CN112453337B - 一种高铝钛含量粉末高温合金电极棒的制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种高铝钛含量粉末高温合金电极棒的制备方法，涉及高温合金棒材制备技术领域。所述制备方法包括：在真空环境下进行高温合金的连铸拉坯步骤；所述连铸拉坯在固定的连铸温度下进行，并在启铸阶段、进入连铸阶段后以及连铸末期采用不同的拉坯速度和铸坯冷却速率。解决了现有技术中高铝钛含量粉末高温合金电极棒纯净度和致密度低、内部存在缩孔和疏松的问题，并且改善了微观组织和力学性能。

Description

一种高铝钛含量粉末高温合金电极棒的制备方法

技术领域

本发明涉及高温合金棒材制备技术领域，尤其是涉及一种高铝钛含量粉末高温合金电极棒的制备方法。

背景技术

粉末高温合金是高推重比、高性能发动机涡轮盘以及高性能3D打印零部件的首选材料。目前粉末高温合金的制备主要包括以下三种工艺：真空感应熔炼气雾化（VIGA）、真空电极感应熔炼气雾化（EIGA）以及等离子旋转电极法（PREP），其中EIGA、PREP制粉工艺所用的原材料均为直径φ45~75mm的电极棒。在制粉过程中，对所使用的高温合金粉末电极棒要求必须有良好的冶金质量，否则电极棒的缺陷部位在制粉过程中极容易发生掉块、断裂或弯曲，进而损坏制粉设备。此外，粉末电极棒对最终的粉末组织往往会产生比较明显的组织遗传性，尤其是合金组织中的碳化物，如果其在电极棒中比较粗大，在所制备的粉末合金组织中也同样会包含有组织粗大的碳化物，这种大尺寸碳化物的聚集往往会恶化粉末制品的力学性能。

目前，生产高温合金电极棒的工艺大多数采用真空熔炼模铸成型，例如采用真空感应炉冶炼（VIM）单联冶炼工艺以及真空感应炉冶炼（VIM）和真空自耗重熔冶炼（VAR）两联冶炼工艺。但为了获得冶金质量更好的粉末电极棒，近几年国内外也开发出了一些新技术，如专利CN109622834 A中提到的采用三联冶炼工艺（真空感应炉冶炼+保护气氛电渣炉冶炼+真空自耗炉冶炼）结合锻造成型的方法制备粉末电极棒，可获得纯净度高、内部致密及晶粒组织均匀细小的电极棒，但此工艺流程长，成本高，而且对于高Al、Ti含量的高温合金（如FGH95、FGH97等）以及损伤容限性能较差的合金，很难通过锻压成型。此外，专利CN108546834 B公开了一种采用真空感应熔炼（VIM）+真空磁悬浮熔炼（VMLM）的双联熔炼工艺来制备镍基高温合金母合金，旨在提供高电极棒的纯净度。该工艺虽然在净化母合金上起到了较明显的改善作用，但是这种工艺对于细棒料而言，由于凝固过程中温度梯度较大，极容易在棒料中心形成连续缩孔，因此该工艺仅适合制备较粗的锭（尺寸规格多为φ70~110 mm），所制备的铸棒利用率较低，不能满足粉末电极棒直接使用需求。专利CN102179493B公开了一种高温合金真空连铸装置，该装置使高温合金连铸成材成为可能，通过熔炼炉、中间包和结晶器均设置在真空炉内，连铸作业的冶炼、浇铸、结晶成型完全在真空条件下，实现高温合金的真空冶炼和多炉连续真空连铸近净成型。

高Al、Ti含量的粉末高温合金例如FGH95、FGH97、FGH98、FGH99和新研的高代次粉末高温合金等由于其合金中强化相γ＇含量较高，高温强度高、塑性低、损伤容限性能较差、连铸窗口较窄，因此，对于这类型高铝钛含量粉末高温合金，制备出高冶金质量、高品质、内部缺陷少的粉用电极棒的难度较大。

