也会影响后期的热加工.因 G-Gn 此通过综合考虑，本文选择1170℃和1200℃两个 -Cnx一Cnn (2) 实验温度，根据C276合金的平均枝晶间距最大部 式中，定义为残余偏析指数，Cm、Cm分别为经均 位R/2处I=117.0μ四按图4可以读出分别需要 匀化处理后的最高浓度和最低浓度，Comax Com为原 约20和15b最终选择表2所示的四种均匀化实 铸态的最高和最低浓度值（对于MO元素，即为枝晶 验制度，其中添加的两个温度下10的制度作为对 间和枝晶干的元素浓度，.D作为目标元素在某一 比实验 温度下的扩散系数可以用下式表示： 2.4均匀化实验效果 -n网母 24.1显微组织与偏析 (3) 经过四种均匀化实验后的铸锭组织、元素偏析 式中，D为扩散常数，Q为元素扩散激活能R为摩 情况和晶粒尺寸如表4所示.从表中可以看出，结

第 5期 朱冠妮等:镍基耐蚀合金 C--276铸锭元素偏析和均匀化工艺 图 3 C--276合金凝固过程中液相分数与元素再分配的关系曲线 Fig.3 Elementredistributionasafunctionofliquidfractionduring solidificationofC-276 alloy 生产的指导意义不大 .目前比较常用的通过元素偏 析来评价均匀化工艺合理性的方法是残余偏析指 数 [ 11] 和均匀化动力学方程 [ 12] ,二者表达形式不一 , 但本质基本相同 [ 13] ,而且都可以在已知原始偏析情 况的情况下推测出达到均匀化所需要的温度和相应 的时间 ,从而达到指导制定均匀化工艺的目的.本 文使用的是残余偏析指数模型.如 2.2节所述, 在 C--276合金铸锭中 , Mo的偏析最严重, 因此以下对 均匀化过程的计算只针对 Mo元素的扩散. 加热温度和保温时间是制定均匀化退火制度的 最重要的两个参数 .Hillert [ 14] 指出, 在具有显微偏 析的铸态组织中 ,固溶体内部各合金组元的浓度沿 枝晶间的分布大多呈周期性变化, 这种变化近似符 合余弦分布 ,可用下式表示 : C(x)=C+ 1 2 ΔC0 cos 2πx L exp - 4π 2 L 2 Dt (1) 式中, C(x)为 x位置处的元素浓度 , C为平均浓度 , ΔC0 为最高浓度或最低浓度与平均浓度之差 , L为 枝晶间距, D为扩散系数 , t为均匀化时间.为了更 清楚地说明扩散效果 ,只取浓度最高点和最低点,即 x=0及 x=L/2,这时式(1)可以变为 : δ= Cmax -Cmin C0max -C0min =exp - 4π 2 L 2 Dt (2) 式中, δ定义为残余偏析指数 , Cmax、Cmin分别为经均 匀化处理后的最高浓度和最低浓度, C0max、C0min为原 铸态的最高和最低浓度值(对于 Mo元素, 即为枝晶 间和枝晶干的元素浓度 ).D作为目标元素在某一 温度下的扩散系数,可以用下式表示 : D=D0 exp - Q RT (3) 式中, D0 为扩散常数 , Q为元素扩散激活能, R为摩 尔气体常量, T为热力学温度 . 使用 Thermo--Calc软件和配套的 DICTRA动力 学软件包可以计算求得 Mo在 C--276合金中 1 000 ～ 1 350 ℃下的D0 =3.64 ×10 -6 m 2 ·s -1 , Q=239.9 kJ. 根据式(2)可知 ,当残余偏析指数 δ等于 0时为 理论的完全均匀化, 但通常情况下认为 δ达到 0.2 时, 即可达到工业标准 [ 13] .所以,将式 (3)计算出的 D值和 δ=0.2代入式 (2)就可以计算出不同枝晶情 况的 C--276合金在不同温度下进行均匀化处理所 需要的时间,计算结果如图 4所示 ,可作为选择均匀 化工艺的标准 .由图可见:在一定原始枝晶尺寸的 情况下,随着均匀化温度升高 ,所需均匀化时间逐渐 缩短 ;原始枝晶尺寸越大, 均匀化所需温度越高, 时 间相对也越长 . 图 4 残余偏析指数模型计算得出的 C--276合金均匀化动力学 曲线 Fig.4 CalculatedkinetichomogenizingcurvesofC-276 ingotsbythe residualsegregationparametermodel 在选择均匀化温度时, 一般要低于初熔点的温 度而高于有害析出相的析出温度 (1165 ～ 1 360℃). 