inconel690成分硬度密度inconel690成分性能参数
前言
690合金是一种新型的镍基奥氏体耐蚀合金，它是在600合金的基础上通过增加铬和降低碳含量进行改进而来的。这种合金的主要损坏原因是晶间应力腐蚀破裂(IGSCC)。在热处理过程中，600和690合金会在晶界附近析出富含铬的晶间碳化物，从而导致晶界附近的铬元素贫化现象[1,2]。通过对合金进行固溶处理和TT处理(热处理)，可以控制晶界碳化物的形貌和铬的贫化，从而显著改善其抗晶间应力腐蚀破裂的性能[3]。目前有较多关于TT处理对690合金中碳化物形貌、贫Cr区和腐蚀性能影响的研究[4-6]，然而固溶处理和碳化物演变的研究却相对较少。尽管已经对固溶处理对690合金晶粒度和力学性能的影响进行了研究，并且对碳化物的溶解进行了初步分析，但是对碳化物在变形合金中的存在状态没有明确指出，并且固溶和TT处理过程中碳化物的行为和演化规律也没有进行系统分析。
1 实验方法
我们采用真空感应和电渣重熔技术，对690合金的铸锭进行锻造和热轧加工，生产出直径为16mm的棒材。合金的化学成分（以质量分数%表示）为：C0.02，Cr29.55，Fe10.40，N0.01，S0.0008，P0.0033，Ni余量。在1010-1080℃的温度范围内，每隔10℃进行固溶处理，处理时间为8分钟，然后用水进行淬冷。样品经过固溶处理后，在715℃的温度下进行了15小时的TT处理，然后进行了自然冷却。
使用10%草酸溶液，在5V/45s的条件下，利用电解腐蚀制备扫描电镜(SEM)样品。在-20℃和20V的条件下采用10%(体积比)高氯酸酒精溶液的双喷电解抛光方法制备透射电镜(TEM)样品。
2 结果与讨论
2.1 热轧态690合金的碳化物及其结构
图1表明，碳化物绝大多数以长条状分布于晶界，少数呈颗粒状分散于晶粒内部.690合金碳化物为面心立方结构的M₂3C₆,如图2所示，M代表金属元素Cr、Ni、Fe,其中Cr约占90%(质量分数).
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存在大量的位错和空位等缺陷，晶界原子的排列是无序的，这使得碳化物能够在晶界提供方便的形核位置，并且具有较高的界面能。同时，当棒材经过热轧后进行空冷，奥氏体中以间隙原子的形式存在的碳的溶解度急剧下降，使其处于过饱和状态。这两个条件使得碳可以快速扩散并偏聚于晶界附近的缺陷处，并与Cr、Ni、Fe等金属元素结合，在晶界处析出碳化物并长大，以降低系统的能量。因此，尺寸较小、热轧冷却速度较快的棒材组织会出现如图1所示的长条状M₂3C₆型碳化物。根据这个结果可以推断，冷却速度较慢的大尺寸热变形(锻造或热轧)690合金部件的晶界处会存在大量分布成长条状的碳化物。
2.2 碳化物的溶解温度
下图显示了经过不同温度固溶处理的690合金组织的扫描电子显微镜（SEM）照片。与初始的碳化物相比，在1010℃温度下，690合金的晶界中的长条状碳化物逐渐溶解，但溶解并不完全，仍然存在一些碳化物颗粒（图3a）。随着固溶处理温度的升高，碳化物的溶解程度增加。在1040℃处理后，晶界仅残留少量碳化物（图3b），而在1050℃处理的合金中，晶界上已经不存在析出相（图3c），这表明在该温度下晶界的碳化物完全溶解。
在1050 ℃固溶处理时晶界碳化物完全溶解，但是晶内存在一些颗粒状碳化物.随着固溶温度的进一步升高，晶粒内颗粒状碳化物数量明显减少.至1080℃,690合金极少数晶粒内存在的碳化物颗粒尺寸均小于0.5μm(图3d).根据碳化物的数量和尺寸，可确定热变形690合金的完全固溶温度为1080℃.
