GH4169G合金是在GH4169合金基礎上，添加了適量P、B元素進行微合金化發(fā)展而成的一種先進合金[1,2],該合金在保持了GH4169合金優(yōu)異綜合使用性能的同時，顯著延長了650℃的使用壽命，同時將使用溫度提高了30℃[3,4]，已成功應用于航空發(fā)動機的關鍵結構件[5] 目前，關于GH4169G合金的研究主要集中在熱變形行為及變形后組織和熱處理工藝等方面[6~8]，在冶煉工藝方面的研究報道較少 同其他先進變形高溫合金一樣，GH4169G 合金采用“真空感應+保護氣氛電渣重熔+真空自耗重熔”三聯(lián)冶煉工藝生產(chǎn) 盡管三聯(lián)冶煉工藝已實現(xiàn)工業(yè)化生產(chǎn)，但與國外相比，技術成熟度較低，冶煉過程中產(chǎn)生的非金屬夾雜物等缺陷較多，嚴重影響合金的服役性能 因此，研究不同冶煉工藝條件對合金錠組織及夾雜物的影響有重要意義

電渣重熔(ESR)作為三聯(lián)冶煉工藝的中間工序，具有降低雜質元素和大塊夾雜物等含量、消除真空感應熔煉(VIM)鑄錠中的縮孔等缺陷、有效提高真空自耗(VAR)電極的質量以及降低高溫合金出現(xiàn)白斑的概率[9,10]等優(yōu)點 其中，熔速作為ESR技術的關鍵參數(shù)之一，會在很大程度上影響合金的宏微觀組織及表面質量[11,12]，但對鑄錠純凈度方面的影響程度及機理仍存在爭議 Ahmadi S[13]認為提高熔速會使夾雜物穿過渣池的頻率變快，導致夾雜物數(shù)量增多 Shi X等[14]研究了實驗室尺寸下的IN718合金鑄錠，發(fā)現(xiàn)提高熔速有利于渣-金界面反應和熔渣吸附作用的動力學條件，減少鑄錠中的夾雜物含量 Liu Y等[15]認為增加ESR熔速時，會導致電極增氧嚴重，因而降低鑄錠純凈度，但沒有考慮保護氣氛的影響 Shi C B等[16]發(fā)現(xiàn)保護氣氛電渣重熔(PESR)后的工具鋼鑄錠，由于渣中氧勢較金屬熔池高，鑄錠中的氧含量顯著增加，但熔速對鑄錠的除雜效率，夾雜物尺寸及分布情況的影響較小

目前，數(shù)值模擬已成為預測熔煉過程中溶質傳輸及凝固演變的重要手段[17] Huang X C等[18]和Wang Q等[19]建立了ESR瞬態(tài)模型，主要研究熔速變化對不同尺寸及密度夾雜物的影響情況，發(fā)現(xiàn)適當增大熔速有利于提高除雜效率，但這些研究都是基于理論計算，缺乏實驗方面的驗證 Kharicha A等[20]通過實驗結合模擬的方法分析了完整電渣錠在凝固過程中不同熔速對夾雜物的影響，認為夾雜物含量隨著熔速的升高而增加，但忽視了溶質偏析對夾雜物特征的影響 此外，熔速對鑄錠純凈度方面的影響多采用實驗室尺寸鑄錠，缺乏實際生產(chǎn)過程中電渣錠與熔速和夾雜物關系的研究

本文基于氬氣保護生產(chǎn)的?430 mm GH4169G工業(yè)用電渣錠，研究了熔速對鑄錠結晶組織生長過程以及夾雜物分布規(guī)律的影響，利用MeltFlow-ESR模擬軟件，探究不同熔速下鑄錠組織演變規(guī)律及夾雜物的運動情況，為GH4169G合金重熔過程的相關工藝提供理論依據(jù)

