625热处理实验

1、热处理对 GH3625 合金热挤压管材组织和力学性能的影响 摘要：研究了不同热处理温度对 GH3625 热挤压管材组织和力学 性能的影响， 结果说明随热处理温度的升高晶粒逐渐长大， 再结晶完 全，晶粒尺寸趋于均匀。970-1000C之间丫 '、丫"、3等析出相快 速溶解，碳化物相逐渐析出，丫 '、丫"、3等溶解对晶粒长大的促 进作用大于碳化物析出对晶粒长大的阻碍，此时晶粒长大速度较快。 1000-1120C之间晶粒缓慢长大，此时碳化物的析出趋于稳定，温度 继续升高碳化物会进一步溶解；1120C以后晶粒长大速度加快，到 1180C时晶粒度降至4.4级，说明11

2、20C后碳化物快速溶解，对晶粒 长大的促进作用明显。 热处理温度对 GH3625 合金的强度、 硬度等力 学性能影响显著，变化情况与晶粒度变化趋势根本吻合。关键词：GH3625合金，热处理，晶粒度1 GH3625 合金概述1.1 GH3625 合金的开展Inconel625 合金是国际镍公司在上世纪 50 年代为了满足高强度 主蒸汽管道材料的需求而研制开展起来的一种镍基高温合金，由于 625 合金具有广泛用途，有许多生产厂家生产该合金，因而有多个注 册商标： Inconel625， Pyromet 625 , Techalloy 625 , Jessop 625等，其 美国合金统一编号为 NO

3、6625。国内合金牌号为 GH3625。相关文献 中一般统称为 625 合金。1.2 GH3625合金标准化学成分与与主要合金元素的作用625合金是以钼(Mo)和铌(Nb)为主要强化元素的固溶强化型镍基变形高温合金。in co nel625合金标准化学成分wt%见表1,而625合金的现行典型成分为wt%： C 0.05,Cr 21.5,Mo 9,Nb 3.6,Fe 2 ,Al0.20,Ti 0.20,Mn 0.20, Si 0.20, S 0.001, Ni 61。表1 In co nel625合金名义化学成分CCrNb+TaMoFeMn< 0.10w 5.0w 0.50SiSAlTiC

4、oNi< 0.50w 0.015w 0.40w 0.40w 1.0基体元素对GH3625合金的强度影响主要表达在以下几点：Nb含量在3%以上时，退火+时效的屈服强度却有极大的增加， 但对基体却只 有轻微的强化效应。Nb可提高合金的蠕变强度。Nb的存在控制着凝 固行为，极大的增加了含有Laves相的共晶状凝固组分。Mo能提高 基体的强度，并通过与Nb的某种交互作用增大时效硬化的的响应特 性，降低暴露后的冲击强度。Mo和Co能有效降低堆垛层错能，而 且Mo能够提高高温合金奥氏体的弹性模量和降低扩散系数，这些合金元素的参加对高温固溶强化是有效的。因此， GH625合金的力学 性能主要是由Mo产

5、生的固溶硬化和应变硬化引起的。将 Cr含量从 16%提高到22%，可导致基体强度升高。为了使合金的时效硬化作用 降至最低限度，Al和Ti应该保持较低的水平。参加低水平的 Al+Ti 可以改善合金的焊接性能和钎焊性能。625合金在固溶状态的组织为奥氏体基体和少量的TiN、NbC和M6C相，经650-900C长期时效后，析出相为Y'、& M23C6和MeC。 在650-700C长期时效后主要析出亚稳定的过渡相Y Ni3Nb,bcc结构，yY之间点阵错配度较大，共格应力强化作用显著，使合金室温、高温强度明显提高，塑性有所下降，但仍保持较高水平；780-850C 时效后主要析出相 Ni

6、sNb，正交点阵，3相与基体丫根本不共格， 因而仅起到弥散强化作用，虽然强度有所提高，但合金塑性下降较多。 900 C时效后只有少量析出相，因此力学性能与固溶状态相近。1.3 GH3625合金性能标准与用途625合金在650C以下具有良好的持久性能、疲劳性能、抗氧化 和抗腐蚀性能，从低温到1095C温度范围内具有良好的强度和韧性。 该合金不能通过热处理强化，可采用冷加工提高合金的强度。 合金能 抗氯离子应力腐蚀裂纹，软化退火后的低碳625合金广泛应用于化工 流程工业，较好的耐腐蚀和高强度使之能做成较薄的结构件。如烟气 脱硫系统中的吸收塔、烟气进口挡板、硫酸冷凝器等酸性气体环境中 的设备和部件。

