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稀有金属 2019,43(03),274-282 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.xy18040014

GH3625合金无缝管材组织及性能调控研究

丁雨田 王兴茂 孟斌 高钰璧 马元俊

兰州理工大学材料科学与工程学院兰州理工大学省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室

摘 要：

以GH3625合金冷轧管材为研究对象, 通过组织表征和性能测试 (硬度测试和室温拉伸实验) , 研究了固溶处理参数对GH3625合金晶粒长大行为和力学性能的影响。结果表明:随固溶温度的不断升高, 基体内碳化物逐渐溶解, 当温度高于1130℃时, 基体内碳化物几乎完全溶解且晶粒开始快速长大, 在950～1250℃温度范围内晶粒长大激活能为208.60 kJ·mol^-1, 合金的硬度则随着温度的升高而持续下降, 且在晶粒长大过程中合金的硬度值与平均晶粒尺寸符合Hall-Petch关系式。随保温时间的延长, 晶粒长大速度先快速增加随后逐渐平稳, 当保温时间为20 min时基本上完成再结晶;在此过程中合金的硬度变化并不明显。空冷和水冷后合金的平均晶粒尺寸未发生变化, 硬度随冷却速度的增加而增大。最佳固溶处理工艺为1150℃/60 min/AC, 室温拉伸断裂方式为韧性断裂, 综合力学性能良好。

关键词：

GH3625合金;固溶处理;显微组织;力学性能;

中图分类号： TG335.71

作者简介：丁雨田 (1962-) , 男, 甘肃榆中人, 博士, 教授, 研究方向:镍基高温合金;电话:13893243521;E-mail:Dingyutian@126.com;

收稿日期：2018-04-09

基金：国家自然科学基金项目 (51661019);甘肃省重大科技专项项目 (145RTSA004) 资助;

Microstructures and Properties of GH3625 Alloy Tubes in Various States with Solution Treatment

Ding Yutian Wang Xingmao Meng Bin Gao Yubi Ma Yuanjun

State Key Laboratory of Advanced Processing and Recycling of Nonferrous Metals, Lanzhou University of Technology, College of Material Science and Technology, Lanzhou University of Technology

Abstract：

The influence of solution treatment temperature on microstructural evolution and mechanical properties of the GH3625 alloy tubes in various states (hot extrusion, cold rolled and annealed) were investigated by microstructural characterization and performance tests (hardness test and tensile test at room temperature) . The effects of solution treatment parameters (solution temperature, holding time and cooling method) on the microstructure and properties of GH3625 alloy tube were studied. The results showed that with the increase of solid solution temperature, the carbides in the matrix gradually dissolved. When the temperature was higher than 1130 ℃, the carbides in the matrix almost completely dissolved and the grains began to rapidly grow. When the temperature was at the ranges of 950 and 1250 ℃, grain growth activation energy reached at 208.60 kJ·mol^-1. Hardness declined during the process of heat treatment temperature increased, and its values and the average grain size of the alloy kept in line with Hall-Petch relation. With the change of holding time, the grain growth rate first rapidly increased and then gradually became stable. When the holding time was 20 min, static recrystallization was basically completed. The change of hardness of the alloy was not obvious in this process. After air cooling and water cooling, the average grain size of the alloy remained unchanged and the hardness increased with the increase of cooling rate.

Keyword：

GH3625 alloy; solution treatment; microstructure; mechanical properties;

Received： 2018-04-09

GH3625合金是一种含有大量 (质量分数) 铬20%～25%, 钼8%～10%、 铁5%, 并以铌3.5%～4.5%为主要添加元素的固溶强化型镍基变形高温合金, 具有优良的抗腐蚀、 疲劳性能和综合力学性能, 被广泛应用于工业燃气轮机、 核动力设备、 化工厂和海水专用设备的管道系统, 是航空、 航天、 核能、 石油和化工等工业关键材料 ^{[1,2,3,4,5,6,7]} 。 无缝管材是GH3625合金的常见产品之一, 一般采用热挤压成型技术制备管坯, 然后经过多道次冷轧/冷拔加工及热处理工艺制备而成 ^[3,8,9] 。 本课题组在解决了GH3625合金的纯净化、 均匀化、 热挤压及冷加工4个关键技术问题的基础上, 经过短流程GH3625合金无缝管材制备工艺, 成功制备出性能优良的冷轧管材。 通常情况下, GH3625合金无缝管材要求在固溶处理后使用, 而该合金的Cr, Mo, Nb含量很高, 固溶强化作用会很强烈, 因此这步工序直接决定着成品管材的组织状态和使用性能 ^[2,3,6] 。