一方面温度不能过低,既要消除已有有害相 ,又要避 免锻造时产生新的有害相, 同时也不能时间过长而 增加生产成本 ;另一方面, 温度也不能太高, 否则晶 粒过于粗大,甚至熔化, 也会影响后期的热加工 .因 此通过综合考虑, 本文选择 1 170 ℃和 1 200 ℃两个 实验温度 ,根据 C--276合金的平均枝晶间距最大部 位 R/2处 L=117.0 μm,按图 4可以读出分别需要 约 20 h和 15 h.最终选择表 2所示的四种均匀化实 验制度,其中添加的两个温度下 10 h的制度作为对 比实验. 2.4 均匀化实验效果 2.4.1 显微组织与偏析 经过四种均匀化实验后的铸锭组织 、元素偏析 情况和晶粒尺寸如表 4所示.从表中可以看出, 结 · 631·

。632 北京科技大学学报 第32卷 果表现出的规律基本符合2.2节动力学计算的结 算时依据的只是一次枝晶间距，而且目标残余偏析 果，温度越高，时间越长，枝晶和元素偏析消除的程 指数设定为0.2所以最终得到的组织都还不同程 度越高.其中，1170℃/20h和1200℃/15h即按残 度地存在残余枝品，但实测结果显示残余偏析指数 余偏析指数模型计算出的均匀化制度，效果比较理 实际均降至0.1以下，基本可以达到改善热加工塑 想，而1170℃10h制度下效果相对较差.由于计 性的目的. 表4C-276合金经不同均匀化制度后的组织及偏析情况 Table 4 Microstruetures and segregation of C-276 alloy after different homogenizing trealments 均匀化制度 1170℃/10h 1170℃/20h 1200℃/10h 1200℃/15h 显微组织 200m 200um 平均偏析系数，X 1.021 1.016 1.017 1.007 残余偏析指数，6 0.093 0.080 0.087 0.041 品粒尺寸/μm 239.537 320.652 272.003 379.609 另外，不同的均匀化制度下，合金的晶粒尺寸也 如未均匀化的严重，说明消除枝晶和成分偏析确实 有所不同：而且随温度升高，时间增长，晶粒长大的 可以改善合金的热加工塑性.值得注意的是：表4 幅度也比较明显.这些区别可能会成为残余偏析程 中1200℃/15垢试样的残余偏析程度最小，枝晶 度之外影响热加工塑性的另一因素. 消融度也最高，理应具有最好的塑性：但是从图5中 2.42热加工塑性 可以看到，其表面却出现了较明显的长裂纹（表面 采用均匀化处理的目的之一就是改善铸锭的热 裂纹用方框标出，而且表面扭曲也比较严重.结合 加工性，不同的均匀化实验后得到不同的组织形态， 表中的组织特征，可以判断这一现象很可能是由 需要进一步通过模拟热加工实验来检验其效果的好 于晶粒过分长大而造成的，个别晶粒甚至达到了 坏.本文利用Gb试验机对原始试样和四种均 1咗右，这势必造成塑性急剧下降，对裂纹处的 匀化后的试样进行1150℃下应变速率10s、变形 显微组织分析也可以看到（图6，虽然消除偏析后 量30%的热压缩实验来模拟合金的空气锤快锻过 变形己无有害相产生，但是裂纹多沿大晶粒的晶界 程.压缩后各试样的外形如图5所示.由图可见：未 扩展.这是因为在一定的体积内，细晶粒金属的晶 经均匀化处理的试样出现了明显的开裂：经四种均 粒数目比粗晶粒金属的多，因而塑性变形时位向有 匀化实验后的试样的塑性有了明显的改善，尤其是 利的晶粒也较多，变形能较均匀地分散到各个晶粒 1170℃20h处理后的试样表面较光滑，也没有开 上；又从每个晶粒的应变分布来看，细晶粒时晶界的 裂，其他三个试样都发生了不同程度的开裂但远不 影响区域相对加大，使得晶粒心部的应变与晶界处 (a) d 图5C-276经不同均匀化制度后Geb热压缩实验样品形貌(1150℃10~30%1()未均匀化：(b)1170℃10b(91170℃/ 20g(d1200℃10b(91200℃15h Fig 5 PhopsofGkeble cmpressed C276 saples afer different homcgenizing treament 1 150C,105130%)(a)without honcgenizatiop (b)1170℃10b(c91170℃/20b(1200℃/10b(91200℃15h

