inconel783（UNS R30783）镍基合金的成分性能参数

引 言

Inconel 783(以下简称IN783)合金是20世纪90年代由美国Special Metal公司开发的用于制造第四代航空发动机的一种铁-镍-钴基抗氧化低膨胀高温合金。随着超超临界汽轮机技术的兴起与发展，该合金也被用作超超临界机组中高温螺栓等主要部件的原材料[2-3]。相对于其它低膨胀铁-镍-钴高温合金，IN783合金中大幅度提高了铝元素的含量，使其在时效处理中沿晶界析出β-NiAl相，从而显著提高了合金的高温持久寿命和应力加速晶界氧化(SAGBO)抗力[1-5]。IN783合金对热加工(热锻、热轧等)和热处理(固溶、时效等)工艺有严格的要求，而热处理前的热加工变形过程对最终合金中的析出相、晶粒尺寸及性能有着重要的影响[5-8]。一般情况下，该合金的大型锻件在热加工前都需要对铸锭进行长时间的扩散退火处理以减轻或者消除铸锭中的枝晶偏析。β-NiAl相的析出与合金元素及热处理工艺密切相关，并影响着合金的力学性能，然而很少有研究关注热加工前的扩散退火对最终合金组织和性能的影响，甚至在一些大型锻件的生产中，一些企业由于高温扩散退火需要在高温状态下对锻件进行长时间保温，存在能耗大、生产周期长等不利因素而取消了高温扩散退火工序。目前，对高温合金热加工前的高温扩散退火是否有必要一直存在诸多争议。为此，作者以IN783合金为对象，研究了锻前的长时间高温扩散退火处理对该合金显微组织和力学性能的影响，分析与阐述了扩散退火工艺对析出相的影响规律。

1试样制备与试验方法

试验用材料为IN783合金，铸态，其化学成分如表1所示。对IN783合金铸锭进行高温扩散退火处理(简称Hom态),然后与不进行扩散退火的IN783合金铸锭(简称N-Hom态)一起，经热锻(锻造温度为1120～980℃)后，再分别进行固溶、固溶十一级时效(简称β时效)、固溶十一级时效十二级时效(简称γ'时效)热处理[3-46]。其中，固溶处理工艺为(1110±10)℃×1h水冷；一级时效处理工艺为(845±8)℃×4 h;二级时效处理工艺为(718士8)℃×8h炉冷(冷却速率约55℃·h-¹)+(621土8)℃×8 h空冷。

对不同条件热处理后的合金进行纵向切割、镶嵌、研磨、抛光和腐蚀后(腐蚀液由2.5 g CuCl2+50 mL甲醇+50 mL盐酸组成),制成金相试样，采用MEF4A型光学显微镜(OM)和配有能谱仪(EDS)的JSM-7600F型场发射扫描电子显微镜(SEM)观察显微组织。在MTP-1A型电解双喷仪上制备透射电镜试样，电解液为5%(体积分数)的高氯酸酒精溶液，双喷液温度为-35～—25℃,工作电压为50 V,电流为30 mA,双喷后在Gatan离子减薄仪上进一步减薄后，采用JEOL 2100F型透射电子显微镜(TEM)进行精细组织观察，加速电压为200kV。在岛津Shimadzu XRD-6000型全自动衍射仪(XRD)上进行物相分析，采用铜靶，K。射线，扫描范围为30°～100°,扫描速率为1(°)·min⁻,扫描电压为40V,电流为40 mA。利用ZEISS-Observe.D1M型维氏显微硬度计测截面硬度，载荷4.9kN,加载时间15 s,测8个点取平均值。根据GB/T 228-2010,在Zwick/Roell型标准拉伸试验机上进行室温拉伸试验，试样标距为15 mm,拉伸应变速率10-3s¹;根据GB/T 4338-1995,在HIMADZU型拉伸试验机上进行高温拉伸试验，加热系统由三段式电阻炉组成，试验温度分别为600,650℃,拉伸应变速率5×10-4s-1。

2试验结果与讨论

2.1扩散退火对显微组织的影响

由图1可以看出，两种状态的IN783合金在固溶处理后均仅存在基体γ相的衍射峰，经固溶十时效处理后除了γ相外还出现了明显的β相的衍射峰。

由图2可知，经β时效和γ'时效处理后，未扩散退火态合金中的β析出相分布不均，呈带状分布，贯穿多个晶粒；而扩散退火态合金中的β析出相在晶内和晶界的分布均匀。晶内均匀分布的β析出相会显著提高材料的高温性能，而晶界上较细密分布的β粒子有助于控制晶粒长大和提高应力加速晶界氧化脆性倾向[1-4]。

由图3可见，经β时效后，未扩散退火IN783合金在晶内和晶界处的β析出相都相对粗大并且分布不均，一些晶界处β相呈枝晶和团聚状，多个视场都有这种粗大的枝晶状β相，且占有相当大的比例。相对而言，扩散退火合金中很少有连续的枝晶状β相析出，晶内的β析出相细小且弥散分布，大部分晶界处的β析出相以断续的短棒状为主。

