摘 要: 通过分析锻造温度、热处理温度和时间对 C-276 合金耐蚀性的影响，确定析出相 u 为其耐蚀性的主要影响因素。基于该分析结果，在避免 u 相析出的前提下确定 C-276 合金的热成形工艺参数并进行热成形试验，结果显示该工艺参数可以获得最佳的耐蚀性能。
C-276 是一种含钨的镍铬钼合金，具有优异的耐蚀性。高的钼含量使该材料具有很高的局部腐蚀( 如点蚀) 抗力; 低碳、低硅的合金特点使其具有良好的耐晶间腐蚀性能，而很低的碳含量能够减少焊接时的碳化物析出，保证了焊接接头热影响区的抗晶间腐蚀性能。C-276 合金是目前应用最广的耐蚀合金之一，被广泛应用于石油化工、核工业、烟气脱硫、能源环保等要求苛刻的腐蚀环境中。在大气污染控制方面，主要应用在烟囱衬里、烟道、挡板门、脱硫喷淋洗涤塔、处理后烟气的再热器、风机以及风机壳等方面; 在化工领域，用该合金制造的设备和部件包括热交换器、反应釜、蒸发器和输送管道( 泵、阀、管道)等。国内对 C-276 合金的研究主要集中在热成形性能、焊接工艺方面，而对其热成形工艺参数对耐蚀性影响的研究较少。因此，本研究主要探究热成形工艺参数对 C-276 合金耐蚀性的影响，以期为获得最佳耐蚀性能提供参考。
试验
1. 1 试验材料试验用材料的制备采用真空感应 + 电渣的炼钢工艺进行，其化学成分见表1，电渣锭经锻造后线切割取尺寸为30mm* 20mm*3.5mm 的腐蚀试样，固溶处理后，六面磨光待用。
2 试验方案
2. 1热成形工艺参数工艺一：锻造温度区间为870～1200 ℃，锻后空冷，1150℃×1h固溶处理，水冷。工艺二:锻造温度区间为870～1200℃，锻后空冷，热轧温度区间为900～1100℃，轧后空冷，分别在900、1000、1100、1150、1200 ℃ 固溶1h 和在 1150℃固溶 6h，水冷。工艺三:锻造温度区间为1100 ～1230℃，锻后水冷，1150℃×1h 固溶处理，水冷，具体热成形工艺参数见表 2。
2. 2 腐蚀试验方法采用 ASTM G28A 法进行硫酸铁-硫酸晶间腐蚀试验，试验前测量试样尺寸、称重、清洗除油，然后将试样在沸腾硫酸铁-50% 硫酸溶液中连续煮沸24h，试验完成后清洗试样表面腐蚀产物，吹干后称重，根据试验前后试样的重量变化( 失重) 计算腐蚀速率。
结果及分析
2.1 试验结果
对表 2 中不同热成形工艺参数试样按照ASTM G28A 法进行腐蚀试验，试验结果见图 1。由图 1 可知根据热成形工艺一处理的试样腐蚀率达到 42. 594 4 mm /a，耐蚀性很差; 由热成形工艺二处理的试样的耐蚀性随热处理温度升高而增强; 由热成形工艺三处理的试样的腐蚀率最低，耐蚀性最好。试样表面腐蚀形貌见图 2、3，试样表面出现较多不规则腐蚀坑，1#试样腐蚀坑很深，发生了严重腐蚀，2#—9#试样腐蚀较轻，表面腐蚀坑少且小。
2. 2 试验结果分析对由工艺一处理的 1#试样进行了金相分析，结果见图 4。由图 4 可知，该批次试样晶粒粗大， 在 1. 5 级左右，晶界和晶内存在大量析出相。因此导致该批试样耐腐蚀性低的原因可能与晶粒度和析出相有关，析出相会引起贫铬的晶间腐蚀，导致耐蚀性能降低。