鉴于此，特提出本发明。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高铝钛含量粉末高温合金电极棒的制备方法，解决了现有技术中高铝钛含量粉末高温合金电极棒纯净度和致密度低、内部存在缩孔和疏松的问题，并且改善了微观组织的组成和力学性能。

本发明提供的技术方案如下：

一种高铝钛含量粉末高温合金电极棒的制备方法，所述方法包括：在真空环境下进行高温合金的连铸拉坯步骤；所述连铸拉坯在固定的连铸温度下进行，并在启铸阶段、进入连铸阶段后以及连铸末期采用不同的拉坯速度和铸坯冷却速率。

在启铸阶段（指启铸后5min以内）采用较快拉坯速度（0.8~1.5m/min）和较小的铸坯冷却速率（3.4℃/mm左右），此时按照理论公式计算坯壳厚度为2.4~5.0mm。

铸坯冷却速率是指通过在线测量结晶器入口及出口铸坯表面温度，冷却速率=（结晶器入口铸坯表面温度-结晶器出口铸坯表面温度）/结晶器长度，单位℃/mm，也即指结晶器入口至结晶器出口铸坯表面温度变化。

在一个具体的实施方案中，所述启铸阶段的拉坯速度为0.8~1.5 m/min，冷却速率为3~5℃/mm。

在一个实施方案中，与启铸阶段相比，在进入连铸阶段后，降低拉坯速度，逐渐增大铸坯冷却速率；

优选地，进入连铸阶段后的拉坯速度降低至启铸阶段拉坯速度的80~90%；进入连铸阶段后的铸坯冷却速率逐渐增大至启铸阶段铸坯冷却速率的150~200%。

进入连铸阶段后随着结晶器内部环境温度的升高，为了避免漏钢现象出现，降低拉坯速度，增大铸坯的冷却速率，此阶段连铸坯在结晶器出口处的表面温度控制在1050℃~1200℃之间，并实时监控连铸过程的状态参数。

在一个具体的实施方案中，进入连铸阶段后的拉坯速度为0.64~1.35 m/min，冷却速率为4.5~10℃/mm。

在一个实施方案中，与进入连铸阶段后相比，在连铸末期，提高拉坯速度，逐渐降低铸坯冷却速率；

优选地，连铸末期的拉坯速度提高为进入连铸阶段后拉坯速度的120~150%；连铸末期的铸坯冷却速率逐渐降低至进入连铸阶段后铸坯冷却速率的70~90%。

在连铸末期（指连铸阶段结束前的5~10 min），一方面由于在同一保温功率条件下随着钢液的减少，保温效果较差；另一方面由于坩埚中钢水热源的减少，引起连铸温度的急剧下降，在铸坯表面呈现出较深的冷隔，严重影响连铸坯的冶金质量，因而在连铸后期需要根据连铸坯温度适当提高连铸速度、降低铸坯冷却速率，以确保连铸坯温度的恒定。

在一个具体的实施方案中，连铸末期的拉坯速度为0.76~2.02 m/min，冷却速率为3.15~9℃/mm。

在一个实施方案中，所述固定的连铸温度为启铸温度±5℃，所述启铸温度为高出熔点30℃~100℃。

在连铸过程中，钢液流经与坩埚底部相连接的陶瓷分离环而进入铜模结晶器，在结晶器外侧循环冷却水的冷却作用下于铜模内快速凝固，凝固组织由距离铸坯表面5~10mm的凝固坯壳和长锥形的液芯组成，液芯直径越靠近炉门尺寸越小，直至炉门出口处铸坯完全凝固为固相，因而连铸成功与否的关键在于是否能保证凝固坯壳一定的强度和中心液芯的连续性。而决定这一关键环节的重要影响因素是启铸温度控制，启铸温度较高会增大凝固区的温度梯度，从而引起连铸坯心部产生缩孔及疏松等，随着启铸温度的进一步提高则容易导致漏钢现象发生；而如果启铸温度较低，结晶器中凝固坯壳厚度增大，连铸坯的凝固铸造热应力急剧增大，容易引起铸坯产生裂纹，甚至开裂，而且由于低温条件下合金熔体的流动性变差，形成的裂纹也很难通过后续钢水的补充自愈合，针对高γ＇含量的粉末高温合金来说，理想的启铸温度一般高出熔点30℃~100℃。