1 實驗方法

采用12 t真空感應爐冶煉澆鑄成?320 mm GH4169G合金感應電極錠，其化學成分(質量分數(shù)，%)為：Ni 52.80，Cr 18.83，Nb 5.41，Mo 3.05，Ti 1.03，Al 0.59，C 0.04，P 0.024，B 0.008，F(xiàn)e余量 然后將其中2支感應電極在2 t氬氣保護氣氛電渣重熔爐中重熔成?430 mm鑄錠 兩支電渣鑄錠的熔速不同，其中一支鑄錠采用較低熔速(LMR-Lower Melting Rate)，另一支鑄錠在較低熔速基礎上增加1 kg/min(LMR+1 kg/min)，其它工藝參數(shù)均相同 在鑄錠尾部徑向過中心線切取約430 mm×320 mm×20 mm的縱向低倍片，在大型磨床上將徑軸面磨平并進行拋光，用CuSO4(150 g)+HCl(500 mL)+H2SO4(35 mL)溶液進行低倍組織腐蝕，再用(NH4)2SO4(10 g)+H2O(90 mL)溶液清洗試片表面，然后進行低倍組織觀察 在低倍片邊緣和中心切取30 mm×30 mm×20 mm的樣品，分析主要易偏析元素和雜質元素在鑄錠表面和心部的分布，用PW4400X射線熒光光譜儀測量合金中的Ti、Nb、Mg元素，用TCH600氧/氮/氫分析儀測定O和N含量，用IECO CS844碳硫分析儀測定S含量

沿鑄錠表面向內每隔2 mm切取一個金相試樣，共切取5個試樣，觀察分析從鑄錠表面至內部10 mm范圍內夾雜物的成分、形態(tài)和分布特征；在鑄錠邊緣、3/4R、1/2R、1/4R及中心處切取20 mm×20 mm×20 mm的金相試樣，分析不同部位的顯微組織和夾雜物分布情況 以上所有試樣均觀察縱軸向剖面 金相試樣經(jīng)SiC砂紙逐級打磨后進行機械拋光，然后用HNO3(20 mL)+HCl(60 mL)+甘油(80 mL)腐蝕液進行電解腐蝕，腐蝕電壓為3 V、時長4 s 采用Axiovert 200 MAT型金相顯微鏡（OM）和FEI INSPECT F50型掃描電子顯微鏡(SEM)分析鑄態(tài)組織和夾雜物形態(tài)特征和分布，采用FEI INSPECT F50型掃描電子顯微鏡(SEM)附帶的能譜儀(EDS)和島津1600型電子探針(EPMA)對夾雜物和其它微區(qū)成分進行分析，采用Image-Pro Plus軟件對夾雜物數(shù)量、尺寸，二次枝晶間距等進行定量分析和統(tǒng)計 采用MeltFlow-ESR軟件對二次枝晶間距和夾雜物在電渣重熔過程中的行為進行了模擬分析

2 結果與討論2.1 熔速對鑄錠宏觀組織的影響

兩種熔速下的氬氣保護GH4169G電渣錠的宏觀組織如圖1所示，它們的外側均呈典型的柱狀晶組織，心部有少量等軸晶，未見黑斑、白斑等宏觀冶金缺陷 采用與枝晶生長方向垂直的方法描繪固/液界面，測量熔池深度，如圖1所示，LMR和LMR+1 kg/min熔速對應的熔池深度分別為56 mm和67 mm，即提高熔速增大熔池深度 由圖1還可以看出，高熔速鑄錠心部的等軸晶明顯增多，且枝晶組織更細 當熔速較低時，熱量可以通過水冷結晶器充分地帶走，也就是說由鑄錠表面至心部的溫度梯度可以維持在較高的水平，這顯然有助于柱狀晶沿熱流方向由表面向內部生長 當熔速升高后，凝固速率增大，單位時間釋放出的凝固潛熱增加，沿鑄錠表面向內部的溫度梯度降低；同時如圖1所示，熔池變深，這將導致熔池周圍的熱流變得更加紊亂，不利于柱狀晶的生長，因此鑄錠心部形成了更多的等軸晶[21,22]

圖1



圖1不同熔速電渣錠宏觀組織

Fig.1Macrostructure of electroslag ingot remelted with the rates of LMR (a) and LMR+1 kg/min (b)