为细化腐蚀试样的晶粒度同时保证组织均匀，减少析出相数量，对材料进行870～ 1200℃锻造 +900～1100 ℃ 轧制 + 热处理。图 5 所示为在工艺二条件下制备的 2#—7#试样的晶粒度图片。由图 5 可知，该材料的析出相随热处理温度温度升高而减少，在1000 ℃ 以上时该相明显减少，1000 ℃ 以下温度对该相的溶解所起的作用不大，可见该相的溶解受热激活作用影响较大。这些析出相的残留可从两方面加以解释，一是该合金铸态组织存在的偏析组织在后续热加工中未能完全消除，二是热加工过程中在特定温度下导致相析出。
C-276 合金中常见的析出相有 M6C、u 相、P 相，计算该合金析出相平衡化学成分见表 3。金相分析发现该合金在不同热成形工艺下的试样均存在一定数量的析出相，具体见图 5。结合图 1 可知，材料耐蚀性随热处理温度的升高而增强，原因是随温度升高析出相减少。选取1150℃ /1h 固溶处理工艺下两种不同热加工工艺下的 6 #和 9 #试样进行扫描分析，结果见图 6。
由图 6 可知该合金在不同热成形工艺下的析出相形貌及数量有所差别，但主体成分大致相同，对比表 3 中 C276 合金平衡析出相成分可知，试样中的析出相应为 u 相，结构为 ( Ni， Fe，Co) 3 ( W，Mo，Cr) 2，析 出 温 度 范 围 为650～1090℃，最敏感析出温度为870℃，析出速度相当快，几分钟即可形成。合金晶界及晶内存在的大量 u 相大大增加了材料 Mo、W的贫化，使腐蚀性能降低。因此相同固溶处理情况下870～1200℃锻造试样比870～1200℃锻造 + 900～1100 ℃ 轧制试样腐蚀率要高很多，主要是由于870～1200 ℃ 锻造试样终成形温度比870～1200℃ 锻造 +900～1100℃ 轧制试样终成形温度低，870～1200℃ 锻造成形条件下终锻温度870 ℃ 正好处于最敏感析出温度，析出相更多，腐蚀性能更差; 2#腐蚀率比 3#试样的腐蚀率低，原因是900℃ ×1h 热处理相当于对试样进行了一次敏化处理，u 相析出数量反而增加，耐蚀性下降。由工艺二制备的试样的腐蚀率随热处理温度升高耐蚀性增强，主要是受热激活作用，温度越高析出相越易于溶解，数量越少。锻造 + 轧制试样经1150℃ ×6h热处理后按照 ASTM G28A 法进行腐蚀试验，试样( 8#) 年腐蚀率为 6.347mm /a。延长热处理时间，试样的年腐蚀率大幅度降低，其原因是随固溶处理时间延长析出相减少。工艺三1100～ 1230 ℃锻造时避开了该相析出温度区间，析出相相对较少，锻后水冷，析出相析出时间短，析出相来不及析出已冷却，析出相数量少，随后进行1150℃ ×1h固溶处理后按照 ASTM G28A 法进行腐蚀试验，耐蚀性能优良。锻造 + 轧制试样与1100～1230℃ 锻造试样在相同固溶处理工艺下年腐蚀率差别较大， 对 6#和 9#试样进行晶粒度分析见图 7，由图 7可知，两组试样的晶粒度差别不大，6 #试样晶粒度为 3. 0 级，9#试样晶粒度为 2. 5 级，但 6#试样的年腐蚀率高于 9#试样的年腐蚀率，可见该材料的晶粒度大小并非影响腐蚀性能的关键因素，材料的析出相数量、形态对材料的腐蚀性能影响较大，由图 6 可知 6#和 9#试样的 u 相形貌及数量有明显区别，轧制态 u 相数量多，沿轧制方向被拉长，呈带状分布，高温锻造态材料的 u 相数量较少，呈点状弥散分布。由于 u相为富 Mo、W 相，将引起该合金 Mo、W 的贫化，降低了材料的耐腐蚀性能。
结论
( 1) C-276 合金合适的固溶处理温度为1150℃，该温度下进行处理可促进 u 相溶解，提高材料的耐腐蚀性能。