在连铸过程中，连铸温度是通过调整保温功率的大小，使合金熔体温度控制在启铸温度±5℃范围内，在实际拉坯过程中结合对坩埚中钢液的温度和连铸充型区温度的实时监测进行动态调整保温功率。

在一个实施方案中，所述方法在高温合金的连铸拉坯步骤之前，还包括高温精炼及提纯步骤，在该步骤中，主要包括采用单包法进行浇注、活性及微量元素的二次添加、有害气体及杂质元素的脱除以及精炼完成后采取底铸出钢；

优选地，所述活性及微量元素包括但不限于B、C、Al、Ti、Zr、Hf、Mg和Ce；

优选地，所述有害气体及杂质元素的脱除的方法为在精炼阶段将钢液加热至合金熔点以上150℃~200℃，真空炉真空度降低至3Pa以下；或者，加入脱氧剂。

在精炼阶段一是通过进行活性及微量元素的二次添加，如B、C、Al、Ti、Zr、Hf、Mg和Ce等，通过在线成分检测确保高温熔体成分满足合金材料的技术要求；二是进行有害气体及杂质元素的脱除，通常在精炼阶段将钢液加热至合金熔点以上150~200℃，真空炉真空度降低至3Pa以下，使固溶在熔体中的（O、N）发生过饱和而生成O₂和N₂，进一步通过真空系统挥发排出；其次采用加入脱氧剂，通过合金元素与脱氧剂之间发生的置换化学反应去除熔体中固溶的O或N。

本发明在精炼过程中采用单包法进行浇注以及底铸出钢，这样不仅可以借助电磁搅拌的作用上浮合金熔体的夹杂物，使夹杂物在浮力作用下远离坩埚底部的凝固成型区进而净化钢液（通过电磁搅拌使坩埚中的钢液形成环流，夹杂物在环流的作用下被带至钢液表面，并进一步运动至坩埚壁附近，夹杂物通过与坩埚壁之间的化学吸附作用从熔体中排除），而且可以使坩埚中钢液的温度场趋于均匀一致，减小连铸过程中合金熔体的温度梯度。在精炼完成后，坩埚中熔体合金成分准确、有害气体及杂质元素和夹杂物含量低，为后续的连铸成型做好准备。

在一个实施方案中，所述方法还包括：在高温合金的连铸拉坯过程中，对于微量易氧化烧损元素进行在线补加；优选地，在连铸过程中结合坩埚中钢水的剩余重量和易氧化烧损元素的烧损量进行在线计算，根据所述易氧化烧损元素的目标值进行在线补加。

连铸过程不同于传统模铸，出坯时间较长，对于1t容量的钢水，自启铸开始至连铸结束需要40~60min，因而在高温条件下坩埚中合金熔体中的一些微量活性元素，比如Mg、Ce等极易发生氧化烧损，如果不能及时补加直接导致连铸后期出坯的成分不合格。因此为了精确控制连铸坯前后阶段成分的均匀一致性，尤其是针对含有微量活性元素（Mg、Ce）的FGH97合金，在连铸过程中需要结合坩埚中钢水的剩余重量和活性元素的烧损量进行在线计算，根据元素目标控制值通过真空炉的二次加料漏斗进行合金元素的在线补加。

在一个实施方案中，所述方法还包括：对连铸坯进行控温去应力；

优选地，所述控温去应力的方法为在炉门外沿铸坯的出坯方向设置可在线拆卸的隔热套管，从而对铸坯进行二次保温；

更优选地，所述二次保温为使得铸坯表面的温降降低至50~70℃/m。

对于高Al、Ti的FGH95、FGH97合金，铸造组织中容易形成比较粗大的枝晶组织，造成枝晶间的结合力减弱，在连铸坯表面大的温度梯度下产生较高的热应力，热应力容易导致在铸坯在冷隔部位产生裂纹，裂纹较严重的甚至导致连铸坯沿冷隔处发生断坯。为了减小铸坯表面的温度梯度、降低凝固热应力，通过在炉门外沿着铸坯的出坯方向设置一米长可在线拆卸的隔热套管，从而对铸坯进行二次保温，进而避免铸坯在冷隔处的开裂现象，提升连铸坯的冶金质量及出坯成材率。

