inconel718化学成分性能参数

Inconel 718概要：

Inconel 718是沉淀强化的镍基高温高强合金

Inconel 718在－253～700℃温度范围内具有良好的综合性能，650℃以下的屈服强度居变形高温合金的首位，并具有良好的抗疲劳、抗辐射、抗氧化、耐腐蚀性能，以及良好的加工性能、焊接性能和长期组织稳定性，能够制造各种形状复杂的零部件，在宇航、核能、石油工业中，在上述温度范围内获得了极为广泛的应用。

该合金的另一特点是合金的组织对热加工工艺特别敏感，掌握合金中相析出和溶解规律及组织与工艺、性能间的相互关系，可针对不同的使用要求制定合理、可行的工艺规程，就能获得可满足不同强度级别和使用要求的各种零件。

1 试验材料及方法

1.1 试验用料

试验用Inconel718合金经真空感应熔炼加电渣重熔双联工艺冶炼而成，再经均匀化处理并轧制成90 mm×18mm的板材，其成分见表1。

1.2 试验材料及方法

试验选取以下4种常用热处理工艺：

No.1:1025 ℃×2 h(WQ)+775℃×7 h(AC)(工艺简称：1025℃固溶时效);

No.2:1050℃×1 h(AC)+720℃×8 h(FC,50℃/h)+620℃×8h(AC)(工艺简称：1050℃固溶时效);

No.3:950℃×1 h(AC)+720℃×8 h(FC,50℃/h)+620℃×8h(AC)(工艺简称：950℃固溶时效);

No.4:720℃×8h(FC,50℃/h)+620℃×8h(AC)(工艺简称：直接时效)。

经过热处理后的试样将进行力学测试。冲击实验将会在JB-30B型冲击实验机上依照《GB/T229-2007金属材料夏比摆锤冲击实验方法》进行。拉伸实验将在CMT-4105型万能实验机上依照《GB/T228-2002金属材料室温拉伸实验方法》进行。我们使用MEF4M型光学显微镜对组织进行观察，并按照《GB/T6394-2002金属平均晶粒度测定法》的截点法对晶粒进行评级。用S-4300扫描电镜(SEM)分析合金中δ相和碳化物的形貌、分布，同时用电镜上的能谱仪(EDS)进行碳化物成分分析。使用H-800透射电子显微镜（TEM）来研究合金中弥散强化相的外貌、分布以及物相鉴定。通过将试样分别置于10g/L硫酸铵+10g/L柠檬酸水溶液和5%HCl+5%甘油+1%柠檬酸甲醇溶液中进行萃取，然后经过洗涤和干燥处理，最后进行XRD实验以确定合金中弥散强化相的析出量。

2 试验结果与讨论

2.1 四种热处理工艺对合金组织的影响

图1展示了合金在四种不同热处理工艺下的显微组织照片。由于时效处理温度较低，所以时效过程对合金的晶粒尺寸几乎没有影响，合金的晶粒尺寸主要受到固溶温度的控制。观察到，经过1025℃×2小时的固溶处理（见图1a）和1050℃×1小时的固溶处理（见图1b）后，晶粒尺寸明显变粗，约为50微米；而经过950℃×1小时的固溶处理后，奥氏体晶粒尺寸没有变化（见图1c），与直接时效（见图1d）一样，都由大量等轴细晶和少量未再结晶的扁晶组成，平均晶粒尺寸在4至5微米之间。

根据图2所示，对于4种热处理工艺，1025℃时效和1050℃时效的晶粒尺寸评级结果为5～6级，而950℃时效和直接时效的晶粒尺寸评级结果为12～13级。这个现象与文献报道的Inconel718合金的静态再结晶温度为1020℃及晶界析出δ相对晶粒的钉扎作用相符合。也就是说，在低于965℃的保温条件下，由于晶界析出的δ相未溶解，会产生钉扎作用，使得晶粒无法显著增长。由于δ相完全溶解温度为1038℃,故在1025℃×2h固溶时，δ相大部分溶解；1050℃×1h固溶时，δ相完全溶解。此刻，δ相的钉扎效应相对较小或没有钉扎效应。同时，在1025℃和1050℃固溶时，固溶温度均在Inconel718合金的静态再结晶温度以上，所以1025℃时效和1050℃时效的晶粒长大速度加快，显著粗化。在950℃时效时，既存在δ相的钉扎作用，又处于静态再结晶温度以下，因此晶粒变得更细小。

