Incoloy 800H合金热加工过程中微观组织演变和力学性能研究

Incoloy 800H合金(以下简称800H合金)是一种典型的固溶强化型镍基耐蚀合金,该合金具有良好的抗蠕变、耐腐蚀和组织稳定性,被广泛地应用于化工、石油、核电等能源工业领域。

800H合金中含有大量的Ni、Cr、Ti等固溶强化合金元素,在一定的温度范围内这些合金元素能够产生不同种类的析出相,对其热变形行为产生复杂的影响。同时,合金的热加工具有变形抗力大、可加工温度范围窄、微观组织可控性较差等特点。

近年来,随着我国核电工业和石油加工业的蓬勃发展,国内对800H合金材料的需求量持续攀升,掌握其先进生产工艺技术就变得至关重要。因此,深入地研究800H合金在热加工过程中微观组织和力学性能的演变规律具有重要的理论意义和应用价值。

为了优化800H合金的热加工工艺,本文利用金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)、透射电镜(TEM)和电子探针(EPMA)等微观分析技术,在恒定应变速率和跳跃应变速率热压缩实验的基础上,研究了动态应变时效的作用机理,确定了动态应变时效发生导致塑性失稳的变形条件范围;研究了不同温度区间内的高温变形行为,建立了能够用于组织性能预测的数学模型,确定了出现绝热剪切带导致塑性失稳的变形条件范围;研究了高应变速率条件下的高温变形行为,探讨了动态再结晶形核机制;研究了等温时效处理后热变形行为的特点,探讨了变形前后析出相形貌和分布的演变规律。

此外,在热轧和固溶处理的基础上,结合多种微观分析技术,研究了不同温度制度下的微观组织和力学性能,着重讨论了微观织构、Σ3n(1≤n≤3)晶界和热轧析出相的演变规律。本文的主要创新性工作如下:

1.系统地研究了 800H合金在热变形过程中的动态应变时效行为,确定了动态应变时效发生时的变形条件范围:当应变速率为0.001s-1时,动态应变时效温度区间为500~750℃;当应变速率为0.01s-1时,温度区间为550~790℃;当应变速率为0.1s-1时,温度区间为600~840℃。

避免该范围内的变形条件能够优化热加工工艺。设计了跳跃应变速率热压缩实验,计算了不同热变形条件下的应变速率敏感性系数,提出“边界斜率法”并计算得到了动态应变时效激活能为194kJ/mol。证明了置换原子Ni以位错管扩散的方式沿位错核心扩散从而导致可动位错钉扎是产生动态应变时效的主要原因。

2.根据碳(氮)化物(Cr23C6和Ti(C,N))的溶解行为和流变应力随变形温度变化的规律,确定了 1000℃为动态再结晶激发温度,分别研究了低温段(825~975℃)和高温段(1020~1200℃)的热变形行为。发现了由于高形变储存能和绝热温升影响,使得在应变速率高于1s-1的条件下出现了动态再结晶体积分数随应变速率升高而不断增大的反常现象。

在对流变应力曲线数据进行绝热修正的基础上,建立了耦合应变量的Arrhenius本构模型。通过对微观组织的EBSD分析,提出了可将“晶粒取向分布值”小于10的晶粒统计为动态再结晶晶粒的判据,为再结晶体积分数计算提供了可靠的方法。同时,还发现了局部取向差的平均值与动态再结晶体积分数成反比的规律,局部取向差的极大值一般都分布在晶界附近。

3.研究了在工业应用水平的高应变速率(5~30s-1)下800H合金的热变形行为。发现了绝热温升的实测值随应变速率的增加或变形温度的降低而增大的规律。

确定了绝热剪切带产生时导致塑性失稳的热变形条件范围,可用于指导热加工工艺参数的制定。在高温条件下,变形的原始奥氏体晶粒和动态再结晶晶粒发生反复的晶界弓出,导致微观组织中出现了多重再结晶晶粒结构。

再结晶区域较高的退火孪晶界比例,不仅能够推动再结晶前沿的拓展,而且有助于晶界弓出部分与原始晶粒的完全分离。因此,提出了新的动态再结晶形核机制—“多重弓出-孪晶”机制。此外,观察到了不同温度区间内大尺寸TiN颗粒周围均有动态再结晶晶粒形核。

4.研究了不同热轧及固溶热处理温度对800H合金微观组织和性能的影响。在1050℃固溶处理时,Ti元素偏析带附近的晶界上产生了细小的Ti(C,N)析出相,阻碍了晶界的迁移,导致了粗晶层和细晶层交替分布的混晶组织的出现。

通过研究微观组织中∑3/∑(9+27)晶界比例的变化,发现了下列∑3n晶界增殖机制的变化规律:固溶温度较低时,晶界反应机制在Σ3n晶界增殖过程中起到主要作用;固溶温度升高后,新孪晶机制将会逐渐占据支配作用。

5.750℃等温时效处理后,流变应力随应变速率的增大而增加,主要软化机制为动态回复。由于晶界析出物的影响,时效时间越长,峰值应力越小。晶界将产生Cr元素和C元素的明显偏析,而Ti元素的偏析程度较小,同时产生了 Ni元素的贫化。

碳化物主要析出在非共格孪晶界和普通大角度晶界上,部分针状的Cr23C6以某个角度向晶界两侧平行生长。随着变形的开始,上述元素的偏析变得不均匀,Ni元素的贫化作用明显减弱,针状碳化物的生长方向也会不再平行。晶界碳化物所产生的作用不仅能够增大晶界附近的局部取向差,而且还能改变沿晶界的取向差变化特点。

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