表1為采用化學分析法測定的電渣錠邊緣及中心處的化學成分 無論熔速高低，鑄錠邊緣和心部的S含量均<0.0005%，表明電渣重熔工藝具有良好的去S能力 在同一鑄錠中，易偏析元素Nb和Ti在中心和邊緣處的含量基本相同，Nb、Ti在不同熔速鑄錠心部和邊緣部位的含量也基本相同，表明Nb和Ti在鑄錠同一高度平面內基本不存在宏觀偏析，且熔速對Nb和Ti元素的宏觀元素偏析無明顯影響 Mg元素在不同熔速鑄錠邊緣和心部處的含量均<0.003%，說明其分布比較均勻 兩種熔速鑄錠的O含量分布基本相同，心部處含量高于邊緣處 而N含量分布則相反，低熔速鑄錠邊緣處高于心部，而高熔速鑄錠邊緣處低于心部 O和N的分布可能與氧化物和氮化物夾雜分布有一定的關系

Table 1

表1

表1不同熔速電渣錠邊緣及中心部位的化學成分

Table 1Chemical composition in the edge and center of electroslag ingots (mass fraction, %)

Melting rate	Position	Ti	Nb	Mg	N	O	S
LMR	Edge	1.03	5.35	<0.003	0.0090	0.0009	<0.0005
	Center	1.03	5.36	<0.003	0.0060	0.0014	<0.0005
LMR+1 kg/min	Edge	0.96	5.37	<0.003	0.0062	0.0009	<0.0005
	Center	0.98	5.40	<0.003	0.0071	0.0013	<0.0005

2.2 熔速對鑄錠微觀組織的影響

圖2、3分別為兩支鑄錠枝晶組織的典型形貌及定量統(tǒng)計結果 圖2中白色區(qū)域為枝晶干，黑色區(qū)域為枝晶間 由邊緣至心部，柱狀晶形態(tài)逐漸變得不明顯，這與鑄錠心部的熱流方向紊亂有關 如圖3所示，低熔速鑄錠二次枝晶間距(SDAS, Secondary Dendrite Arm Spacing)由邊緣處的62.80 μm增長到心部的96.84 μm，高熔速鑄錠二次枝晶間距由邊緣處的59.31 μm增長到心部的90.41 μm，因此隨著熔速增加，鑄錠二次枝晶間距減小

圖4a、b是利用MeltFlow-ESR軟件對兩支鑄錠局部凝固時間(LST, Local Solidification Time)的模擬結果，隨著熔速增大，鑄錠的局部凝固時間減小 研究表明，二次枝晶間距與局部凝固時間的關系符合以下公式[23]，

lgλ2=β1+β2lgLST

其中β1和β2是合金的成分參數(shù)，可以認為兩個不同熔速熔煉鑄錠的β1和β2值是相同的 因此，由于局部凝固時間LST隨熔速升高而降低，所以二次枝晶間距也隨熔速升高而降低 采用MeltFlow-ESR軟件對二次枝晶間距進行了數(shù)值模擬，其結果如圖4c、d所示，可以看出，適當增加熔速有利于提高鑄錠邊緣細晶區(qū)的分布范圍

2.3 夾雜物2.3.1 熔速對夾雜物及其分布的影響

電渣錠中的非金屬夾雜物來源有兩種，一種是來自電極的原始夾雜，其形狀通常是不規(guī)則且尺寸較大，這些夾雜物的去除主要發(fā)生在電極尖端液態(tài)金屬膜的形成和熔滴的聚集階段，即使有部分原始夾雜物沒有被渣池吸收而進入金屬熔池，也會與新生夾雜物混合碰撞并發(fā)生改性[24,25] 另一種是在凝固過程中形成的新生夾雜物，此類夾雜物通常體積小且分散均勻[26] 兩種夾雜物在金相及掃描電鏡下難以區(qū)分，因此在本實驗中對它們進行統(tǒng)一分析

圖2



圖2電渣錠微觀組織

Fig.2Microstructures of the electroslag ingots (a) LMR edge; (b) LMR R/2; (c) LMR center; (d) LMR+1 kg/min edge; (e) LMR+1 kg/min R/2; (f) LMR+1 kg/min center