在图3中展示了在4种热处理工艺下合金组织中δ相和碳化物的形态、分布以及碳化物的能谱图。我们可以观察到，在合金中δ相的析出过程中，它们都是沿着晶界发生析出的。而且，不同的热处理工艺会导致δ相的形态和数量有明显的差异。1025℃时效时(图3a),δ相主要以颗粒状沿晶界分布，并有少量尺寸小于3μm的棒状δ相分布于晶界，这些棒状δ相是在1025℃保温过程中为减小系统的界面能，由近邻的颗粒状δ相相互结合而成；1050℃时效时(图3b),δ相全溶于奥氏体基体，晶界无δ相；950℃时效时(图3c),δ相主要以块状大量析出，尺寸在1~5μm之间；直接时效时(图3d),δ相沿部分晶界呈网状连续分布，认为该工艺所产生的δ相是在热轧阶段生成的。所以，固溶时效温度为950℃时析出的数量最多，其次是直接时效、1025℃固溶时效，最后是1050℃固溶时效。

同时，由图3可见，碳化物在晶内和晶界均有析出，并且晶界上的碳化物尺寸更为粗大。其能谱测定(EDS)结果如图3(e)所示，该碳化物为富Nb、Ti的

(Nb,Ti)C,属于MC型碳化物，其含量大约为Nb87%、Ti7%(质量分数，%)。大量研究 已证实，Inconel718合金中MC型碳化物的形成温度在1200℃左右。因此本试验中的热处理工艺对碳化物析出形貌和析出量无影响。

2.2 微细析出相γ”、γ'相

在不同热处理工艺下，图4展示了Inconel718合金中的弥散强化相γ和γ"相在析出形貌以及衍射斑标定结果。可以看出，微细析出相γ'、γ"相尺寸按1025℃固溶时效(见图4a)、直接时效(见图4d)、950℃固溶时效(见图4c)、1050℃固溶时效(见图4b)顺序细化。在775℃×7h的单时效(见图4a)时，由于γ、γ"相的析出温度较高，易于长大，因此明显粗化。在直接时效处理中，由于该工艺没有进行高温固溶处理，所以热轧阶段形成并储存在材料中的应力应变没有经过高温回复和释放的过程。贮存的变形能促进了微细相的形核，使得γ、γ"相容易形核、长大速率相对较快。在进行1050℃固溶时效和950℃固溶时效时，都是在相当稳定的固溶组织中进行双时效处理。此时，γ^相和γ"相的析出尺寸均较为细小，两者之间的差异并不明显。

从微细相的析出数量来说，4种热处理工艺的强化相γ^、γ"的数量如表2所示。由于1025 ℃固溶时效是一个单时效过程，因此其析出量最少。直接时效工艺，未经固溶处理，组织中储存的形核能较大，γ、γ"相易于析出，析出量最多。1050℃固溶时效与950℃固溶时效的时效工艺完全一样，强化相数量上的差异跟δ相形成过程中所造成的基体中γ相(Ni₃(Al、Ti))形成元素的浓度起伏，易于γ相形核有关。

同时，在本试验的时效温度范围内存在γ→γ"→δ的转变，但γ→γ”→δ转变速度缓慢，仅在热处理时间范围内，其转变量是极其微量的，所生成的γ相、γ"相、δ相均可认为是自奥氏体基体中一次生成的。

2.2 力学性能

表3给出了Inconel718合金经4种常用热处理后的室温力学测试数据。由表3可以看出，强度按1025℃时效、1050 ℃时效、950 ℃时效、直接时效顺序递增。