目前, 许多科研工作者已经对GH3625合金固溶处理方面做了大量的工作 ^{[10,11,12,13,14,15]} 。 欧新哲等 ^[10] 研究了固溶温度对UNS N06625合金组织和力学性能的影响, 发现随固溶处理温度的升高, 合金的屈服强度和抗拉强度逐渐降低, 伸长率不断增加, 晶粒尺寸逐渐长大。 Liu等 ^[11] 研究了Inconel625合金在900～1250 ℃温度和10～80 min保温时间范围内的晶粒生长行为, 发现当温度高于1050 ℃时, 随着温度的增加和保温时间的延长, 晶粒不断长大; 但是, 当温度远远低于1050 ℃时, 晶粒长大迟缓, 这是由于晶界处 (GB) 碳化物的钉扎作用。 俞秋景和刘晓岩 ^[12] 研究了Inconel625合金热处理后组织的变化情况, 发现合金的再结晶程度与热处理温度、 保温时间和冷却方式有密切关系。

因此本实验通过改变固溶处理温度、 保温时间和固溶处理后的冷却方式, 研究不同固溶处理工艺对GH3625合金组织和性能的影响, 探索出合理固溶处理工艺, 达到改善和优化其微观组织与宏观力学性能的目的, 为实际应用提供保证。

1 实 验

试验材料为GH3625合金冷轧管, 尺寸为Φ28.0 mm×5.5 mm×1200.0 mm, 其化学成分见表1。 固溶处理试样具有相同的原始组织状态, 从冷轧管上沿径向截取5.0 mm×10.0 mm×5.5 mm的若干试样 (5 mm×10 mm面与径向方向相垂直) , 在管式炉中进行固溶处理, 温度为950, 1000, 1050, 1100, 1130, 1150, 1200, 1250 ℃, 保温时间为10～80 min, 冷却方式采用水冷和空冷。 随后将原始试样及不同热处理条件下的试样打磨、 机械抛光; 在酒精溶液中超声10 min后, 使用现配的盐酸与硝酸混合溶液 (3∶1) 进行化学腐蚀3～5 min。 在腐蚀试样的过程中发现, 试样被腐蚀的程度不一, 这是由于在冷轧过程中各晶粒所受压应力和拉应力大小、 方向不同, 变形不均匀所致。 在Axiovert 40 MAT金相显微镜 (OM) 上进行显微组织观察; 使用Image-Pro-Plus金相软件对合金晶粒尺寸、 第二相大小以及韧窝直径进行测量; 借助Quanta FEG 450 热场发射扫描电镜 (SEM) 及能谱分析仪 (EDS) 对样品的显微组织和第二相成分进行分析; 采用型号为D8 ADVANCE型X射线衍射仪 (XRD) 确定碳化物的种类; 在CMT5305型强度拉伸试验机进行抗拉强度、 屈服强度和伸长率测试, 每组3个试样测量后取平均值; 用HVS-1000型维氏硬度计测量不同状态下合金的硬度值, 测量5个不同点的硬度值取平均值。

表1 GH3625合金成分

Table 1 Chemical composition of experimental material (%, mass fraction)

C	P	S	Cr	Fe	Mo	Nb	Al	Ti	Ni
0.042	0.006	0.0006	21.77	3.68	8.79	3.75	0.21	0.40	Bal.

2 结果与讨论

2.1 原始组织及性能

图1为荒管经冷轧 (ε=62%) 后的显微组织。 从图1 (a) 中可以看出晶粒呈扁平的梭形, 出现大量的 (滑移带) 变形带及剪切带 (图1 (b) 所示) ; 晶界转动明显, 出现了晶界与加载压力轴垂直的现象, 晶界对位错运动有强烈的阻碍作用。 由此可知, GH3625合金荒管经冷轧变形后, 晶粒会沿着流动方向逐渐伸长, 晶内组织也会改变 (如出现点阵畸变、 空位数量增加、 位错大量增殖) , 产生亚结构 (胞状结构) 和形变孪晶等形变组织促使位错运动阻力增加, 从而使合金的强度、 硬度显著增加, 塑性韧性急剧降低 ^[16,17] 。 表2为GH3625合金管材冷轧前后的力学性能, 由表2可知: 冷轧变形前后, 合金的抗拉强度的增长率为56.06%, 屈服强度的增长率为79%, 伸长率的下降率为87.32%, 这说明GH3625合金加工硬化程度很大。