北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 果表现出的规律基本符合 2.2节动力学计算的结 果 ,温度越高 ,时间越长 , 枝晶和元素偏析消除的程 度越高 .其中, 1170 ℃/20h和 1 200℃/15 h,即按残 余偏析指数模型计算出的均匀化制度, 效果比较理 想 ,而 1 170 ℃/10 h制度下效果相对较差.由于计 算时依据的只是一次枝晶间距, 而且目标残余偏析 指数设定为 0.2, 所以最终得到的组织都还不同程 度地存在残余枝晶 ,但实测结果显示残余偏析指数 实际均降至 0.1 以下 ,基本可以达到改善热加工塑 性的目的 . 另外,不同的均匀化制度下 ,合金的晶粒尺寸也 有所不同;而且随温度升高, 时间增长, 晶粒长大的 幅度也比较明显 .这些区别可能会成为残余偏析程 度之外影响热加工塑性的另一因素. 2.4.2 热加工塑性 图 5 C--276经不同均匀化制度后 Gleeble热压缩实验样品形貌 (1 150℃, 10s-1 , 30%).(a)未均匀化;(b)1 170℃/10h;(c)1 170℃/ 20h;(d)1 200℃/10h;(e)1 200℃/15h Fig.5 PhotosofGleeblecompressedC-276 samplesafterdifferenthomogenizingtreatments(1 150℃, 10s-1 , 30%):(a)withouthomogenization; (b)1 170℃/10h;(c)1 170℃/20h;(d)1 200℃/10h;(e)1 200℃/15h 采用均匀化处理的目的之一就是改善铸锭的热 加工性 ,不同的均匀化实验后得到不同的组织形态 , 需要进一步通过模拟热加工实验来检验其效果的好 坏 .本文利用 Gleeble试验机对原始试样和四种均 匀化后的试样进行 1 150 ℃下应变速率 10 s -1 、变形 量 30%的热压缩实验来模拟合金的空气锤快锻过 程 .压缩后各试样的外形如图 5所示.由图可见:未 经均匀化处理的试样出现了明显的开裂;经四种均 匀化实验后的试样的塑性有了明显的改善 , 尤其是 1 170℃/20 h处理后的试样表面较光滑 ,也没有开 裂 ,其他三个试样都发生了不同程度的开裂,但远不 如未均匀化的严重 ,说明消除枝晶和成分偏析确实 可以改善合金的热加工塑性 .值得注意的是:表 4 中 1 200 ℃/15 h后试样的残余偏析程度最小, 枝晶 消融度也最高 ,理应具有最好的塑性;但是从图 5中 可以看到 ,其表面却出现了较明显的长裂纹 (表面 裂纹用方框标出), 而且表面扭曲也比较严重.结合 表 4中的组织特征 , 可以判断这一现象很可能是由 于晶粒过分长大而造成的 , 个别晶粒甚至达到了 1 mm左右 ,这势必造成塑性急剧下降, 对裂纹处的 显微组织分析也可以看到 (图 6), 虽然消除偏析后 变形已无有害相产生 ,但是裂纹多沿大晶粒的晶界 扩展 .这是因为在一定的体积内, 细晶粒金属的晶 粒数目比粗晶粒金属的多, 因而塑性变形时位向有 利的晶粒也较多, 变形能较均匀地分散到各个晶粒 上;又从每个晶粒的应变分布来看 ,细晶粒时晶界的 影响区域相对加大 ,使得晶粒心部的应变与晶界处 · 632·

第5期 朱冠妮等：镍基耐蚀合金C-276铸锭元素偏析和均匀化工艺 ·633 的应变的差异减小，所以较细的晶粒可以使变形力 参考文献 均匀地分散.大晶粒由于变形不均匀会引起应力集 [I]YangR C W ang H Zheng L P et a]Characteristics and re 中，从而在更小的变形量就引发金属断裂 search trends of hgh peromance Nibase corosion esistant al bys MaterRey 2001 15(11):21 (杨瑞成王晖，郑丽平，等。高性能镍基耐蚀合金的特性与 研究动向.材料导报.2001,15(11)：21) I2 Zheng L.Gu CQ Zheng Y B Invest gation of the solidification behavior of a new Ru_contanng cast Nibase superalby with hh W content ScrptaMater 2004 50(4):435 [3 Sem atnSL Krmb R C Tumer R E et al Analysis of the honogenizat in of a nickeLbase superalby Scripn Maer 2004 51(6,491 200um [4 KrabR C Antny MM Som atin SL Honogenization of a nickelbase superalby ingt ma tera]Scrpt Ma ter 2006 54 图6C-276经1200℃/15h均匀化后G1e热压缩实验显微组 (9为1645 织 [5 WangL Dang JX ZhangM C et a]Variation of liquid compa Fig 6 Microstrucure of a Gleeble compressed C-276 sample after sition and its e ffects o re lative Ray legh number during solidifica Homogeniaed at1 200C fr 15 h tion of wo kinds ofNiCrCo based superalbys Foundry Technol 200728(6片766 综上所述，在制定均匀化制度时不能单纯追求 (王玲，董建新张麦仓，等两种NC上C墓高温合金的凝固 枝晶和成分偏析消除的程度.如果均匀化温度过高 偏析及其对R心数的影响铸造技术，2D0728(6:766) 或时间过长造成晶粒过大，同样也会影响到加工塑 【 Tian Y L.Wang L Dang JX et al Microsegrega tion ofGH742 性.当然如果偏析消除程度不够也不能达到均匀 ngot and the ekment distribution during homogen izing team ent RaeMetMater Eng 2006 35(8);1315 化的效果，例如，图5中1170℃和1200℃下10后 (田玉亮王玲，董建新，等.Gh42铸锭偏析及均匀化过程 的试样也发生了表面开裂.因此综合考虑均匀化后 中元素分布规律.稀有金属材料与工程200635(8，：315) 试样的组织情况和恒温压缩后试样的开裂情况，在 [7 Li JG Yu J J Zhao NR et a]Microsegregaton behavor of 现有的锻造工艺下，认为1170℃下20h是针对C nickelbase superalby J Ion SteelRes 2003 15(7)260 (李金国。于金江，赵乃仁，等.一种镍基高温合金的显微偏 276合金较为理想的均匀化制度.根据实验结果，在 析行为.钢铁研究学报.20B15(7)片260) 实际生产中对经过1170℃加热20h均匀化处理后 8 Sun X F Yin F S LiJG etal Solidification behavor of cast 的铸坯在1150℃进行锻造，发现与未经均匀化直接 Nickelbase supel AcaMen ll Sin 2003 39(1)27 锻造的情况相比，开坯率有了明显改善，说明该均匀 (孙晓峰，殷风仕。李金国。等.一种铸造镍基高温合金的凝 固行为.金属学报200339(1)27) 化制度是可行、有效的 [9 Xiong YH LiP J YangAM et a]Effects of foundo varabkes 3结论 and refners on strucues of superalby K4169 Acta Mell Sin 200238(5,534 (1)均匀化前C-276合金铸锭具有明显的枝 (熊玉华李培杰，杨爱民，等.铸造工艺参数和细化剂对 K4169高温合金铸态组织的影响.金属学报。200238(5为 晶组织，R2处枝晶间距最大：偏析最严重的元素是 534) M9在枝晶间富集；析出相主要是MC型碳化物. [10 Kearsey RM Beddoes JC JonesP etal Conpositional design 另外，锻造会诱使“相在M的聚集处析出，并严重 consierations fr micosegregation in single costal superalby 影响热加工塑性， syskms Intemetallics 2004 12(7-9)903 (2)运用残余偏析指数模型，可以根据枝晶间 [11]Long Z D Ma P L Zhang Z Y Honcgenizing trea ments of N706 alby billet J Iion SteelRes 1997 31(1)714 距和元素的扩散系数，计算出不同温度下均匀化达 (龙正东，马培立，仲增墉.