Inconelx.750合金是一种镍基高温合金，是中国品牌就是GH4145，广泛应用于航空航天和涡轮叶片件、亚临界机组汽轮机汽缸、弹簧及其他零件。众多研究深入研究了变形条件下合金的显微组织和析出相。但对于电渣重熔的InconelX-750合金关于该合金铸态枝晶组织的研究报道很少，尤其是对合金的规格西1000 mm，20 t大型电渣锭第一次，针对一次和二次枝晶间距，规格的InconelX的电渣重熔工艺750合金进行了模拟研究根据实际生产后的测量结果，从而满足本规范。Inconelx.750合金电渣锭生产过程的工艺参数系统并为改进提供参考。

模拟计算涵盖范围
MeltFlow电渣重熔模拟软件以轴对称模型和稳态条件对电渣重熔过程进行全面分析模拟。 其计算涵盖范围很广， 如图1所示， 包括渣上表面与电极之间的换热、 铸锭与渣之间的换热、 铸锭与结晶器之间的换热和渣与结晶器之间的换热， 以及金属液滴在滴落过程中产生的磁场。

枝晶间距方程
液态金属在结晶器内凝固， 当稳定的凝固壳层形成之后， 处在凝固前沿的晶粒在单向热流的作用下，转以树晶状延伸生长， 形成枝晶组织¨ 31。 形成枝晶时的理论枝晶间距计算公式如下：

相关仿真参数的设置
模拟过程中涉及的电极棒、电渣锭和炉渣的物理特性几何参数和熔炼操作参数如表1所示。

实验法
它是在保护气氛下用电渣重熔冶炼的Inconelx.750合金电渣锭，该合金的标称成分如下表2所示。如图所示。从西边1000 mm电渣锭的头尾切15 cm厚圆盘，分别在圆盘的边缘、1/2和中心取样。观察并分析了铸态组织。样品尺寸为3 cm× 3 cm方形样品，经过最后1000目砂纸机械打磨、抛光，最后在10% Cr0水溶液中电解侵蚀、电解，蚀刻电压为3 V，电解时间为3 ~ 10 s，使用光学显微镜。用显微镜和扫描电镜测量了枝晶和析出相的形貌和尺寸分别观察、测量一次和二次枝晶间距，并使用EDS能谱仪分析了各种析出相的组成。为了检查样本产品测量更准确，样品的一次和二次枝晶间距50次以上测量值的平均值作为最终测量值数量结果。

拟计算结果
图2(a) 、 2(b) 分别为模拟合金电渣锭凝固过程中的局部凝固时间、 冷却速率在电渣锭中的分布。 可以看出， 越靠近电渣锭中心轴线的位置， 凝固过程中的局部凝固时间越长、 冷却速率越慢； 在收缩区域， 由于渣层的存在， 从而起到一定保温作用， 很大程度上降低该位置上凝固过程中的热损失， 从而使得此处局
分部凝固时间最长、 冷却速率最低； 在与结晶器壁接触的位置上， 由于液态金属与冷却水进行换热以及与外部环境热辐射交换热量， 从而在这些位置局部凝固时
间最短、 冷却速率最快。

图3为利用MeltFlow电渣重熔模拟软件计算得到的Al、 Ti、 Nb、 Cr 4种合金元素在整个Inconelx一750合金铸锭中的分布。 可见， Al、 Nb元素在铸锭中部含量较高，头部、 尾部含量较低， 但是中部与两端的含量相差大约0． 02％～0． 08％， 整体含量分布较为均匀； Ti元素在铸锭内的分布大致呈“u” 型， 由头部向尾部、 电渣锭中心轴线位置向边缘位置， 随着冷却速度增加、 局部凝固时间的
减小， 含量逐渐减小， 相差大约0． 2％～0． 4％； cr元素分布与Ti相似， 但是由头部向尾部含量逐渐增大， 电渣锭中心轴线位置向边缘位置含量逐渐增大， 含量相差0． 1％～0． 5％左右， 总体上分布较为均匀； 而在铸锭头部收缩区域， 由于此处靠近电极和渣层， 冷却条件差， 热交换效率很低， 局部凝固时间长， 导致合金元素发生烧损或者偏聚， 使得此处的合金元素含量和整体含量相差较大， Al、 Nb收缩区域的烧损和偏聚程度小，元素分布对冷却速率和局部凝固时间变化不敏感， 而Ti、 cr元素对冷却速率和局部凝固时间变化较为敏感，
Ti在收缩区域发生一定偏聚， Cr在收缩区域发生一定烧损。 但是总体上， 这4种主要合金元素在整个电渣锭的分布均匀， 不存在明显的宏观偏析。