图1 原始组织形貌

Fig.1 Original microstructure of GH3625 alloy

(a) OM image; (b) SEM image

表2 GH3625合金管材冷轧前后的力学性能

Table 2 Mechanical properties of GH3625 alloy tubes before and after cold rolling

Status	Tensile strength/MPa	Yield strength/ MPa	Elongation/ %
Before cold-rolling	726	366	50
After cold-rolling	1133	656	6.34

2.2 固溶处理参数对合金组织及性能的影响

2.2.1 保温时间对组织及性能的影响

图2为GH3625合金在温度为1130 ℃保温不同时间水冷后的微观组织形貌。 从图2中可以看出, 保温 10 min后, 大部分晶粒完成再结晶, 剩余部分晶粒保留原始组织形貌; 保温20 min后, 晶粒已基本上完成再结晶; 保温超过30 min后, 晶粒尺寸变化不大。 这是由于经过剧烈的塑性变形, 合金基体内储存了很高的能量, 加热到一定温度时, 短时间内完成再结晶, 随着保温时间的延长, 晶粒长大速率先快速增加随后趋于平缓。

图2 温度为1130 ℃保温不同时间后GH3625合金的微观组织形貌

Fig.2 Microstructures of GH3625 alloy solution treated at 1130 ℃ for different time

(a) 10 min; (b) 20 min; (c) 30 min; (d) 40 min; (e) 50 min; (f) 60 min; (g) 70 min; (h) 80 min

图3为保温时间对GH3625合金晶粒尺寸和硬度的影响, 从图3中实线可知, 随着保温时间的增加, 晶粒长大速度先快速增加然后逐渐趋于平缓, 这是由于在保温初始阶段, 合金中存在大量细小冷变形晶粒, 总的晶界面积较大, 在界面能驱动下, 为晶粒长大提供了足够的驱动力。 然而, 随着保温时间的进一步延长, 细小晶粒逐渐消失, 驱动力逐渐减小, 从而晶粒长大速率逐渐变缓, 这与在实际微观组织中观察到的结果相符。 图3中的虚线表示合金的硬度随保温时间的变化情况, 在同一固溶温度下, 硬度值随保温时间的延长而降低, 但是降低幅度并不明显, 这说明保温时间对合金力学性能影响较弱。

2.2.2 温度对组织及性能的影响

图4为GH3625合金在不同温度下固溶处理后的SEM图像。 950 ℃ (图4 (a) ) 保温后, 冷轧态中的冷变形组织逐渐退化, 并出现新的细小晶粒组织, 但还可以看出部分冷变形组织的原始晶界; 当温度升高到1000 ℃时 (图4 (b) ) , 冷变形组织基本消失, 在原始晶界处出现了细小的再结晶晶粒, 再结晶基本完成; 当温度继续升高 (1000～1130 ℃) 时, 晶粒均匀长大; 加热温度高于1150 ℃时, 晶粒快速长大。 同时还观察到碳化物的数量随固溶温度的增加而逐渐减少, 当固溶温度达到1130 ℃时 (图4 (e) ) , 原子扩散速率增加, 碳化物继续向基体中溶解, 此时合金基体中仅残留少量碳化物。 当固溶温度为1150 ℃时 (图4 (f) ) , 原子扩散比较充分, 碳化物几乎完全回溶到奥氏体基体。 这说明固溶温度对GH3625合金碳化物的影响很大, 温度升高, 碳化物的回溶量增加, 同时合金中的碳化物对加热过程中的晶粒长大行为有很大的影响。