四06合金锭的均匀化处理.钢 到要求所需要的时间，实验证明该模型可以用于指 铁研究学报。199731(1：714) 导制定均匀化制度. [1 Tan Y L.W angL Dong JX etal Micosegregation ofGH742 (3)综合考虑均匀化后偏析消除情况和晶粒长 ngot and the elementdistrbutin durng honggenizing team ent 大情况。结合Gle©b试验机模拟锻造加工的结果， RaeMetMawerEng 2006 35(8):1315 (田玉亮王玲，董建新，等.Gh42铸锭偏析及均匀化过程 确定1170℃下加热20h是C-276合金较为理想的 中元素分布规律稀有金属材料与工程200635(8,1315) 均匀化制度. (下转第656页)

第 5期 朱冠妮等:镍基耐蚀合金 C--276铸锭元素偏析和均匀化工艺 的应变的差异减小, 所以较细的晶粒可以使变形力 均匀地分散 .大晶粒由于变形不均匀会引起应力集 中 ,从而在更小的变形量就引发金属断裂 [ 15] . 图 6 C-276经 1 200℃/15h均匀化后 Gleeble热压缩实验显微组 织 Fig.6 MicrostructureofaGleeblecompressedC-276 sampleafter homogenizedat1 200℃ for15h 综上所述 , 在制定均匀化制度时不能单纯追求 枝晶和成分偏析消除的程度 .如果均匀化温度过高 或时间过长造成晶粒过大 , 同样也会影响到加工塑 性 .当然, 如果偏析消除程度不够也不能达到均匀 化的效果,例如, 图 5中 1 170 ℃和 1200℃下 10h后 的试样也发生了表面开裂 .因此综合考虑均匀化后 试样的组织情况和恒温压缩后试样的开裂情况 ,在 现有的锻造工艺下, 认为 1 170 ℃下 20 h是针对 C-- 276合金较为理想的均匀化制度.根据实验结果,在 实际生产中对经过 1 170 ℃加热 20 h均匀化处理后 的铸坯在 1150℃进行锻造 ,发现与未经均匀化直接 锻造的情况相比 ,开坯率有了明显改善,说明该均匀 化制度是可行、有效的 . 3 结论 (1)均匀化前 C--276合金铸锭具有明显的枝 晶组织 , R/2处枝晶间距最大 ;偏析最严重的元素是 Mo,在枝晶间富集 ;析出相主要是 M6C型碳化物 . 另外,锻造会诱使 μ相在 Mo的聚集处析出 ,并严重 影响热加工塑性 . (2)运用残余偏析指数模型, 可以根据枝晶间 距和元素的扩散系数, 计算出不同温度下均匀化达 到要求所需要的时间, 实验证明该模型可以用于指 导制定均匀化制度. (3)综合考虑均匀化后偏析消除情况和晶粒长 大情况, 结合 Gleeble试验机模拟锻造加工的结果 , 确定 1 170 ℃下加热 20 h是 C--276合金较为理想的 均匀化制度 . 参 考 文 献 [ 1] YangRC, WangH, ZhengLP, etal.Characteristicsandre￾searchtrendsofhighperformanceNi-basecorrosionresistantal￾loys.MaterRev, 2001, 15(11):21 (杨瑞成, 王晖, 郑丽平, 等.高性能镍基耐蚀合金的特性与 研究动向.材料导报, 2001, 15(11):21) [ 2] ZhengL, GuCQ, ZhengYR.Investigationofthesolidification behaviorofanewRu-containingcastNi-basesuperalloywithhigh W content.ScriptaMater, 2004, 50(4):435 [ 3] SemiatinSL, KrambRC, TurnerRE, etal, Analysisofthe homogenizationofanickel-basesuperalloy.ScriptaMater, 2004, 51(6):491 [ 4] KrambRC, AntonyM M, SemiatinSL.Homogenizationofa nickel-basesuperalloyingotmaterial.ScriptaMater, 2006, 54 (9):1645 [ 5] WangL, DongJX, ZhangMC, etal.Variationofliquidcompo￾sitionanditseffectsonrelativeRayleighnumberduringsolidifica￾tionoftwokindsofNi-Cr-Cobasedsuperalloys.FoundryTechnol. 