圖3



圖3熔速對GH4169G電渣錠二次枝晶間距的影響

Fig.3Effects of ESR melting rate on the SDAS

低熔速和高熔速電渣錠表面不同位置處的夾雜物形貌如圖5所示 掃描電鏡能譜分析表明，圖5a和圖5e中尺寸較大且表面不平整的夾雜物可以分為兩種，襯度較淺的多為富Al、Mg、Ca、Ti型氧化物夾雜(Oxide)，襯度較深的多為富Ca型氟化物夾雜(Fluoride)，此外，大顆粒夾雜物之間彌散分布一些小顆粒夾雜物，EDS分析表明其為氮化物夾雜(Nitride)，成分列于表2中 如圖5d和圖5g所示，在鑄錠表面之下的正常組織中，夾雜物多為以氧化物為核心析出的氮化物，很難發(fā)現(xiàn)獨立存在的氧化物和氟化物 對夾雜物分布達到穩(wěn)定態(tài)的組織進行分析，發(fā)現(xiàn)氮化物通常以氧化物為異質形核核心優(yōu)先析出，而后又會作為碳化物的形核核心，形成三層包覆結構，如圖6b所示 當氧化物等異質核心數(shù)量較少時，氮化物可以從液相中獨立析出，如圖7所示 無論氮化物獨立析出或以氧化物為異質核心析出，其形態(tài)都比較規(guī)則，邊角都比較明銳，說明其是在合金凝固過程中新析出的或原有核心繼續(xù)長大的 綜上可知，氧化物夾雜對于氮化物夾雜的析出具有明顯的影響，在鑄錠邊緣，氧化物核心的密度很高，所以可見氮化物密集彌散析出的情況；在鑄錠內部，氧化物核心減少，所以氮化物也呈零星分布

圖4



圖4采用MeltFlow-ESR軟件模擬電渣重熔熔速對GH4169G鑄錠局部凝固時間及二次枝晶間距的影響

Fig.4Effects of ESR melting rate on LST and SDAS of the GH4169G alloy simulated by Meltflow-ESR software (a) LST of LMR ingot; (b) LST of LMR+1 kg/min ingot; (c) SDAS of LMR ingot; (d) SDAS of LMR+1 kg/min ingot

圖5



圖5鑄錠距表面不同位置處夾雜物分布

Fig.5Morphologies and distribution of inclusions at positions with different distances away from surface in ingots (a, b, c, d) LMR; (e, f, g) LMR+1 kg/min. (a, e) 2 mm; (b, f) 4 mm; (c, g) 6~8 mm; (d) ≥10 mm

Table 2

表2

表2GH4169G電渣錠表面夾雜物成分

Table 2Inclusions on the surface of GH4169G electroslag ingots (mass fraction, %)

Inclusion type	O	N	C	Al	Ti	Ca	F	Mg	Nb	Ni	Cr	Fe
Fluoride	29.28	-	-	9.52	13.89	9.23	15.61	5.86	-	10.61	2.69	3.31
Oxide	13.59	-	-	1.99	49.86	10.05	-	-	-	14.31	5.22	4.99
Nitride	-	18.38	5.15	-	58.37	-	-	-	14.17	2.22	1.06	0.64

在鑄錠表面附近，夾雜物數(shù)量和尺寸均隨著距鑄錠表面距離增大而迅速降低，如圖5所示 熔速對于夾雜物分布具有明顯影響，對于低熔速鑄錠，距表面10 mm后夾雜物數(shù)量降至最低，而高熔速鑄錠距表面6 mm后夾雜物數(shù)量降至最低 對鑄錠表面夾雜物數(shù)量進行統(tǒng)計分析結果如圖8所示，從鑄錠表面到心部位置，夾雜物數(shù)量呈減小后趨于穩(wěn)定的變化趨勢，高熔速鑄錠近邊緣位置單位面積內的夾雜物數(shù)量為651 個/mm2，在距邊緣位置6 mm處下降到71個/mm2并基本達到穩(wěn)定態(tài)；低熔速鑄錠近邊緣位置單位面積內的夾雜物數(shù)量為510 個/mm2，在距邊緣位置10 mm處，夾雜物數(shù)量下降到84 個/mm2并基本到穩(wěn)定態(tài) 高熔速鑄錠較低熔速鑄錠夾雜物數(shù)量的變化更顯著

進一步分析了夾雜物分布達到正常狀態(tài)后的鑄錠內部組織，結果如圖9所示 由圖9a可見，氧化物夾雜數(shù)量從邊緣到心部逐漸減少 從邊緣至1/4R處，高熔速鑄錠的氧化物數(shù)量低于低熔速鑄錠 在鑄錠心部處，高熔速鑄錠的氧化物數(shù)量又變得高于低熔速鑄錠 如圖9b所示，氮化物夾雜數(shù)量從邊緣到1/2R顯著減少，從1/2R到中心又略微增多 從邊緣到1/2R，高熔速鑄錠的氮化物夾雜低于低熔速鑄錠；從1/2R至心部，高熔速鑄錠的氮化物夾雜又變得高于低熔速鑄錠