在一个实施方案中，所述方法在高温精炼及提纯步骤之前还包括配料和合金化的步骤；

依据合金成分优选冶炼用原材料，原材料纯度大于99.9%，并在装炉前对原材料表面进行机械打磨及超声波清洗，去除表面氧化皮及杂质。

按照不同元素组成比例进行合金化配料，在原材料装炉后进行抽空、送电加热，在真空度较低时采取小保温功率缓慢升温进行送电，避免造成原材料的表面氧化；在炉内真空度低于5Pa时开始加大保温功率至钢液温度1450~1500℃之间快速熔化合金料，至合金化完成。

在一个实施方案中，所述方法还包括在拖坯系统的水平牵引作用下连续出炉门而形成连铸坯；优选地，所述拖坯系统为上下两个反方向旋转的压力辊，通过与铸坯之间产生的摩擦力带动铸坯向前运动。

真空水平连铸过程中，钢水自坩埚底部通过水冷铜结晶器快速凝固，在拖坯系统的水平牵引作用下连续出炉门而形成连铸坯。拖坯系统为上下两个反方向旋转的压力辊，通过与铸坯之间产生的摩擦力带动铸坯向前运动，在连铸坯的持续运动过程中，该驱动力克服与之反向的钢水静压力引起摩擦阻力和抽吸阻力、铸坯自重引起的摩擦阻力、辊道的摩擦阻力及钢水凝固的粘滞阻力等。根据合金强度、连铸坯直径通过公式计算可得出拉坯系统的下压力。此外随着出坯长度的增加，铸坯与辊道之间的摩擦阻力增大，为了防止铸坯因此导致的打滑现象，根据产品尺寸要求进行连铸坯的在线切割，切割机需通过同步电机控制，与铸坯水平运动速度及方向保持一致。

在一个实施方案中，所述高温合金是FGH95、FGH97、FGH98、FGH99、以及新研的高代次粉末高温合金中的任一种。

有益效果：

（1）本发明通过真空水平连铸以一次成型的方式进行φ45~75 mm规格高品质粉末电极棒的制备，主要从连铸工艺参数的在线调整、连铸过程中活性元素（易氧化烧损元素）含量控制及以减小连铸坯在凝固过程中的热应力三方面采取防裂控制措施，最终获得高冶金质量、高纯净度的高γ＇含量合金制粉用电极棒，满足其在制粉工艺中的应用需求，这对提高制粉过程中电弧稳定性及细粉出粉率的提升具有重大意义。

（2）本发明解决了现有技术中高铝钛含量粉末高温合金电极棒纯净度和致密度低、内部存在缩孔和疏松的问题，本发明电极棒合金元素头尾分布的均匀一致性好、致密度高。

（3）本发明改善了高温合金电极棒微观组织和力学性能，本发明提供的高温合金电极棒低偏析、组织致密、枝晶组织少且尺寸小。

附图说明

为了更清楚地说明本发明具体实施方式或现有技术中的技术方案，下面将对具体实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施方式，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为本发明实施例提供的单包法真空水平连铸装置示意图；

图2为本发明实施例1提供的FGH95连铸坯控温去应力前后铸坯表面的开裂情况（a快冷；b缓冷）；

图3为本发明实施例2提供的FGH97真空连铸坯与模铸坯对剖的内部致密程度对比图（a FGH97模铸；b FGH97连铸）；

图4为本发明实施例2提供的FGH97真空连铸坯与模铸低倍晶粒组织对比图（aFGH97模铸；b FGH97连铸）；

图5为本发明实施例2提供的FGH97真空连铸坯与模铸铸坯碳化物组织对比图（aFGH97模铸；b FGH97连铸）。

具体实施方式

下面将结合实施例对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

实施例1

FGH95合金粉末电极棒的制备：

在800Kg真空水平连铸设备上进行φ64mm粉末电极棒的制备，工艺流程如下：原材料优选——合金化——高温精炼及提纯——启铸温度控制——连铸工艺参数（保温功率、连铸拉坯速度及铸坯冷却速率）的调整与控制——易烧损元素控制——连铸坯控温去应力——拖坯方式及连铸坯尺寸的精确控制。