2007, 28(6):766 (王玲, 董建新, 张麦仓, 等.两种 Ni--Cr-Co基高温合金的凝固 偏析及其对 Rayleigh数的影响.铸造技术, 2007, 28(6):766) [ 6] TianYL, WangL, DongJX, etal.MicrosegregationofGH742 ingotandtheelementdistributionduringhomogenizingtreatment. RareMetMaterEng, 2006, 35(8):1315 (田玉亮, 王玲, 董建新, 等.GH742铸锭偏析及均匀化过程 中元素分布规律.稀有金属材料与工程, 2006, 35(8):1315) [ 7] LiJG, YuJJ, ZhaoNR, etal.Microsegregationbehaviorof nickel-basesuperalloy.JIronSteelRes, 2003, 15(7):260 (李金国, 于金江, 赵乃仁, 等.一种镍基高温合金的显微偏 析行为.钢铁研究学报, 2003, 15(7):260) [ 8] SunXF, YinFS, LiJG, etal.Solidificationbehaviorofcast Nickel-basesuperalloy.ActaMetallSin, 2003, 39(1):27 (孙晓峰, 殷凤仕, 李金国, 等.一种铸造镍基高温合金的凝 固行为.金属学报, 2003, 39(1):27) [ 9] XiongYH, LiPJ, YangAM, etal.Effectsoffoundryvariables andrefinersonstructuresofsuperalloyK4169.ActaMetallSin, 2002, 38(5):534 (熊玉华, 李培杰, 杨爱民, 等.铸造工艺参数和细化剂对 K4169高温合金铸态组织的影响.金属学报, 2002, 38(5): 534) [ 10] KearseyRM, BeddoesJC, JonesP, etal.Compositionaldesign considerationsformicrosegregationinsinglecrystalsuperalloy systems.Intermetallics, 2004, 12(7-9):903 [ 11] LongZD, MaPL, ZhongZY.Homogenizingtreatmentsof IN706 alloybillet.JIronSteelRes, 1997, 31(1):714 (龙正东, 马培立, 仲增墉.In706合金锭的均匀化处理.钢 铁研究学报, 1997, 31(1):714) [ 12] TianYL, WangL, DongJX, etal.MicrosegregationofGH742 ingotandtheelementdistributionduringhomogenizingtreatment. RareMetMaterEng, 2006, 35(8):1315 (田玉亮, 王玲, 董建新, 等.GH742铸锭偏析及均匀化过程 中元素分布规律.稀有金属材料与工程, 2006, 35(8):1315) (下转第 656页) · 633·

。656 北京科技大学学报 第32卷 (胡康雷.方轴零件的楔横轧辊型曲线理论研究【学位论文] neering Beijing Hgher Educat on Press 2007 北京：北京科技大学，20①8) (李瑰贤.空间几何建模及工程应用.北京：高等教有出版 [9 HeT Sudy of theKey Technopgeson heAcura eShaping ofEc 社.2007) cntric Shaft wih Cross Wedge Rolling[D isenaton.Beijng [11]Pater Z Fnite ekment analsis of cross wedge rolling J Ma ter University of Science and Technobgy Beijng 2008 PocesTechnQl 2006 173(2):201 何涛.