李郑周等：热处理对四代核电用镍基合金薄壁管组织与性能的影响 ·573· 100 3.0 2.5 液相 2.0 60 液相 % 1.0 0.5 MC- 0 900 1000 110012001300 1400 900 1000 11001200 1300 1400 温度℃ 温度℃ 图1GH3535合金热力学平衡相图 Fig.I Thermodynamic phase diagram of GH3535 alloy C,A是Fe、Ni、Co等元素，B是Mo、W等元素，具有 长，900℃保温18.5min后才开始逐渐析出.由此可 复杂的面心立方结构，根据合金基体成分，其化学成 见，在GH3535合金热处理过程中尤其需要注意在 分一般可在M,C到M3C范围内变化2].图2为 1200℃附近范围合金微观组织及其力学性能的 M,C型碳化物在不同温度下平衡组分的原子分数， 变化. 可以看出，碳化物中的M以Mo、Ni为主并含有少量 1400 的Cr、Fe元素及微量的Si,并且随着平衡温度的降 -MC 低，Mo、Fe含量增加并排除一分部的Ni、Cr元素.C 1300 析出质量分数为0,2% 的原子分数在不同温度下保持不变.以1180℃和 1200 -1200℃ 1100℃为例，在1180℃时合金中的M.C型碳化物 的元素组成为Ni22Cra4Fem.sSia.mMo3.2C,而在 1100 1100℃时碳化物的元素组成则改变为Ni2gCra4 Fe0.11Sio.o02 Mo3C. 1000 50 1 Mo 100 10 102 时间/min 40 图3MC型碳化物TTT曲线 Ni 30 Fig.3 TTT curve of MC carbides 20 当碳化物以颗粒状在晶界呈不连续析出时，通 C 常会对合金的持久强度和塑性的提高有益.若M,C 10 Cr 在晶界或孪晶界以魏氏组织分布，则会明显降低合 Fe 金的塑性.M,C的分布与形态对合金力学性能有明 900 1000 11001200 1300 1400 显影响，因此在研究GH3535合金力学性能及耐蚀 温度℃ 性能时不能忽略M。C的影响. 图2不同温度下MC碳化物的成分 2.2热处理前微观组织 Fig.2 Chemical compositions of M.C carbides at different tempera- 图4为热挤压荒管的纵向微观组织照片，可以 tures 看出，经过热挤压后合金发生了充分的动态再结晶 由于以上的计算只是针对热力学的平衡计算， 和晶粒长大，呈现出尺寸相当的等轴品，平均晶粒尺 而在实际析出相的析出行为还必须考虑到其析出动 寸为152um,并且可以看到较多平直的退火孪晶. 力学问题，为此计算了M。C碳化物的温度时间转变 另外，基体中存在沿热挤压方向呈条带状分布的析 (TTT)曲线，如图3所示.由图可知，M,C相析出新 出相，结合平衡相图和能谱分析可知其为富Mo的 对应的鼻尖温度为1200℃，在此温度下M。C析出 M,C型碳化物.由于挤压温度在1100~1200℃，M6 时间最短.随着温度降低，MC的析出时间大大延 C型碳化物在此温度范围内不能完全回溶，因此在李郑周等: 热处理对四代核电用镍基合金薄壁管组织与性能的影响 图 1 GH3535 合金热力学平衡相图 Fig. 1 Thermodynamic phase diagram of GH3535 alloy C,A 是 Fe、Ni、Co 等元素,B 是 Mo、W 等元素,具有 复杂的面心立方结构,根据合金基体成分,其化学成 分一般可在 M3 C 到 M13 C 范围内变化[12] . 图 2 为 M6C 型碳化物在不同温度下平衡组分的原子分数, 可以看出,碳化物中的 M 以 Mo、Ni 为主并含有少量 的 Cr、Fe 元素及微量的 Si,并且随着平衡温度的降 低,Mo、Fe 含量增加并排除一分部的 Ni、Cr 元素. C 的原子分数在不同温度下保持不变. 以 1180 益 和 1100 益为例,在 1180 益 时合金中的 M6 C 型碳化物 的元素组成为 Ni 2郾 22 Cr0郾 48 Fe0郾 08 Si 0郾 002 Mo3郾 22 C,而在 1100 益时碳化物的元素组成则改变为 Ni 2郾 18 Cr0郾 44 Fe0郾 11Si 0郾 002Mo3郾 29C. 图 2 不同温度下 M6C 碳化物的成分 Fig. 2 Chemical compositions of M6 C carbides at different tempera鄄 tures 由于以上的计算只是针对热力学的平衡计算, 而在实际析出相的析出行为还必须考虑到其析出动 力学问题,为此计算了 M6C 碳化物的温度时间转变 (TTT)曲线,如图 3 所示. 由图可知,M6C 相析出所 对应的鼻尖温度为 1200 益 ,在此温度下 M6 C 析出 时间最短. 随着温度降低,M6 C 的析出时间大大延 长,900 益保温 18郾 5 min 后才开始逐渐析出. 由此可 见,在 GH3535 合金热处理过程中尤其需要注意在 1200 益 附近范围合金微观组织及其力学性能的 变化. 图 3 M6C 型碳化物 TTT 曲线 Fig. 3 TTT curve of M6C carbides 当碳化物以颗粒状在晶界呈不连续析出时,通 常会对合金的持久强度和塑性的提高有益. 若 M6C 在晶界或孪晶界以魏氏组织分布,则会明显降低合 金的塑性. M6C 的分布与形态对合金力学性能有明 显影响,因此在研究 GH3535 合金力学性能及耐蚀 性能时不能忽略 M6C 的影响. 2郾 2 热处理前微观组织 图 4 为热挤压荒管的纵向微观组织照片,可以 看出,经过热挤压后合金发生了充分的动态再结晶 和晶粒长大,呈现出尺寸相当的等轴晶,平均晶粒尺 寸为 152 滋m,并且可以看到较多平直的退火孪晶. 另外,基体中存在沿热挤压方向呈条带状分布的析 出相,结合平衡相图和能谱分析可知其为富 Mo 的 M6C 型碳化物. 由于挤压温度在 1100 ~ 1200 益 ,M6 C 型碳化物在此温度范围内不能完全回溶,因此在 ·573·