图3 保温时间对GH3625合金晶粒尺寸和硬度的影响

Fig.3 Effect of holding time on grain size and hardness of GH3625 alloy

图5为固溶处理温度对GH3625合金晶粒尺寸和硬度的影响。 从图5中的折线 (方块) 是合金的晶粒尺寸随固溶处理温度的变化情况, 1150 ℃时出现一个拐点, 当温度高于1150 ℃时, 晶粒长大速度明显加快, 晶粒尺寸快速增加。 当固溶温度为1250 ℃时, 平均晶粒尺寸约为73 μm, 是950 ℃时平均晶粒尺寸的4.9倍。 这是由于固溶温度不断升高, 原子活性增强, 扩散越充分, 碳化物逐渐溶解到基体中, 从而减弱了对晶粒长大的钉扎作用 ^[10,16] 。由此可见, 固溶处理温度对合金晶粒尺寸影响显著。 图5中的折线 (圆点) 是合金的硬度随固溶处理温度的变化情况, 呈现出逐渐下降的趋势。 这是由于在固溶过程中, 新的无畸变等轴晶粒在晶体缺陷处形核并通过消耗基体周围的位错而长大, 随着固溶温度的升高更多的无畸变等轴晶在晶体缺陷处形核长大, 基体内位错密度的降低, 减少了位错被二相粒子钉扎的机会, 同时降低了位错间的交互作用, 弱化了其加工硬化效应, 表现为硬度的降低 ^[18] 。 因此, 固溶处理温度改变了合金的组织结构, 这是造成合金力学性能变化的主要原因。

图4 GH3625合金在不同温度下固溶处理后的SEM图像

Fig. 4 SEM images of microstructures of GH3625 alloy heat treated at different temperatures

(a) 950 ℃; (b) 1000 ℃; (c) 1050 ℃; (d) 1100 ℃; (e) 1130 ℃; (f) 1150 ℃; (g) 1200 ℃; (h) 1250 ℃

图5 温度对GH3625合金晶粒尺寸和硬度的影响

Fig.5 Effect of temperature on grain size and hardness of GH3625 alloy

从动力学角度考虑, 再结晶完成后, 晶粒长大的驱动力主要是总界面能的下降 ^[16] 。 在界面能驱动下, 晶界发生迁移, 晶粒开始长大, 这可以看作是一个热激活过程, 原子克服一定能垒来完成界面的迁移, 因此温度对晶界迁移的影响显著。 同时, 从热力学角度出发, 随着温度的升高, 尤其是温度高于1130 ℃时, 合金中碳化物已经基本溶解, 晶粒受到的碳化物的钉扎作用相应减弱, 从而晶粒长大速度明显加快, 最终获得粗晶组织 ^[18] , 这也说明温度对晶粒尺寸影响较大。 此外, 碳化物的形态大小及分布的不均匀, 最终导致了晶粒长大的不均匀。 因此, GH3625合金管材晶粒长大过程可采用奥氏体晶粒正常长大模型 ^[19,20] 来描述, 即:

d2?d20=Atmexp(?QgRT)?????????(1) $d{}^2-d{}_0^2=At{}^m\exp (-\frac{Q{}_{\text{g}}}{R{\rm T}})\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}(1)$

式中, d为一定温度下保温一定时间的平均晶粒直径 (μm) ; d₀为材料原始平均晶粒直径 (μm) ; t为保温时间 (s) ; T为固溶处理温度 (K) ; R为热力学气体常数, 约为8.314 J·mol^-1·K^-1; Q_g为晶粒长大激活能 (kJ·mol^-1) ; A, m均为实验常数。 上式两边取对数, 化简得:

ln(d2?d20)=lnA+mlnt?QgRT?????????(2) $\ln (d{}^2-d{}_0^2)=\ln A+m\ln t-\frac{Q{}_{\text{g}}}{R{\rm T}}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}(2)$

为了方便计算, 将ln (d²-d 20 ${}_0^2$ ) -10000/T进行线性拟合, 拟合度高达97.33%, 结果如图6所示。

ln(d2?d20)=lnA+mlnt?25090T?????????(3) $\ln (d{}^2-d{}_0^2)=\ln A+m\ln t-\frac{25090}{{\rm T}}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}(3)$

由式 (3) 可计算出, 固溶处理温度在950～1250 ℃范围内, GH3625合金的晶粒长大激活能为Q_g为208.60 kJ·mol^-1。

把不同热处理温度下GH3625合金的平均晶粒尺寸与硬度值做进一步计算并通过线性拟合, 得到材料硬度值与平均晶粒尺寸平方根的倒数呈线性关系, 如图7所示, 这一特征很好地符合了Hall-Petch关系式。 因此, 固溶处理温度对合金硬度值的影响, 间接地反映了固溶处理温度对材料屈服强度的影响规律 ^[21] 。