偏心轴类件楔横轧成形关键技术研究[学位论文]. [12 Pater Z BamickiJ Samok G Numerical male ling of coss 北京：北京科技大学，20⑩8) wedge rolling process ofballp JMa ter Poces Technol 2005 10]LiG X SPatialGemetryModeling and Its Application n Engi 164/1651235 (上接第633页) 13]MeiSY Zheng L MengZ B etal Micosegrgaticn and hon 1984 ogenization ofGH105 superalby ingot J Univ Sci Technol Bei (HrtA合金扩散和热力学.赖和怡，刘国勋，译.北京： jng200931(6:714 治金工业出版社.1984) (梅声勇，郑磊蒙肇斌等.GH05合金铸锭元素偏析和均 [15 Yu HQ Chen JD Principks ofMemlFom ng Beijng China 匀化工艺.北京科技大学学报。200931(6：714) Machine Press 1999 14]HillenA Difuson and Themolynan ics ofAlby Transhed by (俞汉清，陈金德.金属塑性成形原理。北京：机械工业出版 LaiH Y and Liu G X Beijing Met llugical hdustry Press 社，1999)

北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 (胡康雷.方轴零件的楔横轧辊型曲线理论研究 [ 学位论文] . 北京:北京科技大学, 2008) [ 9] HeT.StudyoftheKeyTechnologiesontheAccurateShapingofEc￾centricShaftwithCrossWedgeRolling[ Dissertation] .Beijing: UniversityofScienceandTechnologyBeijing, 2008 (何涛.偏心轴类件楔横轧成形关键技术研究 [ 学位论文] . 北京:北京科技大学, 2008) [ 10] LiGX.SpatialGeometryModelingandItsApplicationinEngi￾neering.Beijing:HigherEducationPress, 2007 (李瑰贤.空间几何建模及工程应用.北京:高等教育出版 社, 2007) [ 11] PaterZ.Finiteelementanalysisofcrosswedgerolling.JMater ProcessTechnol, 2006, 173(2):201 [ 12] PaterZ, BartnickiJ, SamolykG.Numericalmodelingofcross￾wedgerollingprocessofballpin.JMaterProcessTechnol, 2005, 164 /165:1235 (上接第 633页) [ 13] MeiSY, ZhengL, MengZB, etal.Microsegregationandhom￾ogenizationofGH105 superalloyingot.JUnivSciTechnolBei￾jing, 2009, 31(6):714 (梅声勇, 郑磊, 蒙肇斌, 等.GH105合金铸锭元素偏析和均 匀化工艺.北京科技大学学报, 2009, 31(6):714) [ 14] HillertA.DiffusionandThermodynamicsofAlloy.Translatedby LaiH YandLiuGX.Beijing:MetallurgicalIndustryPress, 1984 (HillertA.合金扩散和热力学.赖和怡, 刘国勋, 译.北京: 冶金工业出版社, 1984) [ 15] YuHQ, ChenJD.PrinciplesofMetalForming.Beijing:China MachinePress, 1999 (俞汉清, 陈金德.金属塑性成形原理.北京:机械工业出版 社, 1999) · 656·