具体试验步骤如下：

1、原材料优选：

根据FGH95高温合金的标准成分元素组成，优选出纯度大于99.9%的原材料Ni、Cr、Co、W、Mo、Nb放入坩埚中（并在装炉前对原材料表面进行机械打磨及超声波清洗，去除表面氧化皮及杂质）；活性及微量原材料B、C、Al、Ti、Zr、Hf和Ce放入二次加料斗中于精炼后期加入。

2、合金化：

在完成原材料坩埚装料后进行小功率送电并抽真空，随着真空度的提升，缓慢增大真空炉保温功率，在炉内真空度小于5Pa时快速提升保温功率至钢液温度达到1450~1500℃之间进行合金料的快速熔化，在液面达到100%时合金化完成。

3、高温精炼及提纯：

（1）二次加料：同传统真空感应熔炼一样，通过二次加料漏斗在精炼的不同阶段（精炼初期、中期、末期）加入活性及微量元素，总共分三次进行加入，依次是Al——Ti——C、B、Zr、Hf及Ce，避免合金元素之间的化学反应，在每次加入后进行大功率搅拌使元素分布均匀。同时通过在线成分检测确保高温熔体成分满足合金材料的技术要求。

（2）对合金熔体中有害气体及杂质元素的脱除：通过将合金熔体温度提高至合金熔点以上150~200℃，真空度降低至3Pa以下，降低有害气体元素O、N在熔体的固溶度，使其发生过饱和析出；另外通过加入一些与O、N、S的亲和力较强的合金元素，通过与脱氧剂之间的置换反应形成氧化物浮渣，并进一步通过电磁搅拌使熔体中的氧化物和氮化物夹杂充分上浮，最终被坩埚壁所吸附而使高温熔体得到充分的净化。

（3）采取单包法进行浇注和底铸出钢：在制备生产过程中去掉中间包结构，采用单包法进行浇注，这样不仅可以借助电磁搅拌的作用上浮合金熔体的夹杂物，进而净化钢液，而且可以使坩埚中钢液的温度场趋于均匀一致，减小连铸过程中合金熔体的温度梯度。本发明单包法真空水平连铸工艺如图1所示。

底铸出钢使得钢液中的夹杂物在浮力作用下远离坩埚底部的凝固成型区，因而在精炼阶段通过电磁搅拌使坩埚中的钢液形成环流，夹杂物在环流的作用下被带至钢液表面，并进一步运动至坩埚壁附近，夹杂物通过与坩埚壁之间的化学吸附作用从熔体中排除。在精炼完成后，坩埚中熔体合金成分准确、有害气体及杂质元素和夹杂物含量低，为后续的连铸成型做好准备。

4、启铸温度控制

在精炼完成后采取停电降温，直至降温至合金的熔点附近进行测温，确保所测温度在合金熔点温度±5℃范围内，并以此温度为基准采用电磁搅拌快速升温，使合金熔体温度升至合金熔点以上30~100℃再次进行测温，此时所对应的温度即为启铸温度。

5、连铸工艺参数调整与控制

在启铸阶段（指启铸后5min以内）采用较快的拉坯速度（0.8~1.5m/min

）和较小的冷却速率（约3~5℃/min），此时凝固坯壳厚度为2.4~5.0mm；在进入连铸阶段后，随着结晶器内部环境温度的升高，为了避免漏钢现象出现，降低拉坯速度（降低至启铸拉坯速度的80~90%，约0.64~1.35m/min），增大铸坯冷却速率（逐渐增大至启铸阶段冷却速率的150~200%倍左右，约4.5~10℃/min），此阶段连铸坯在结晶器出口处的表面温度控制在1050~1200℃之间，并实时监控连铸过程的状态参数；在连铸末期（连铸阶段结束前的5~10 min），根据连铸坯温度适当提高连铸速度（拉坯速度提高至连铸阶段的120~150%，约0.76~2.02m/min）或降低冷却水量（铸坯冷却速度降低至连铸阶段的70~90%，约3.15~9℃/min），避免铸坯温度的大幅度降低，以确保连铸坯温度的恒定。