( 2 ) C-276 合金合适的热成形温度为1100～1230℃，避免热成形过程中 u 相析出，可大幅度提高该合金耐蚀性能。
C-276 是一种含钨的镍铬钼合金，具有优异的耐蚀性。高的钼含量使该材料具有很高的局部腐蚀( 如点蚀) 抗力; 低碳、低硅的合金特点使其具有良好的耐晶间腐蚀性能，而很低的碳含量能够减少焊接时的碳化物析出，保证了焊接接头热影响区的抗晶间腐蚀性能。C-276 合金是目前应用最广的耐蚀合金之一，被广泛应用于石油化工、核工业、烟气脱硫、能源环保等要求苛刻的腐蚀环境中。在大气污染控制方面，主要应用在烟囱衬里、烟道、挡板门、脱硫喷淋洗涤塔、处理后烟气的再热器、风机以及风机壳等方面; 在化工领域，用该合金制造的设备和部件包括热交换器、反应釜、蒸发器和输送管道( 泵、阀、管道)等。国内对 C-276 合金的研究主要集中在热成形性能、焊接工艺方面，而对其热成形工艺参数对耐蚀性影响的研究较少。因此，本研究主要探究热成形工艺参数对 C-276 合金耐蚀性的影响，以期为获得最佳耐蚀性能提供参考。
试验
1. 1 试验材料试验用材料的制备采用真空感应 + 电渣的炼钢工艺进行，其化学成分见表1，电渣锭经锻造后线切割取尺寸为30mm* 20mm*3.5mm 的腐蚀试样，固溶处理后，六面磨光待用。
2 试验方案
2. 1热成形工艺参数工艺一：锻造温度区间为870～1200 ℃，锻后空冷，1150℃×1h固溶处理，水冷。工艺二:锻造温度区间为870～1200℃，锻后空冷，热轧温度区间为900～1100℃，轧后空冷，分别在900、1000、1100、1150、1200 ℃ 固溶1h 和在 1150℃固溶 6h，水冷。工艺三:锻造温度区间为1100 ～1230℃，锻后水冷，1150℃×1h 固溶处理，水冷，具体热成形工艺参数见表 2。
2. 2 腐蚀试验方法采用 ASTM G28A 法进行硫酸铁-硫酸晶间腐蚀试验，试验前测量试样尺寸、称重、清洗除油，然后将试样在沸腾硫酸铁-50% 硫酸溶液中连续煮沸24h，试验完成后清洗试样表面腐蚀产物，吹干后称重，根据试验前后试样的重量变化( 失重) 计算腐蚀速率。
结果及分析
2.1 试验结果
对表 2 中不同热成形工艺参数试样按照ASTM G28A 法进行腐蚀试验，试验结果见图 1。由图 1 可知根据热成形工艺一处理的试样腐蚀率达到 42. 594 4 mm /a，耐蚀性很差; 由热成形工艺二处理的试样的耐蚀性随热处理温度升高而增强; 由热成形工艺三处理的试样的腐蚀率最低，耐蚀性最好。试样表面腐蚀形貌见图 2、3，试样表面出现较多不规则腐蚀坑，1#试样腐蚀坑很深，发生了严重腐蚀，2#—9#试样腐蚀较轻，表面腐蚀坑少且小。
2. 2 试验结果分析对由工艺一处理的 1#试样进行了金相分析，结果见图 4。由图 4 可知，该批次试样晶粒粗大， 在 1. 5 级左右，晶界和晶内存在大量析出相。因此导致该批试样耐腐蚀性低的原因可能与晶粒度和析出相有关，析出相会引起贫铬的晶间腐蚀，导致耐蚀性能降低。
为细化腐蚀试样的晶粒度同时保证组织均匀，减少析出相数量，对材料进行870～ 1200℃锻造 +900～1100 ℃ 轧制 + 热处理。图 5 所示为在工艺二条件下制备的 2#—7#试样的晶粒度图片。由图 5 可知，该材料的析出相随热处理温度温度升高而减少，在1000 ℃ 以上时该相明显减少，1000 ℃ 以下温度对该相的溶解所起的作用不大，可见该相的溶解受热激活作用影响较大。这些析出相的残留可从两方面加以解释，一是该合金铸态组织存在的偏析组织在后续热加工中未能完全消除，二是热加工过程中在特定温度下导致相析出。