图6 GH3625合金晶粒尺寸与固溶温度的关系

Fig.6 Relationship between grain size and solution treatment temperature for GH3625 alloy

图7 经不同温度固溶处理后GH3625合金的Hall-Petch关系式

Fig.7 Hall-petch relation of GH3625 alloy after solution treatment at different temperatures

图8 不同冷却方式下的微观组织形貌

Fig.8 Microstructure morphology in different cooling methods

(a) 1000 ℃/60 min/QC; (b) 1000 ℃/60 min/AC; (c) 1150 ℃/60 min/QC; (d) 1150 ℃/60 min/AC

2.2.3 冷却方式对组织和性能的影响

图8示出不同冷却方式下的微观组织形貌。 通过仔细观察1000 ℃水冷 (图8 (a) ) 和空冷 (图8 (b) ) 的微观组织形貌, 发现两种冷却方式下晶粒尺寸相差不大 (18～22 μm) ; 水冷条件下在晶界上主要析出块状碳化物, 尺寸大约为1～2 μm, 晶内析出大小不均匀的颗粒状碳化物, 尺寸在250 nm左右。 空冷条件下, 晶界处碳化物 (0.3～1.0 μm) 和基体内碳化物 (140 nm) 的大小和数量, 均低于水冷的, 这是由于空冷时, 冷速较慢, 碳化物有充足的时间回溶, 这说明固溶处理后的冷却速度直接影响GH3625合金中碳化物的尺寸和形态。 图8 (c) 和 (d) 分别为1150 ℃/60 min固溶后水冷和空冷的微观组织形貌, 在此温度下, 碳化物基本上完全溶解, 残留少量难溶的颗粒状 (Nb, Ti) C。

图9为GH3625合金不同冷却方式固溶处理 (1000 ℃/60 min) 后的XRD分析结果。 可以看到, GH3625合金在1000 ℃保温60 min后奥氏体γ中主要析出NbC和TiC相。 奥氏体γ相的晶格常数为0.3581 nm, NbC的晶格常数为0.44 nm, TiC的晶格常数为0.46 nm, 均属于立方结构, 与GH3625合金典型析出相的结构和成分对比后 ^[4] , 确定为MC型碳化物。 两种冷却方式下的衍射峰在位置上几乎没有变化, 只是强度上有微弱的区别, 这说明冷却方式对碳化物类型不产生影响。

表3为不同冷却方式固溶后合金晶粒尺寸及力学性能, 可以看出, 冷却方式对合金晶粒尺寸影响不大, 但是水冷较空冷相比, 合金力学性能变化明显, 固溶处理后的冷速较快有利于室温强度的增加, 而冷速较低有利于室温塑性的提高 ^[7] , 这是由于两种冷却方式的冷却速度明显不同, 导致冷却过程中碳化物析出行为存在很大差异的结果。

图9 GH3625合金1000 ℃, 60 min、 不同冷却方式固溶处理后的XRD谱

Fig.9 XRD patterns of solution treatment sample (1000 ℃/60 min+QC or AC) of GH3625 alloy

表3 不同冷却方式固溶后GH3625合金晶粒尺寸及力学性能

Table 3 Grain sizes and mechanical properties of GH3625 alloy after different cooling methods

Heat treatment process	Grain size/ μm	Tensile strength/ MPa	Yield strength/ MPa	Elongation/ %	Hardness (HV)
1000 ℃/60 min/QC	20.72	879	-	42.23	231.40
1000 ℃/60 min/AC	20.36	863	-	45.86	224.92
1150 ℃/60 min/QC	43.18	770	665	32.14	199.78
1150 ℃/60 min/AC	41.23	765	656	35.61	198.64