图4(a) 、 4(b) 分别为模拟合金电渣锭冷却之后 形成的枝晶组织的一次枝晶间距和二次枝晶间距大小分布。 可以看出， 枝晶间距大小的分布与图2中的局部凝固时间分布相似， 局部凝固时间长、 冷却速率慢的位置， 一次、 二次枝晶间距越大； 局部凝同时间越短、 冷却速度越快的位置， 一次、 二次枝晶间距越小；无论是电渣锭头部还是尾部的枝晶间距， 都为中心位置>1／ 2半径处>边缘位置； 电渣锭头部中心位置的枝晶间距大于电渣锭尾部中心位置。

枝晶形貌及枝晶间距
图5、 图6分别为电渣锭头、 尾部中心和边缘的显微组织。 从图中可以看出， 无论是电渣锭头部还是尾部， 在不同位置均存在着较为发达的枝晶组织， 颜色较深的是枝晶干， 颜色较浅且白亮的区域为枝晶间。 并且可以看出电渣锭中心位置的枝晶间距和枝晶干尺寸明显大于边缘位置， 且中心位置的枝品尖端曲率半径明显大于边缘位置。 这是因为在如此大型电渣锭的冷却过程中， 中心位置和边缘的冷却条件存在很大差别， 边缘位置靠近结晶器， 而由于结晶器水冷作用， 此处的冷却速度大， 导致液态合金在低于平衡结晶温度以下较大的温度区间内才开始凝固， 即产生较大的过冷度， 使得此位置形核率增大， 并且溶质的扩散距离也会因凝固速率的增加而减小， 进而很短的时间内获得数量多、 尺寸小的枝晶组织， 相对而言枝晶生长速度很快。 较大的生长速度也会导致枝晶端部液相存在较大的成分过冷， 而成分过冷是准稳定的， 这就在枝晶端部的固一液界面产生较大的扰动， 由于这种扰动的驱动力， 也会出现新的晶体， 继而生长成新的枝晶组织， 使得此处的枝晶间距减小。 根据相关文献可知， 枝晶生长速度与枝晶端部曲率半径成反比14。 所以此位置的曲率半径较小； 而电渣锭中心位
置远离水冷结晶器， 热量无法及时传输， 冷却速度很慢， 使得凝固过程中液态合金具有很小的过冷度， 产生很小的形核率， 导致中心位置的单位体积的枝晶数量较少， 溶质在此位置可以充分扩散， 枝晶有充足的时间生长， 枝晶生长速度相对边缘位置更慢。 在生长过程中， 枝晶臂的端部曲率存在差异， 由于曲率半径小的枝晶端部固一液前沿溶质浓度更低， 而曲率半径越大， 固一液前沿液相溶质浓度越大， 所以在液相中存在局部的溶质浓度梯度， 这样就驱使溶质从较粗的枝晶端部向较细的枝晶端部扩散， 导致细枝品熔断， 较粗枝晶继续生长， 最后导致枝晶间距和枝晶尺寸增大， 并且如此大型的电渣锭， 中心位置传热十分困难， 冷却速率很慢， 导致上述过程进行的很充分。

电渣锭头部的枝晶间距和尺寸普遍大于尾部， 这是由于电渣锭头部与渣层接触， 相对于尾部与结晶器底部接触的传热条件而言， 头部的传热被很大程度的限制， 使得尾部液态金属凝固过程中的过冷度大于头部， 如上述枝晶长大过程所述， 头部的枝晶组织较为粗大且具有较大的枝晶间距和枝晶端部曲率半径。表3为枝晶间距模拟计算结果和实际测量结果， 从表3中可以看出， 如此规格的电渣锭中心位置与边缘位置的枝晶间距相差很大， 中心位置的一次枝晶间距大约是边缘位置的1． 9～2． 4倍， 中心位置二次枝晶间距大约是边缘位置的1． 4～1． 6倍。 并且计算的结果与实际测量结果一致性良好， 故可以利用该模拟软件对电渣锭凝固之后的一次、 二次枝晶间距进行较为准确地预测。