C-276 合金中常见的析出相有 M6C、u 相、P 相，计算该合金析出相平衡化学成分见表 3。金相分析发现该合金在不同热成形工艺下的试样均存在一定数量的析出相，具体见图 5。结合图 1 可知，材料耐蚀性随热处理温度的升高而增强，原因是随温度升高析出相减少。选取1150℃ /1h 固溶处理工艺下两种不同热加工工艺下的 6 #和 9 #试样进行扫描分析，结果见图 6。
由图 6 可知该合金在不同热成形工艺下的析出相形貌及数量有所差别，但主体成分大致相同，对比表 3 中 C276 合金平衡析出相成分可知，试样中的析出相应为 u 相，结构为 ( Ni， Fe，Co) 3 ( W，Mo，Cr) 2，析 出 温 度 范 围 为650～1090℃，最敏感析出温度为870℃，析出速度相当快，几分钟即可形成。合金晶界及晶内存在的大量 u 相大大增加了材料 Mo、W的贫化，使腐蚀性能降低。因此相同固溶处理情况下870～1200℃锻造试样比870～1200℃锻造 + 900～1100 ℃ 轧制试样腐蚀率要高很多，主要是由于870～1200 ℃ 锻造试样终成形温度比870～1200℃ 锻造 +900～1100℃ 轧制试样终成形温度低，870～1200℃ 锻造成形条件下终锻温度870 ℃ 正好处于最敏感析出温度，析出相更多，腐蚀性能更差; 2#腐蚀率比 3#试样的腐蚀率低，原因是900℃ ×1h 热处理相当于对试样进行了一次敏化处理，u 相析出数量反而增加，耐蚀性下降。由工艺二制备的试样的腐蚀率随热处理温度升高耐蚀性增强，主要是受热激活作用，温度越高析出相越易于溶解，数量越少。锻造 + 轧制试样经1150℃ ×6h热处理后按照 ASTM G28A 法进行腐蚀试验，试样( 8#) 年腐蚀率为 6.347mm /a。延长热处理时间，试样的年腐蚀率大幅度降低，其原因是随固溶处理时间延长析出相减少。工艺三1100～ 1230 ℃锻造时避开了该相析出温度区间，析出相相对较少，锻后水冷，析出相析出时间短，析出相来不及析出已冷却，析出相数量少，随后进行1150℃ ×1h固溶处理后按照 ASTM G28A 法进行腐蚀试验，耐蚀性能优良。锻造 + 轧制试样与1100～1230℃ 锻造试样在相同固溶处理工艺下年腐蚀率差别较大， 对 6#和 9#试样进行晶粒度分析见图 7，由图 7可知，两组试样的晶粒度差别不大，6 #试样晶粒度为 3. 0 级，9#试样晶粒度为 2. 5 级，但 6#试样的年腐蚀率高于 9#试样的年腐蚀率，可见该材料的晶粒度大小并非影响腐蚀性能的关键因素，材料的析出相数量、形态对材料的腐蚀性能影响较大，由图 6 可知 6#和 9#试样的 u 相形貌及数量有明显区别，轧制态 u 相数量多，沿轧制方向被拉长，呈带状分布，高温锻造态材料的 u 相数量较少，呈点状弥散分布。由于 u相为富 Mo、W 相，将引起该合金 Mo、W 的贫化，降低了材料的耐腐蚀性能。
结论
( 1) C-276 合金合适的固溶处理温度为1150℃，该温度下进行处理可促进 u 相溶解，提高材料的耐腐蚀性能。
( 2 ) C-276 合金合适的热成形温度为1100～1230℃，避免热成形过程中 u 相析出，可大幅度提高该合金耐蚀性能。