圖8



圖8鑄錠距表面不同位置處單位面積內的夾雜物數(shù)量

Fig.8Number of inclusions per unit area at different positions of ingot from surface

圖 6



圖 6以MgO?Al2O3為核心的復合夾雜物形貌及元素分布

Fig.6Morphologies and element scanning of composite inclusions with MgO?Al2O3 core

對于夾雜物分布達到正常狀態(tài)后，其尺寸在鑄錠內部各處的分布進行了統(tǒng)計分析，結果如圖10所示 從邊緣到心部，氧化物和氮化物夾雜的尺寸均逐漸增大 但從邊緣到1/2R，尺寸增長速率較大，而從1/2R到心部尺寸增長速率顯著降低 熔速增大，鑄錠中的夾雜物尺寸減小

圖7



圖7以(Ti, Nb)N為核心的復合夾雜物形貌及元素分布

Fig.7Morphologies and element scanning of composite inclusions with (Ti, Nb) N core

2.3.2 夾雜物在電渣重熔過程中的行為及熔速的影響

利用MeltFlow-ESR模擬軟件，分析了不同熔速電渣錠中夾雜物的運動軌跡 在圖11a~d中，熔速依次增加，其中圖11b、c分別為本文采用的兩個熔速 圖中粉色實線代表密度較小的夾雜物，如部分氧化物夾雜；綠色實線代表與液態(tài)金屬密度相近的夾雜，如氮化物夾雜；藍色實線代表密度大于金屬熔池的，受熔池浮力影響較小的夾雜，如部分富鈮類夾雜 自耗電極熔化過程中液體會在電極端頭匯聚形成金屬液滴，當液滴受到的重力和洛倫茲力之和大于表面張力時，將會脫離電極端頭向下運動進入渣池 在渣池心部，由于渣池中的流場攪動，將在渣池中形成逆時針渦流；而在結晶器側壁區(qū)域的渣池，由于水冷作用較強，熱量被大量帶走，熔渣密度隨溫度下降而升高，在重力作用下形成順時針渦流 而在金屬熔池中，會受熱場、溶質場、磁場等因素共同作用，在熔池中產(chǎn)生一個順時針方向的渦流[19] 受兩種渦流作用，夾雜物會向外排出 當夾雜物運動到鑄錠外側時，由于結晶器的激冷作用導致合金迅速冷卻而使夾雜物被捕捉到鑄錠表面 因此隨著鑄錠從邊緣到心部距離的增加，夾雜物數(shù)量逐漸減少 由圖11可以看出，當熔速增加時，渣池和熔池中的渦流強度增大，對夾雜物的去除效果更好，與低熔速鑄錠相比，高熔速鑄錠表面的夾雜物數(shù)量多，深度淺，如圖5、8所示；內部的氧化物夾雜數(shù)量少(圖9a)，尺寸也小(圖10a)

圖9



圖9夾雜物沿徑向的數(shù)量分布情況

Fig.9Quantity distribution of inclusions along radial direction (a) oxide; (b) nitride

從界面能觀點出發(fā)，氧化物夾雜被熔渣吸收一般為自發(fā)過程[27]，因此氧化物夾雜的去除效率主要取決于夾雜物與熔渣接觸的機會，即金屬液表面更新頻率 而熔速對該階段液態(tài)金屬膜的厚度，金屬膜和金屬液滴在電極尖端的停留時間影響較大 當熔速增大時，電極表面熔滴滴入渣池的頻率變快，熔滴細化，較小的熔滴提高了渣-金界面之間反應的比表面積，有利于電極中氧化物夾雜去除，因此高熔速鑄錠中的氧化物夾雜數(shù)量相對較少；此外，由于電渣重熔過程渣池中的最高溫度約高于合金液相線溫度300~400℃[28]，即使有部分未來得及反應的氧化物夾雜也可在后續(xù)循環(huán)運動過程中繼續(xù)與渣池發(fā)生反應并溶解

