。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·