此外，还发现在未经扩散退火处理的合金中存在一种尺寸较大的析出相，如图4所示，EDS线扫描结果显示该析出相含铌和碳，应该是铌的碳化物。

对于高温变形合金，高温拉伸强度与持久寿命主要取决于高温时的晶界强度或晶界滑移抗力，当沿晶界处析出细小的粒状碳化物时会提高晶界的滑移抗力。在IN783合金中，添加了一定量的铌和钛，这两种元素既是γ'相的重要形成元素，又是MC型碳化物的主要形成元素，在未扩散退火合金中，部分铌元素主要形成了相对粗大的碳化物，而在长时间扩散退火合金中，没有发现粗大的铌的碳化物，说明长时间扩散退火可以使IN783合金中铌的碳化物有效溶解，并在随后的时效处理过程中以更加细小的碳化物或者γ'相的形式均匀析出。

由图5可以看出，β时效处理后，扩散退火合金中的晶内和晶界处β析出相的形状比未扩散退火合金中的更加规则，尺寸更加细小。在IN783合金中，β-NiAl相主要以晶内析出的细小粒状或者球状和沿晶界析出短棒状两种形式存在。所形成的晶内细小粒状β相有助于合金获得高强度和高塑性，而沿晶界析出的棒状β相可提高晶界抗氧化能力，提高晶界的强度并通过阻碍晶界滑动，大幅度提高合金的 抗裂纹扩展能力、持久寿命、持久强度和高温塑性。此外，由于β-NiAl相的析出，必然导致周围的固溶铝含量降低，会使其周围形成γ相贫化，一定程度上，贫化γ'区会起到微塑性区的作用，有利于延缓应力的集中，降低合金的缺口敏感性[3-4.6]。

由图6可以看出，经γ'时效处理后，扩散退灭合金中除了均匀分布于晶内的块状或粒状β相以及晶界处的棒状β析出相外，还形成了大量细小且弥散分布的纳米γ'相，这些γ相基本呈现两种形态，尺寸小的(约10 nm)球状γ'相及尺寸相对较大的(50～100 nm)块状γ相，前者是在γ'时效(621℃下)析出的，而后者则是γ'时效的二级时效过程中在718℃下析出并在随后(621±8)℃×8 h时效过

程中进一步粗化的结果[6]。通过γ时效处理，IN783合金形成了大量的细小、弥散分布的β-NiAl相和γ'相，有效地提高了合金的强度[5-6]。

2.2 扩散退火对力学性能的影响

由表2可以看出，两种状态合金经固溶处理后的硬度均最低，随着时效处理的进行，硬度逐渐增加，γ时效处理后的最高，其次为β时效+(718±8)℃×8h空冷处理后的；不同条件热处理后，扩散退火合金的硬度均高于未扩散退火合金的。

由表3可以看出，经γ时效处理后，扩散退灭合金的室温和高温强度、塑性均优于未扩散退灭合金的，室温屈服和抗拉强度均比未扩散退火合金的提高近100 MPa,伸长率提高近30%;在650℃拉伸时，相对于未扩散退火合金，扩散退火合金在强度提高的同时，塑性提高了1倍多。未经过高温扩散退火处理的合金中，其元素缺少均质化过程，在随后的标准热处理过程中，其β析出相粗大，并且在某些晶界局部的区域呈枝晶状或带状分布；而经长时间高温扩散退火处理的合金中，合金元素的分布更加均匀，在随后热加工与热处理过程中，析出相更加均匀弥散。扩散退火合金的强度和塑性都明显高于未扩散退火合金的，这主要归因于扩散退火处理后的合金中形成了均匀、细小和弥散分布的析出相。

3 结 论

(1) 未经扩散退火处理的IN783合金在经后续热锻、固溶和时效处理后，其显微组织中会生成较大尺寸的带状或枝晶状晶界β相及大块状的含铌碳化物，热锻前的扩散退火处理能明显抑制甚至消除粗大析出相的生成。

经γ'时效处理后，扩散退火IN783合金的室温屈服和抗拉强度分别比未扩散退火合金的提高近100 MPa,伸长率提高了近30%,其高温拉伸性能更加优异，650 ℃下扩散退火合金的拉伸强度显了准解理断口，其原因是接头的局部热处理温度达到了TA1钛合金的韧脆转变温度，韧性下降，在相同应力水平下发生脆性断裂。在拉伸过程中，TA1钛合金内部首先沿晶面发生解理断裂，当其内部形成大量微小解理裂纹后，在外力作用下裂纹扩展，在小裂纹彼此连接的边界处，就有可能通过塑性变形及微孔聚集机制使压印接头断裂，形成准解理断口形貌[11-12]

经过局部热处理后的压印接头与未进行热处理的压印接头相比，失效载荷提高了26.34%,接头断裂方式从韧性断裂变为脆性断裂，在工程应用中脆性断裂危害性极大，因此，在利用某些热处理方法提高压印接头强度的同时，需要考虑到材料韧、脆性的变化，均衡材料的韧脆性，提高接头的综合性能。

3 结 语

(1) 局部热处理后的TA1钛合金-SPCC钢压印接头的失效载荷约为5371.9N,比未经热处理的提高了26.34%。

(2)未经热处理的TA1钛合金-SPCC钢压印接头的失效方式为上下板拉脱失效，断裂方式为韧性断裂；局部热处理后的失效方式为颈部断裂士上下板拉脱混合失效，断裂方式为准解理断裂。