2.3 断口分析

图10是GH3625合金管材原始断口形貌。 从图10 (a) 可以看到数量较多、 分布不均匀、 深度较浅的韧窝存在, 其原因在于经过剧烈的塑性变形后, 晶粒变得非常细小, 同时变形不均匀导致组织结构不均匀。 显然该种断裂特征与晶界有很大的关系, 晶界具有协调变形的能力, 但晶界强化能力有限, 当超过能力极限后, 晶界弯折及三叉晶界处存在应力集中的部位, 按微孔聚集型断裂机制形成微孔并沿晶扩展, 形成韧窝型的断口, 且韧窝很小并沿晶界分布 ^[22] 。 图10 (a) 中黑框区域局部放大后观察到有第二相粒子存在, 而且第二相粒子与韧窝几乎是一一对应的, 这说明第二相粒子对韧窝的形核起重要作用。 在外部载荷的作用下裂纹容易在第二相和基体界面萌生、 扩展、 合并, 最终导致合金的断裂。 通过对韧窝中的第二相粒子进行EDS分析, 在每个第二相粒子上取3个点并计算出平均值, 结果如表4所示。 表明这些颗粒主要为富Mo, Nb的碳化物。

图10 冷轧态GH3625合金

Fig.10 Original fracture morphology of GH3625 alloy

(a) Micro-fracture; (b) A partially enlarged image in black frame area

图11为1150 ℃固溶60 min不同冷却方式下的断口形貌。 图11 (a, b) 分别为水冷后低倍和高倍的断口形貌, 观察到数量较多、 分布较为均匀且深度较深的韧窝, 较大韧窝的直径约为7.8 μm, 这是由于材料内部分离形成空洞, 在滑移的作用下空洞逐渐长大, 并且和其他空洞连接在一起形成韧窝断口。 从1150 ℃固溶60 min空冷后宏观的断口图像中 (图11 (c) ) 可以看出, 韧窝的数量较少、 分布不均、 深浅不一, 较大韧窝的直径约为0.66 μm。 图11 (d) 为1150 ℃固溶60 min空冷后更高倍数下的断口形貌, 可以更加清楚地看到“湍流”状形貌, 这是由于在单向拉伸实验过程中, 先是空洞形核长大, 然后随着形变过程的继续进行, 大小不一的韧窝逐渐连通在一起, 在韧窝与韧窝之间形成了撕裂棱; 最后拉伸成一个细点直至完全断裂, 从而产生了“湍流”形貌。 总的来说, 两种冷却方式下的断口形貌差别较大, 但均表现为延性断裂; 同时韧窝内均未发现碳化物颗粒, 这正好说明在该温度下碳化物几乎完全溶解, 与之前观察到的结果一致。

表4 碳化物主要成分

Table 4 Main chemical compositions of secondary phase (%, mass fraction)

Spectra	C	Nb	Mo	Cr	Ni
Spectrum A	16.2	8.4	15.3	17.8	42.3
Spectrum B	17.1	7.4	13.3	18.2	44.0
Spectrum C	16.3	8.3	14.7	17.9	42.8

综合考虑固溶处理参数 (固溶温度、 保温时间、 冷却方式) 对GH3625合金微观组织、 力学性能以及断裂方式的影响后, 最终得出GH3625合金冷轧管材最佳固溶处理工艺为1150 ℃/60 min/AC。

图11 1150 ℃/60 min固溶后GH3625合金的断口形貌

Fig.11 SEM images of fracture morphology of GH3625 alloy after solution treatment at 1150 ℃/60 min

(a) Water-cooled, low magnification; (b) Water-cooled, high magnification; (c) Air-cooled, low magnification; (d) Air-cooled, high magnification

3 结 论

冷轧态的GH3625合金经950～1250 ℃固溶处理10～80 min后, 发现随着固溶温度的不断升高, 晶粒先缓慢长大随后快速长大 (在1130 ℃出现拐点) , 晶粒长大活化能为208.60 kJ·mol^-1; 950 ℃提高到1250 ℃时, 硬度下降了38.8%。 随着固溶时间的延长, 晶粒先快速长大随后逐渐趋于平稳, 在此过程中硬度变化不明显。 固溶处理后冷却方式对GH3625合金晶粒尺寸影响不大, 主要影响合金中碳化物的尺寸、 数量和形态 (并不改变碳化物类型) ; 固溶处理后冷速较快有利于室温强度的增加, 而冷速较低有利于室温塑性的提高。

在综合考虑固溶处理参数 (固溶温度、 保温时间、 冷却方式) 对GH3625合金微观组织、 力学性能以及断裂方式的影响后, 最终得出GH3625合金冷轧管材最佳固溶处理工艺为1150 ℃/60 min/AC。

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