6、连铸坯控温去应力

针对FGH95合金的连铸，在粉末高温合金中由于FGH95合金的高温强度最高且塑性较差，在凝固热应力作用下很容易在连铸坯的弱结合区，即冷隔部位产生裂纹，从而导致连铸坯表面开裂。通过采取连铸坯外部保温的措施（在炉门外沿铸坯的出坯方向设置可在线拆卸的隔热套管，从而对铸坯进行二次保温），降低铸坯出结晶器后表面的温度梯度，使铸坯表面的温降从采取保温措施之前的100~120℃/m降低至50~70℃/m左右，铸坯表面冷隔部位的裂纹倾向性明显降低，如图2所示，图2中b为采用二次保温去应力降低铸坯出结晶器后表面的温度梯度（也即缓冷）的技术效果。

7、拖坯方式及连铸坯的尺寸控制

连铸坯在拖坯系统上下两个对称分布、反方向旋转的压力辊的驱动作用下向前运动，运动过程中克服与之反向的钢水静压力引起的摩擦阻力和抽吸阻力、铸坯自重引起的摩擦阻力、辊道的摩擦阻力及钢水凝固的粘滞阻力等。通过调整拖坯辊下压力的大小控制连铸坯的驱动力。同时按照产品的尺寸控制，采用同步切割的方式控制连铸坯的长度，减小铸坯的拉坯阻力。

至此粉末电极棒的真空水平连铸制备过程全部完成。

所获得的FGH95连铸坯的成分如表1所示：合金元素符合标准要求。由于在本发明的连铸过程中可以实现根据元素的烧损规律进行合理的元素补加，微量合金元素头尾均匀一致，且在高温高真空、脱氧剂提纯及控制夹杂物上浮的净化措施下，采取本专利制备的FGH95连铸坯中的有害气体元素O、N含量均可控制在10 ppm以内（表2）。

表1 FGH95连铸坯元素含量（wt%）

表2 FGH95连铸坯有害气体元素（O、N）含量

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本发明FGH95合金粉末真空连铸电极棒vs FGH95合金粉末模铸电极棒：

采用大样电解进行夹杂物含量分析，FGH95连铸坯的夹杂物含量如表3所示，与模铸电极棒相比，采用本发明真空水平连铸技术，熔体中的夹杂物在浮力和钢液环流的作用下充分上浮，因而本发明制备的FGH95连铸坯的凝固成型区远离夹杂物，使连铸坯中的夹杂物总量有大幅度的降低，大样电解结果表明连铸坯中尺寸大于50μm的夹杂物总量均小于6mg/10Kg，纯净度较模铸相比得到明显提高。

表3 FGH95连铸/模铸坯夹杂物含量对比分析

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实施例2

FGH97合金粉末电极棒的制备：

在800Kg真空水平连铸设备上进行φ64mm粉末电极棒的制备，工艺流程如下：原材料优选——合金化——高温精炼及提纯——启铸温度控制——连铸工艺参数（保温功率、连铸拉坯速度及铸坯冷却速率）的调整与控制——易烧损元素控制——连铸坯控温去应力——拖坯方式及连铸坯尺寸的精确控制。

具体试验步骤与实施例1基本相同。

FGH97合金与FGH95合金的连铸工艺参数大致相同，只是在微量易烧损元素上略有差异，主要考虑是在连铸阶段根据Mg、Ce元素的烧损规律，分时段进行补加。FGH97合金成分中要求有Mg：0.002~0.05%，Ce：0.005~0.01%，范围较窄，而且都属于活性元素，在长时间的连铸过程中如果控制不当，极容易超限。本专利根据冶炼过程中活泼元素Mg、Ce的烧损规律，于冶炼过程中定期给予元素补偿，并通过合金元素的在线检测，使之满足合金成分范围要求。