7、中国相关技术标准规定的 625合金性能见表2。各种 型材室温下的典型拉伸性能见表 3。表2技术标准规定的GH3625合金性能品种拉伸性能持久性能硬度9 rd b/MPao0.2/MPa3 5/%9 rd /MPt/h3 5/%不小于a不小于棒材20830410308151142315HBC 290板材20825415308151142315HVC 305管材2082541535Q/3B 40801992HR& 25表3 GH3625合金各种型材室温下典型拉伸性能品种厚壁管，薄壁管溥板，带材棒材，条材和板材固溶退火退火轧制退火固溶退火状态10951205r9301040 r状态93010

8、40r10951205r14h14h14h14h拉伸强度MPa69082582596582596582511058251035725895屈服强度MPa275415415515415515415760415655290415延伸率3 %406030553055306030604065面缩率2一一一4060406060901.4 GH3625 合金热挤压管材加工工艺管材的常见生产方法有焊管和无缝管 挤压管、热轧管、冷轧管、 冷拔管、顶管。热挤压管材机械加工余量少，材料利用率高，挤压 件外表粗糙度低，且组织性能良好，是管材制坯技术的开展趋势。当 前先进的管材加工工艺流程为：铸锭T均匀化处理T锻造T

9、固溶处理 T热挤压T多道次冷轧或冷拔T热处理T成品管。米用热挤压管材制 坯，一般后续要经过轧制， 冷拔成形等相关工艺制成不同规格的管材。 由于高温合金冷变形难度大， 通过热处理改变和控制热挤压管材的合 金组织，消除其内应力， 充分再结晶，降低其强度，硬度，提高塑性， 获得良好的加工性能。 为后续的轧制，冷拔工艺过程提供必要的保障。1.5 GH3625 合金热处理标准及研究现状我国关于GH3625合金的标准热处理制度为：棒材：950-1030C, 空冷或水冷；或1090-1200C，空冷或水冷固溶处理。板材：950-1030C, 空冷；或1090-1200C，空冷。管材：推荐退火温度为960-1

10、030C,空冷或水冷。目前国内对于 625合金热处理工艺研究的报道主要有， 俞秋景等对轧态625合金在950-1030C下固溶处理，随温度升高晶粒 尺寸缓慢增大， 且米用水冷方式比空冷晶粒更细； 方旭东等研究了热 挤压态 625 合金的热处理工艺， 随温度升高晶粒逐渐长大， 碳化物逐 渐溶解；郭岩等研究了 760C下625合金长期时效，晶界大量析出 M23C6和由晶界向晶内延伸的 Y相，提高了屈服强度，但晶界强度 降低由塑性断裂转为脆性断裂。2 实验本文采用在不同的热处理工艺参数下对625合金热挤压管材进行了处理，通过比较不同热处理温度下，管材不同部位的组织、析出 相的变化与强度、硬度值变化的

11、关系，得到合理的、热处理组织均匀、 塑形好的625合金管材，为后续轧制、冷拉工艺提供可靠的材料。 2.1实验材料与方法实验625合金材料是经过真空感应熔炼VIM加电渣重熔ESR 双联工艺冶炼出铸锭，经均匀化后热锻成管坯，最后热挤压成管。利 用德国斯派克火花直读光谱仪 SPECTROLAB对GH625合金管材进 行成分分析，主要合金元素化学成分见表4。用电火花线切割机制样， 为确保热处理的质量，在热处理前对试样进行外表处理，打磨去除毛 刺、油污和其他脏物。然后在不同热处理温度下对625合金试样进行 热处理，热处理设备选用真空多功能等离子外表冶金与退火设备进行， 625合金热处理工艺见表5。表4本

12、实验用625合金主要合金元素化学成分,质量分数CCrMoNb+TaFeMn0.029421.608.903.6720.5060.013SiSAlTiCoNi0.01750.0070.2830.2990.025464.5表5625合金热处理工艺试样编号热处理工艺参数试样编号热处理工艺参数1970 C X 1h 水冷51090 C X 1h 水冷21000 c x 1h 水冷61120C X 1h 水冷31030 C X 1h 水冷71150C X 1h 水冷41060 C X 1h 水冷81180C X 1h 水冷不同温度下热处理后的625合金试样与原始管材试样横、纵截面分别打磨、抛光，王水腐蚀

13、后，通过ZEISS光学金相显微镜观察分析金相显微组织。用FRC-3e型洛氏硬度计测量热处理前后各试样的硬度值。利用100KN微机控制电子万能试验机对原始试样与热处理后1060C、1120C、1180C试样做室温拉伸实验。2.2结果与分析热挤压管材原始组织与力学性能如图1所示GH3625热挤压管材横、纵截面金相显微组织，由于 热挤压变形量与挤压温度不均匀导致动态再结晶不完全而存在未再 结晶的大晶粒和完全再结晶的小晶粒间杂的混晶组织，横向、纵向组织都由等轴的动态再结晶晶粒与变形小的原始晶粒组成，混晶组织明显。原始试样晶粒度为 9.5左右，硬度值为 HRB98.3，抗拉强度为 944MP,断后伸长率