圖10



圖10夾雜物沿徑向的平均尺寸分布情況

Fig.10Average size distribution of inclusions along radial direction (a) oxide; (b) nitride

圖 11



圖 11采用MeltFlow-ESR軟件對不同熔速下夾雜物運動軌跡的模擬結果

Fig.11Effects of melting rate on the inclusion trajectories simulated by using MeltFlow-ESR software (a) LMR-1 kg/min; (b) LMR; (c) LMR+1 kg/min;(d) LMR+2 kg/min

受原材料影響，GH4169G合金中的氮含量一般高于氧含量 高的氮含量易與Ti元素結合，形成氮化物夾雜，其表面能較小，凝固過程不易聚集，難以被熔渣吸收[24] 由于渣池中的溫度較高，氮化物夾雜會在渣池中分解為[N]和[Ti]，當這些元素隨渣池渦流運動到渣皮附近 由于溫度降低和一些大尺寸氧化物夾雜的脫落碎屑而快速形核，并在后續(xù)碰撞過程中長大，因此鑄錠表面的氮化物夾雜尺寸不一，且呈聚集狀分布于氧化物夾雜周圍 高熔速鑄錠由于渣池中的拋渣效果更好，因此在鑄錠表面分布有更多的氧化物夾雜，為氮化物提供了更多的形核基礎，因此高熔速鑄錠中的氮化物夾雜在表面更集中，而在內部則相應減少

當金屬熔滴進入熔池后，會在渣/金界面之間產(chǎn)生劇烈波動 熔滴中密度較小的夾雜物可能會返回渣池繼續(xù)溶解，但是，電渣重熔對小尺寸夾雜的去除作用有限，仍會有部分小尺寸氧化物夾雜進入熔池，最終留在鑄錠當中；密度介于渣池與金屬熔池之間的夾雜會在熔池中上下浮動，這部分夾雜或留在熔池當中與新生夾雜物發(fā)生混合作用，或被糊狀區(qū)捕獲留在鑄錠內部，或隨熔池中渦流運動到結晶器表面而被捕獲；密度大于金屬熔池的夾雜物則在重力作用下直接沉入鑄錠內部

當金屬熔池中的元素含量波動滿足夾雜物的析出條件后，夾雜物會直接在金屬熔池中析出 由文獻可知[15,24]，MgO·Al2O3夾雜物的生成溫度約為1600℃，TiN的生成溫度約為1450℃，都遠高于GH4169G合金液相線溫度(約1350℃)，因此會有少量氧化物夾雜優(yōu)先在金屬熔池中形核，當熔體中存在MgO·Al2O3質點時，它們可以作為氮化物的形核核心，使氮化物依附于它們長大(圖6) 當氧化物核心被完全占據(jù)后，才會有單相氮化物析出，碳化物則在后續(xù)過程中以氮化物為異質核心點繼續(xù)形核(圖7) 但氧化物夾雜生長所需元素較氮化物更多，且氮化物對氧化物夾雜的依附形核，抑制了氧化物夾雜的進一步長大，因此鑄錠中的氧化物夾雜尺寸要明顯小于氮化物 并且由于鑄錠心部的液體凝固時間延長，所以相對邊緣位置，夾雜物可以生長到更大的尺寸 同樣地，熔速增大也不利于夾雜物的長大，所以高熔速鑄錠中夾雜物的尺寸較小，如圖10所示

3 結論

(1) 實驗熔速范圍內，適當提高電渣重熔熔速可以減少GH4169G鑄錠局部凝固時間，進而縮短二次枝晶間距，但對Nb、Ti等易偏析元素的宏觀分布影響不大

(2) GH4169G合金電渣錠中的夾雜物主要有氧化物、氟化物和氮化物三類，熔速對鑄錠中夾雜物類型影響較小 夾雜物在鑄錠表面的數(shù)量最多，向內部迅速減少并趨于穩(wěn)態(tài) 氮化物依附于氧化物核心長大，碳化物依附于氮化物核心長大

(3) 提高熔速有利于夾雜物向鑄錠表面運動而被捕獲，因而降低鑄錠表面夾雜物富集區(qū)的厚度，以及鑄錠內部夾雜物的數(shù)量 此外，提高熔速縮短了夾雜物析出長大的時間，降低了夾雜物的尺寸

參考文獻

View Option 原文順序文獻年度倒序文中引用次數(shù)倒序被引期刊影響因子

[1]

Sun W R, Chen G S, Luo H J, et al.