所获得的FGH97连铸坯的成分如表4所示：合金元素符合标准要求，由于在本专利的连铸过程中可以实现根据元素的烧损规律进行合理的元素补加，微量合金元素头尾均匀一致，且在高温高真空、脱氧剂提纯及控制夹杂物上浮的净化措施下，制备的FGH97连铸坯中的有害气体元素O、N含量均可控制在10ppm以内（表5）。

表4 FGH97连铸坯元素含量（wt%）

表5 FGH97连铸坯有害气体元素（O、N）含量

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本发明FGH97合金粉末真空连铸电极棒vs FGH97合金粉末模铸电极棒：

（1）夹杂物含量分析

采用大样电解进行夹杂物含量分析，FGH97连铸坯的夹杂物含量如表6所示，与模铸电极棒相比，采用本发明真空水平连铸技术，熔体中的夹杂物在浮力和钢液环流的作用下充分上浮，因而本发明制备的FGH97连铸坯的凝固成型区远离夹杂物，使连铸坯中的夹杂物总量有大幅度的降低，大样电解结果表明连铸坯中尺寸大于50μm的夹杂物总量均小于6mg/10Kg，纯净度较模铸相比得到明显提高。

表6 FGH97连铸/模铸坯夹杂物含量对比分析

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（2）内部致密程度对比

将FGH97真空连铸坯与模铸坯对剖，内部致密程度对比如图3所示：模铸棒的中心存在有连续性的缩孔，而采用本发明制备的FGH97连铸坯的心部没有持续性的缩孔，仅在存在直径小于1 mm左右的局部缩孔，冶金质量较模铸相比有明显的提升。其致密度提升的原因主要有两点：一是熔体的纯净度提升，避免铸坯芯部由于夹杂物的存在引发非均匀形核，使合金的凝固方式从致密度较差的同步凝固转变为致密度较高的逐层凝固；二是与模铸相比，在连铸过程中铸坯心部的最后凝固区可以持续得到后续高温钢水的持续补缩，心部缩孔及疏松可以在连铸过程中发生自愈合而消失。

（3）低倍晶粒组织对比

FGH97真空连铸坯与模铸坯的低倍晶粒组织对比如图4所示：

由于模铸坯的冷却能力较差，而且浇注过程中的过热度较大，在合金组织容易形成长度较短的柱状晶区和中心粗大的等轴晶区。

与模铸晶粒组织相比，采取本发明方法制备的FGH97连铸坯组织中的柱状晶比例明显较高，占端面晶粒组织的80%以上，在高温条件下这种晶界的定向排列和横向晶界的消除，可以使合金的高温力学性能得到明显改善。

（4）碳化物析出对比

采用SEM对传统模铸工艺和本发明真空连铸工艺制备条件下FGH97合金组织中的碳化物进行对比，如图5所示：

采用本发明技术制备的FGH97连铸坯，由于凝固过程中铸坯的冷却速度较快且过热度较低，从而降低了组织中碳化物的析出长大时间，因而组织中晶界的碳化物尺寸细小，且均匀分布；而对比模铸组织中的碳化物来看，分布于晶界的碳化物均为尺寸较大的块状、骨架状，这种尺寸较大的晶界碳化物在PREP制粉过程中，会遗传至其所制备的粉末中，从而恶化高温合金粉末制品的组织及力学性能。

对比例1

在800Kg真空水平连铸设备上进行φ64mm粉末电极棒的制备，工艺流程与实施例1类似，不同之处在于，在连铸过程中，连铸工艺参数不同，不在本发明限定的范围内，则导致连铸失败或者效果较差。分析其原因主要是启铸阶段如果冷速过大导致凝固坯壳过厚，引起铸坯与分离环之间巨大的摩擦力，会导致分离环损坏；或者是在连铸阶段，随着凝固坯壳厚度的减少，一旦铸坯温度过高，引起结晶器中铸坯发生破壳，而引起漏钢事故产生。