图7、 图8分别是电渣锭头、 尾部中心和边缘位置的析出相形貌， 从中可以看出， 枝晶间距较大的电渣锭头部区域， 在枝晶间析出大量针状组织， 并且在
晶界上存在边缘圆滑的短点状和条状相以及边缘规则尖锐的块状相析出， 并且由铸锭中心位置到边缘，针状相尺寸和数量逐渐减小； 而在铸锭尾部区域， 没有明显的针状相析出， 仅存在枝晶部分短点、 块状析出相和晶界上析出的条状等的碳化物析出相， 如图9 EDS图谱所示， 短点状、 块状以及条状析出相均为富Ti、 Nb相， 且边缘圆滑的短点状相和条状相主要是Nb元素富集， 含量60％以上， 边缘规则的块状相的Ti元素含量60％以上， 可以初步预测为短点状相和条状相为NbC相， 块状相为TiC相； 针状相的EDS分析结果为Ti、 Nb、 Al元素含量较该合金名义成分高， Ni元素含量与合金名义成分相差较小， 且贫Cr、Fe， Ni元素含量与其他主要合金元素含量比值大约为3： 1， 所以根据相关文献‘1 5。 推测针状相为6相。 一般通过一次、 二次枝晶间距大小可以预测凝固组织的质量， 一次、 二次枝晶间距越小， 凝固质量较高‘81。对于电渣锭头部， 由于凝固速度较慢， 合金原子扩散较为充分， 在合适的热力学与动力学条件下在枝晶问析出大量的、 有害的针状相， 从而降低电渣锭的力学性能， 而电渣锭尾部的冷却速率大， 合金原子扩散受到限制， 析出相形成所需的动力学和热力学条件有
限， 所以没有大量针状相的析出。

对铸锭进行均匀化退火热处理工艺的本质就是将铸态电渣锭加热到一定温度， 并保温一段时间， 使得合金原子发生下坡扩散， 并且枝晶偏析的均匀化速度强烈地依赖于枝晶间距， 即浓度分布的间距。 在枝晶间富集的如Nb、 Al、 Ti等合金原子向枝晶干扩散， 枝晶干富集的cr等原子向枝晶间扩散， 使得枝晶偏析程度减弱， 甚至消除枝晶偏析。 对于退火过程来说， 合金原子扩散速率、 扩散距离等因素决定了退火温度、 保温时间的设定， 而一次、 二次枝晶间距大小决定了原子扩散距离。 故可以通过测定电渣锭的一次、二次枝晶间距来判断凝固后铸态组织枝晶偏析程度，预测合金电渣锭凝固质量， 从而对于探究随后的均匀化退火制度提供了依据， 进而对电渣锭之后的锻造工艺可以起到一定的指导作用。

结论
1) 据模拟计算结果表明， Al、 Nb元素对冷却速率和局部凝固时间变化不敏感， Ti偏向于向冷却速率小和局部凝固时间较长的位置扩散， cr原子偏向于向冷却速率大和局部凝固时间较短的位置扩散，但是， 若不考虑电渣锭头部收缩区域， 合金元素在整个电渣锭的分布总体均匀， 无明显的宏观偏析；无论是电渣锭的头部还是尾部， 电渣锭由中心位置到边缘， 一次、 二次枝晶间距逐渐减小； 在相同位置， 电渣锭头部的一次、 二次枝晶间距大于电渣锭尾部；
2) 实验结果表明， 电渣锭由中心位置到边缘， 随着凝固过程中过冷度的增加， 一次、 二次枝晶组织尺寸和枝晶端部曲率半径逐渐减小， 且中心位置的一次
枝晶间距大约是边缘位置的1． 9～2． 4倍， 中心位置二次枝晶间距大约是边缘位置的1． 4～1． 6倍； 相同位置， 电渣锭头部的枝晶组织尺寸和枝晶间距大于尾部； 在枝晶间距较大的电渣锭头部的枝晶位置析出大量的针状相， 并随着由中心到边缘位置， 针状相尺寸、 数量均减少， 而在电渣锭尾部未发现明显的针状相析出；
3) 枝晶间距模拟计算结果和实验测量结果基本一致， 可以利用该模拟软件对电渣锭凝固之后的枝晶间距进行预测。