14、为40.4%。图1 GH625挤压管不同部位显微组织a横截面b纵截面不同热处理温度对晶粒度的影响表6热处理前后试样纵截面平均晶粒度级试样编号原始试样12345678晶粒度级9.37.56.56.15.95.85.55.04.4由图2看出热处理后625合金出现大量孪晶。原材料变形量不均 匀，再结晶不充分且含有变形小的大尺寸晶粒，原始晶粒度在9.5级左右。热处理时温度升高再结晶进一步进行，可以得到均匀的晶粒度。表6为625合金热处理前后试样纵截面平均晶粒度级。970-1000C 晶粒快速长大；由于丫 '、丫"、3等析出相的析出温度为650-900C, 当高于此温度区间析出相快速溶

15、解；而 M23C6和M6C的析出峰温度 为900-1100C,所以970-1000C时丫 '、丫"、3等析出相快速溶解， 碳化物相逐渐析出，丫 '、丫"、3等溶解对晶粒长大的促进作用大 于碳化物析出对晶粒长大的阻碍，此时晶粒长大速度较快。1000-1120C 之间晶粒缓慢长大，此时碳化物的析出趋于稳定，温度继续升高碳化 物会进一步溶解；1120 C以后晶粒长大速度加快，至U1180C时晶粒度降至4.4级，说明1120C后碳化物快速溶解，对晶粒长大的促进作 用明显。晶粒长大的主要原因是晶界的迁移导致晶粒之间的相互合并。而晶界的迁移的主要驱动力是晶界自由能的降低

16、。 一方面随温度的升高,原子克服一定位垒跳迁的热激活过程加速，界面迁移过程显著加快，因此晶粒发生长大。另一方面，随着温度的升高，合金中的析出相大量的溶解，使靠近晶界处析出相的阻碍作用逐渐减弱， 使界面自由能降低，从而使晶粒迅速长大。图2不同热处理温度后纵截面显微组织a970 C b1000C c1030C d1060 Ce1090 C f1120 C g1150C h1180C不同热处理温度对力学性能的影响关于力学性能做了 GH625合金热挤压管材热处理前后硬度测量及原始试样与热处理后1060C、1120C、1180C试样做室温拉伸性能。热处理前硬度HRB98.3，热处理后晶粒度变化如图3,硬

17、度变化如图4,结果说明硬度变化与晶粒度变化明显相关。970C-1000C硬度值迅速降低，1000-1120C之间硬度值缓慢下降，1120C以后硬度 值快速下降。根据细晶强化原理，在常温下晶界对位错运动构成强烈阻碍，从而提高材料的强度。晶粒越细，晶界面积越大，强度越高图3热处理温度对晶粒度的影响眉IK001iW11H图4热处理温度对 GH625合金硬度的影响?e«7表7为挤压态GH625合金拉伸性能。平均抗拉强度为 944MPa,平均断后伸长率为40.4%。表8为经过1060C、1120C和1180C热处理后的GH625合金的抗拉强度。可以看出随着热处理温度的升高GH625合金的抗拉强

18、度降低，并且在1120C以后GH625合金抗拉强 度的下降更为明显，与此同时 GH625合金的断后伸长率随热处理温 度的升高而增加，合金的塑性进一步提高注：1180C的抗拉强度仅 作为参考，因为拉伸时断裂不在标距内，而出现在平行宽度内。断裂 原因可能是材料的缺陷或者是因为设备太大， 试样太小拉伸仪器的切 向力比较大，把样品扭断了。断后伸长率也为修正值。表7挤压态GH625合金的抗拉强度编号抗拉强度RmMPa断后伸长率A1914.844.32959.937.43957.739.6表8为热处理后的GH625合金的抗拉强度编号固溶温度抗拉强度Rm(MPa)断后伸长率A11060 C795.7760.521120C779.0864.731180C699.0568.93 结果分析 1随热处理温度的升高再结晶完全，晶粒尺寸趋于均匀。970-1000C之间丫 '、丫"、3等析出相快速溶解，碳化物相逐渐析 出；1000-1120C晶粒趋于均匀而缓慢长大；1120C以后晶粒快速长 大，考虑到可能由于析出相的溶解造成，丫'、丫"、3等溶解对晶粒长大的促进作用大于碳化物析出对晶粒长大的阻碍， 此时晶粒长大 速度较快。1000-1120C之间晶粒缓慢长大，此时碳化物的析出趋于 稳定，温度继续升高碳化物会进一步溶解；1120C以后晶粒长大速度 加快，至U 1180C