对比例2

在800Kg真空水平连铸设备上进行φ64mm粉末电极棒的制备，工艺流程与实施例1类似，不同之处在于，不进行连铸坯控温去应力的步骤。

图2中的a图为提供的FGH95连铸坯控温去应力前（也就是没进行连铸坯控温去应力）情况下，连铸坯大多沿冷隔部位开裂，形成裂纹。

对比例3

在800Kg真空水平连铸设备上进行φ64mm的FGH97合金粉末电极棒的制备，工艺流程与实施例2类似，不同之处在于，根据FGH97合金成分要求Mg：0.002~0.05%，Ce：0.005~0.01%，在精炼结束后加入微量元素Ni、Mg、Ce合金至坩埚，而在连铸过程中不再进行微量元素的补加，对所获得的连铸坯的头尾取样进行微量元素含量分析，分析结果如表7所示：虽然连铸坯头部的Mg、Ce元素均在技术标准所要求的范围之内，但由于Mg和Ce元素的活性较大，如果在连铸过程中不能得到补充，所获得连铸坯在接近尾部的成分已低于技术标准要求的低限，而不能获得使用。

表7 FGH97连铸坯微量元素头尾含量分析结果

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最后应说明的是：以上各实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的范围。

Claims (10)

1.一种高铝钛含量粉末高温合金电极棒的制备方法，其特征在于，所述方法包括：在真空环境下进行高温合金的连铸拉坯步骤；所述连铸拉坯在固定的连铸温度下进行，并在启铸阶段、进入连铸阶段后以及连铸末期采用不同的拉坯速度和铸坯冷却速率；与启铸阶段相比，在进入连铸阶段后，降低拉坯速度，逐渐增大铸坯冷却速率；

与进入连铸阶段后相比，在连铸末期，提高拉坯速度，逐渐降低铸坯冷却速率。

2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，进入连铸阶段后的拉坯速度降低至启铸阶段拉坯速度的80~90%；进入连铸阶段后的铸坯冷却速率逐渐增大至启铸阶段铸坯冷却速率的150~200%。

3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，连铸末期的拉坯速度提高至进入连铸阶段后拉坯速度的120~150%；连铸末期的铸坯冷却速率逐渐降低至进入连铸阶段后铸坯冷却速率的70~90%。

4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述启铸阶段的拉坯速度为0.8~1.5m/min，冷却速率为3~5℃/mm。

5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述固定的连铸温度为启铸温度±5℃，所述启铸温度为高出熔点30℃~100℃。

6.根据权利要求1-5任一项所述的制备方法，其特征在于，所述方法在高温合金的连铸拉坯步骤之前，还包括高温精炼及提纯步骤；

所述高温精炼及提纯步骤主要包括采用单包法进行浇注、活性及微量元素的二次添加、有害气体及杂质元素的脱除以及精炼完成后采取底铸出钢；

所述活性及微量元素包括B、C、Al、Ti、Zr、Hf、Mg和Ce；

所述有害气体及杂质元素的脱除的方法为在精炼阶段将钢液加热至合金熔点以上150℃~200℃，真空炉真空度降低至3Pa以下；或者，加入脱氧剂。

7.根据权利要求1-5任一项所述的制备方法，其特征在于，所述方法还包括：

在高温合金的连铸拉坯过程中，对于微量易氧化烧损元素进行在线补加；

在连铸过程中结合坩埚中钢水的剩余重量和易氧化烧损元素的烧损量进行在线计算，根据所述易氧化烧损元素的目标值进行在线补加。

8.根据权利要求1-5任一项所述的制备方法，其特征在于，所述方法还包括：对连铸坯进行控温去应力。

9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，所述控温去应力的方法为在炉门外沿铸坯的出坯方向设置隔热套管，从而对铸坯进行二次保温；所述隔热套管是可在线拆卸的；

所述二次保温使得铸坯表面的温降降低至50~70℃/m。

10.根据权利要求1-5任一项所述的制备方法，其特征在于，所述高温合金选自FGH95、FGH97、FGH98以及FGH99合金中的任一种。

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