在1050℃固溶处理时，晶界的碳化物完全溶解，但晶内仍存在一些呈颗粒状的碳化物。随着固溶温度进一步升高，晶内的碳化物颗粒数量明显减少。当达到1080℃时，只有很少一部分晶粒内存在尺寸小于0.5μm的碳化物颗粒（图3d）。通过考察碳化物的数量和尺寸，可以确定热变形690合金的完全固溶温度为1080℃。
与600合金比较，690合金的性能优异而成分并不复杂.含碳量为0.02%的600合金固溶温度约为950 ℃图，而本文的结果是690合金碳化物完全溶解温度约为1080 ℃.长野博夫[2!认为，两种合金的固溶温度差别较大的原因是690合金中铬元素含量较高(30% vs.15%),降低了碳在奥氏体中的溶解度.，在镍基合金基体中C的溶解度随着Cr含量的增加而增加.C在690合金中的溶解度比600合金低得多的原因，是690合金的析出相M₂3C₆比600合金析出相M₇C₃稳定.稳定的M₂3C₆能保持到较高的温度，所以给定碳含量的690合金的固溶温度比600合金的高很多.
2.3TT处理碳化物的形貌
图4为经过不同固溶和TT处理后690合金组织的SEM照片.690合金715℃/15hTT处理过程中，M₂3C₆有沿原1010 ℃未固溶碳化物长大的倾向.在原晶界不存在碳化物的位置，在TT处理过程中难以重新析出碳化物，与690合金未完全固溶组织中含有残余碳化物(图3a)相关.与在更高温度下碳化物完全固溶相比，1010 ℃固溶处理合金在后续TT处理过程中C的过饱和度较小.这也减小了TT处理过程中碳化物析出动力学，使Mz₃C₆析出反应时间推迟，并可能将产生析出相的温度区间向低温方向推移[10].在TT处理过程中碳化物容易优先沿着原有残余碳化物/基体的界面再析出、长大，显著降低了C、Cr在晶界无碳化物的晶体缺陷处重新形核和长大的几率，表现为点状碳化物粗大，数量相对减少，晶界不再析出新的碳化物(图4a),这与图4a中碳化物较图3a中的尺寸粗大吻合.
与在1010 ℃的情况相似，在1040 ℃固溶处理的690合金在后续TT处理过程中，碳化物易于沿未溶碳化物/基体的界面形核、长大，所以晶界和晶内含有尺寸较大的析出相.不同的是，在1040℃处理后在合金晶界重新析出碳化物的数量增加.其原因是，热轧态合金的碳化物数量减少，碳在奥氏体中饱和度增大，使得合金在TT处理过程中晶界碳化物重新形核析出的倾向性增加(图4b).与高温固溶不同的是，重新析出的晶界碳化物具有不连续或分散状的形貌.
在1050 ℃和1080 ℃固溶处理后，690合金热轧态碳化物几乎完全溶解在奥氏体中，碳原子处于过饱和状态.TT处理时，C原子向自由能较高的晶界偏聚，与Cr等金属元素形成细小、半连续的碳化物(图4c),而晶内较少有碳化物析出、长大.在TT处理过程中形成的碳化物是面心立方的M₂3C₆,金属原子团M中含Cr≥85%,表明TT处理不影响碳化物的结构国.
690合金中的半连续的晶界碳化物和少量的晶内碳化物，能显著提高其IGSCC抗力5].本文的结果表明，固溶温度影响TT处理后碳化物的分布和形貌，为获得细小、半连续的晶界碳化物，热轧态690合金长条状碳化物需要完全固溶，得到化学成分均匀的单相奥氏体组织，即固溶温度应该大于等于1050℃,晶间腐蚀率和应力腐蚀敏感指数随着固溶温度的升高而增加，而在1100 ℃以下腐蚀速率增加缓慢[1].为了使690合金具有较高的耐腐蚀性能，固溶处理温度应该低于1100℃,并尽可能低一些[11].综合考虑碳化物溶解和690合金耐蚀性能，其最佳固溶处理温度为1050-1080 ℃.
3结 论
1. 热轧态690合金中的碳化物主要沿晶界长条状分布，少量呈颗粒状分布在晶粒内部；碳化物为面心立方结构的M₂3C₆,M代表基体金属元素，其中Cr占90%.
2. 含C量为0.02%的690合金的晶界碳化物完全溶解温度为1050 ℃,晶粒内碳化物溶解温度为1080 ℃.
3.在1010℃固溶处理后，热轧态690合金组织中的长条状晶界碳化物未能完全溶解在奥氏体中，晶界仍存在颗粒状的残余碳化物，后续TT处理过程中晶界难以重新析出碳化物，仅表现为残余碳化物的粗化，得到数量少、弥散分布的粗大晶界和晶内碳化物；当固溶温度为1040℃,后续TT处理过程中碳化物沿晶界重新析出的倾向增大，其形貌呈不连续状；而1050℃、1080℃固溶和715℃/15 h TT处理后，690合金的晶界碳化物呈细小、半连续分布.
4.综合考虑碳化物溶解和690合金性能，690合金的最佳固溶温度应为1050-1080 ℃,