Microstructure and mechanical properties of GH4169G forging billet and disc

[J]. J. Iron Steel Res., 2011, 23(): 201

[本文引用: 1]

孫文儒, 陳國勝, 羅恒軍 等.

工業(yè)生產(chǎn)GH4169G合金棒材和盤鍛件的組織性能

[J]. 鋼鐵研究學報, 2011, 23(): 201

[本文引用: 1]

[2]

Li N, Guo S R, Lu D Z, et al.

Effect of trace phosphorus and boron on the stress rupture and creep properties of direct aging In718 alloy

[J]. Acta Metall. Sin., 2003, 39: 1255

[本文引用: 1]

李 娜, 郭守仁, 盧德忠 等.

微量元素磷、硼對直接時效IN718合金持久蠕變性能的影響

[J]. 金屬學報, 2003, 39: 1255

[本文引用: 1]

[3]

Zheng Q Y, Chen Z Q, Yu X F, et al.

Influence of solution treatment on creep of a new superalloy GH4169G

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2013, 27: 444

[本文引用: 1] " />

Wrought superalloys are high temperature alloys produced by casting-forging-hot rollingcold drawing, including disc, plate, bar, wire, tape, pipe etc. These products are widely used in aviation, aerospace, energy, petrochemical, nuclear power and other industrial fields. In this paper, domestic progress of wrought superalloys in recent ten years was reviewed, including advances in fabrication process, research in new alloys (GH4169G, GH4169D, GH4065 and GH4068 alloy et al.) and new techniques (deforming of FGH4096 alloy, nitriding of NGH5011 alloy and 3D printing of In718 alloy et al.).

杜金輝, 呂旭東, 董建新 等.

國內變形高溫合金研制進展

[J]. 金屬學報, 2019, 55: 1115

[本文引用: 1]

[6]

Jia D, Sun W R, Xu D S, et al.

Dynamic recrystallization behavior of GH4169G alloy during hot compressive deformation

[J]. J. Mater. Sci. Technol., 2019, 35: 1851

DOI [本文引用: 1] " />

<p>By means of heat treatment at different regimes, microstructure observation and XRD analysis, an investigation has been made into the influence of heat treatment on the phases constitution and distribution regularity of GH4169G alloy. The results show that under the experimental conditions, microstructure of GH4169G alloy consists of <em>&gamma;</em> matrix, particle-like <em>&gamma;&prime;</em>,disc-like <em>&gamma;</em>^〞and <em>&delta;</em> phases, and the coherent interfaces are kept between the phases. Thereinto, microstructure of directional aging treatment ITF-DA-GH4169G alloy consists of a few <em>&gamma;&prime;</em>phase, lots of <em>&gamma;</em>^〞 and <em>&gamma;</em> phases, however, long-time aging treatment ITF-DA-LTA-GH4169G consists of a few <em>&gamma;&prime;</em>,lots of <em>&gamma;</em>^〞, <em>&gamma;</em> and needle-like <em>&delta;</em> phases. As the Nb atom diffuses into the lattice of <em>&gamma;&prime;&nbsp;</em> phase during the aging treatment,<em>&gamma;</em>^&prime;-Ni₃Al phase with L1₂ structure is transformed into<em>&gamma;</em>^〞-Ni₃Nb phase with DO₂₂ structure when the Nb and Ni atoms on (001) plane of <em>&gamma;&prime;</em> phase migrate along 1/2<110> direction. With the growth of <em>&gamma;</em>^〞 phase during the long term aging, the given crystal plane in the new parallelepiped migrates along the 1/6<112> direction, which makes the <em>&gamma;</em>^〞 phase transform into <em>&delta;</em>-Ni₃Nb phase with DO_a structure. Moreover, the <em>&gamma;</em>^〞 phase may grow up into the disc-like configuration along the <em>c</em>-axis direction due to the restriction of the <em>a</em>- and <em>b</em>-axis coherent interfaces. And it is a main reason that the <em>&delta;</em>-Ni₃Nb phase grows into needle-like configuration along the (100) plane due to the {200}<em>_&delta;</em> plane of<em>&delta;</em> phase keeps coherent interface with {111}<em>_&gamma;</em> plane of <em>&gamma;</em> matrix phase.</p>

田素貴, 王 欣, 謝 君 等.