Inconel718合金的强度水平在不同热处理工艺后受以下三个重要因素的影响：1)强化相析出数量的差异。该合金的强化主要是通过γ相和γ"相的弥散作用实现的。与此同时，γ'相和γ"相与奥氏体基体之间保持着完全的共格和半共格的关系，其中包括(001)面、1/{001}面以及[100]方向和//<100>[9]方向。数量越多，在其析出尺寸一定的情况下，弥散分布的密度越高，对位错运动的阻碍作用越大，强度越高。结合表2和表3,析出相数量与强度的对应关系证实了此观点。2)小晶体的强化效果。由图2知，4种热处理工艺之间的晶粒度差别较大，即1025℃固溶时效和1050℃固溶时效的晶粒尺寸显著大于950℃固溶时效和直接时效的晶粒尺寸。材料强度与晶粒尺寸之间的关系可以用Hall-Petch方程来表示：YS与h乘以D的倒数的平方成正比。这里，YS代表材料强度。为细晶强化强度增量，MPa;k,为比例系数；D为有效晶粒尺寸，mm。)。当$k$的值为17.4MPa·mm'^(-u)，将1025℃固溶时效和1050℃固溶时效的有效晶粒尺寸设为50μm，950℃固溶时效和直接时效的晶粒尺寸设为4.5μm，代入上述公式可得到细晶强化强度增量的理论值约为180MPa。可见，细晶强化对其强度影响较大，不容忽视。3)强化析出相γ'、γ"的粗化作用。对比4种工艺的屈强比可知，γ、γ"相的粗化降低了Inconel718合金的屈强比。1025℃时效的屈强比0.707,显著低于其它各热处理工艺的屈强比。主要是由于强化相γ、γ"的粗化造成的。在保持析出相数量不变的情况下，析出相的尺寸越大，对位错运动的阻碍作用越小，导致材料的屈服强度降低。

根据表3的数据显示，在材料的塑韧性方面，冲击功值的大小顺序依次为1050℃固溶时效、1025℃固溶时效、直接时效以及950℃固溶时效。另外，针对1025℃固溶时效和1050℃固溶时效来说，断后伸长率和断面收缩率基本上相差无几，都大约在30%和50%左右；对于950℃固溶时效和直接时效来说，断后伸长率和断面收缩率也基本相差不大，都大约在22%和40%左右。结合图2、图3和表3,得出影响Inconel718合金的冲击吸收功的因素为δ相的数量和形状。冲击吸收功受δ相析出量影响很大，即δ相析出量越多其冲击韧性越差。由于δ相与Inconel718合金基体之间的接触界面是相界，是大角度晶界，并且与基体没有共格关系。另外，δ相自身可以通过断裂形成微细裂纹，并借助微孔的聚合生长机制来促进裂纹的扩展。因此，δ相无法容纳塑性变形。材料的断裂韧性明显受到过多的δ相的负面影响。另外，δ相的析出形状对Inconel718合金的在塑韧性也有明显影响。在1025℃固溶时效(见图3a)时，δ相主要以颗粒状析出，颗粒状δ相对材料基体的连续性影响较小，因此其塑韧性与无δ相析出的1050℃固溶时效差别不大。直接时效时，δ相沿晶界呈不连续的网状分布，主要为棒状析出，明显降低了材料的塑韧性。在进行950℃固溶时效时，δ相会以不连续的块状形式出现，破坏了基体的连续性，从而导致材料的塑韧性变得最差。从美国石油协会关于Inconel718合金的相关标准中，可以得知它对δ相数量和网状δ相的沿晶析出有严格的控制要求，以确保合金具有良好的塑性和韧性。因此，对于石油化工和海洋应用中的Inconel718合金，控制δ相析出的数量和形态是至关重要的。

细化晶粒有助于提升一般材料的可塑性和韧性。但从表3的结果来看，虽然950℃固溶时效和直接时效的晶粒尺寸明显细于1025℃固溶时效和1050℃固溶时效，但其塑韧性还是明显下降。说明对于Inconel718合金，不同热处理工艺处理时，对合金的塑韧性起决定作用的因素是δ相的析出数量与相貌。

综上，不同的热处理工艺对Inconel718合金材料的组织、结构有明显影响，也决定了其力学及其它性能。从而可以根据不同的用途合理选取热处理工艺，充分发挥Inconel718合金的综合性能。

3 结论

1) Inconel718经950℃x1h固溶及直接时效时，合金晶粒度较细，为12～13级；经1025℃×2 h及1050℃x1h固溶后，合金晶粒显著粗化，为5～6级；

2)Inconel718合金经950 ℃固溶时效时，δ相呈块状大量析出；直接时效时，δ相在部分晶界呈网状连续析出；1025℃固溶时效时，δ相以不连续颗粒状析出；在1050℃固溶时效时，无δ相析出。同时，晶界δ相的析出对晶粒的粗化起着有效的钉扎作用，抑制晶粒长大；

3)Inconel718合金经不同热处理工艺后的强度跟强化相γ、γ"的数量及晶粒度有关，且强化相γ'、γ"的粗化降低了材料的屈强比；其塑韧性主要决定于δ相的数量及形貌。