GH4169G合金熱處理期間的相轉變特征與機理分析

[J]. 金屬學報, 2013, 49: 845

DOI " />

This study is focused on the effects of electroslag remelting by prefused slag (CaO, Al2O3, and CaF2) on macrostructure and reduction of inclusions in the medical grade of 316LC (316LVM) stainless steel. Analysis of the obtained results indicated that for production of a uniform ingot structure during electroslag remelting, shape and depth of the molten pool should be carefully controlled. High melting rates led to deeper pool depth and interior radial solidification characteristics, while decrease in the melting rates caused more reduction of nonmetallic inclusions. Large shrinkage cavities formed during the conventional casting process in the primary ingots were found to be the cause of the fluctuation in the melting rate, pool depth and extension of equiaxed crystals zone.

[14]

Shi X, Duan S C, Yang W S, et al.

Effects of remelting current on structure, composition, microsegregation, and inclusions in Inconel 718 electroslag remelting ingots

[J]. Metall. Mater. Trans., 2019, 50B: 3072

[本文引用: 1]

[15]

Liu Y, Zhang Z, Li G Q, et al.

Effect of current on segregation and inclusions characteristics of dual alloy ingot processed by electroslag remelting

[J]. High Temp. Mater. Processes, 2019, 38: 207

DOIURL [本文引用: 2]

[16]

Shi C B, Zheng D L, Guo B S, et al.

Evolution of oxide-sulfide complex inclusions and its correlation with steel cleanliness during electroslag rapid remelting (ESRR) of tool steel

[J]. Metall. Mater. Trans., 2018, 49B: 3390

[本文引用: 1]

[17]

Li Q, Wang Z X, Xie S Y.

Research on the development of mathematical model of the whole process of electroslag remelting and the process simulation

[J]. Acta Metall. Sin., 2017, 53: 494

DOI [本文引用: 1] " />

The mechanism on the removal of oxide inclusions during ESR process hasbeen investigated. The alumina inclusions may effectively migrate from moltenmetal into CaF_2-Al_2O_3-SiO_3 liquid slag pool contained 30% alumina and 7%silica. The oxidation of Al by SiO_2 at the slag/metal interface did not result anincrease of alumina inclusions in metal. Atmospheric oxygen was found to be de-leterious for the removal of alumina inclusions. It has been proposed that thevariation of interface energy may directly affect the behaviour of oxide inclusions inESR process. The thermodynamic requirements for removal of oxide inclusionsby the slag/metal interaction should be: ΔF=(c-σ_(m/i))2πRh+σ_(m/s)πr~2<0where σ_(s/i), σ_(m/i) and σ_(m/s)——interface energy of slag/inclusion, metal/inclusionand metal/slag interaction respectively. From viewpoint of interface enrgy, an explanation would be possible to cla-rity why the migration of the oxide inclusion clusters tends to stay along the freesurface of metal or the refractory/metal interface.

傅 杰.

電渣重熔過程中氧化物夾雜去除機理的探討

[J]. 金屬學報, 1979, 15: 526

[本文引用: 1]

[26]

Mitchell A.

Oxide inclusion behaviour during consumable electrode remelting

[J]. Ironmak. Steelmak., 1974, 1: 172

[本文引用: 1]

[27]

Li Z B. Electroslag Metallurgy Theory and Practice [M].

Beijing:

Metallurgical Industry Press, 2010: 25

[本文引用: 1]

李正邦. 電渣冶金的理論與實踐 [M].

北京:

冶金工業(yè)出版社, 2010: 25

[本文引用: 1]

[28]

Chen K, Du D H, Lu H, et al.

Effect of TiN inclusion on fatigue crack growth behavior of alloy 690 tube

[J]. Rare Met. Mat. Eng., 2018, 47: 1180

[本文引用: 1]

陳 凱, 杜東海, 陸 輝 等.

TiN夾雜物對690合金傳熱管疲勞裂紋擴展行為的影響

[J]. 稀有金屬材料與工程, 2018, 47: 1180

[本文引用: 1]

工業(yè)生產(chǎn)GH4169G合金棒材和盤鍛件的組織性能

1

2011