D0I:10.13374/i.issnl00113.2007.02.03 第29卷第2期 北京科技大学学报 Vol.29 No.2 2007年2月 Journal of University of Science and Technology Beijing Feh.2007 新型718合金680℃力学性能与长时时效组织变化 付书红 董建新张麦仓谢锡善 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 摘要利用SEM和TEM研究了一种新型718合金在680℃长期时效至1000h后的组织变化·结果表明：标准合金的主要 强化相为Y,而新合金的主要强化相中除Y”外，丫的质量分数大幅度增加，呈现出特殊的包覆组织形貌：在长时时效过程中，新 型合金具有良好的组织稳定性.新型合金与标准合金的晶界ò相形貌也不尽相同，新合金中为均匀的短棒状或颗粒状，标准 合金中为针状或板条状.两种合金的室温和680℃拉伸性能无显著差别，但新型合金的持久和蠕变性能远优于标准合金.与 标准合金相比，新合金在680℃具有良好的力学性能与组织稳定性· 关键词718合金：长时时效：组织：力学性能：蠕变性能 分类号TG146.1+5 718合金是以FCC奥氏体为基，以Ni3Nb为 织和性能变化，以期开发出一种能在680℃或者更 主要强化相，并辅以Y一Ni3(Al,Ti,Nb)强化的镍 高温度下使用的新型718合金， 基高温合金，由于其优异的性能和广泛的用途在世 1 界高温合金中占有绝对优势地位，其应用涉及航空、 实验材料及方法 航天、石油、化工及能源等各个领域.随着航空发动 实验合金的化学成分如表1所示.，合金经真空 机，特别是地面燃气轮机部件的飞速发展，对合金提 感应熔炼和真空电弧重熔.1160℃下保温25h和 出了更高的要求，以期718合金能在680℃或者更 1190℃下保温72h均匀化退火后，热轧成18mm 高的温度下稳定使用山，然而当使用温度超过 的圆棒，合金的热处理制度采用718合金的标准热 650℃时，718合金中的主要强化相Y会与基体失去 处理制度，954℃下保温1h,空冷，720℃下保温8h, 共格，聚集粗化继而向稳定的δ相转变，导致合金 炉冷(50℃h-1),620℃下保温8h,空冷.然后以室 的强度、塑性等一系列性能迅速下降，因此研究如 温和680℃拉伸性能，680℃、700MPa应力下的持 何提高718合金的组织稳定性已经提到日程上来， 久性能，595℃、825MPa应力下持续时间分别为 为提高718合金的使用温度，许多科学工作者进行 25,50和100h的蠕变性能来对合金的综合力学性 了大量的研究工作2]，但迄今为止还没有一种基 能进行评价，另一组试样经标准热处理后在680℃ 于718合金基本成分范围内的合金被开发出来并应 下进行不同时间(0,100,300,500,800和1000h)时 用到650℃以上的温度.本文基于前人的研究工 效，然后用SEM和TEM研究合金的微观组织变化 作，在718合金的成分范围内开发设计了一种新合 规律，并以不同时间时效后的硬度来评价合金时效 金并系统研究了此合金在680℃下长时时效后的组 后的力学性能. 表1实验合金的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of two experimental alloys % 合金编号 C Cr 专 Mo Nb Ti Al B Fe 1 0.027 18.83 52.10 2.96 5.45 1.02 0.48 0.001 0.0054 0.0041 余量 2 0.029 18.94 52.20 2.95 5.48 1.01 1.09 0.001 0.022 0.0083 余量 2实验结果 收稿日期：2006-10-11修回日期：2007-01-10 2.1力学性能 作者简介：付书红(1979一)，女，博士研究生：董建新(1965一)，男， 2.1.1拉伸性能 教授，博士生导师 实验合金的室温和680℃拉伸性能如表2所
新型718合金680℃力学性能与长时时效组织变化 付书红 董建新 张麦仓 谢锡善 北京科技大学材料科学与工程学院北京100083 摘 要 利用 SEM 和 T EM 研究了一种新型718合金在680℃长期时效至1000h 后的组织变化．结果表明：标准合金的主要 强化相为γ″而新合金的主要强化相中除γ″外γ′的质量分数大幅度增加呈现出特殊的包覆组织形貌；在长时时效过程中新 型合金具有良好的组织稳定性．新型合金与标准合金的晶界 δ相形貌也不尽相同新合金中为均匀的短棒状或颗粒状标准 合金中为针状或板条状．两种合金的室温和680℃拉伸性能无显著差别但新型合金的持久和蠕变性能远优于标准合金．与 标准合金相比新合金在680℃具有良好的力学性能与组织稳定性． 关键词 718合金；长时时效；组织；力学性能；蠕变性能 分类号 TG146∙1＋5 收稿日期：20061011 修回日期：20070110 作者简介：付书红（1979—）女博士研究生；董建新（1965—）男 教授博士生导师 718合金是以 FCC 奥氏体为基以γ″—Ni3Nb 为 主要强化相并辅以γ′—Ni3（AlTiNb）强化的镍 基高温合金．由于其优异的性能和广泛的用途在世 界高温合金中占有绝对优势地位其应用涉及航空、 航天、石油、化工及能源等各个领域．随着航空发动 机特别是地面燃气轮机部件的飞速发展对合金提 出了更高的要求以期718合金能在680℃或者更 高的温度下稳定使用［1］．然而当使用温度超过 650℃时718合金中的主要强化相γ″会与基体失去 共格聚集粗化继而向稳定的 δ相转变导致合金 的强度、塑性等一系列性能迅速下降．因此研究如 何提高718合金的组织稳定性已经提到日程上来． 为提高718合金的使用温度许多科学工作者进行 了大量的研究工作［2—8］但迄今为止还没有一种基 于718合金基本成分范围内的合金被开发出来并应 用到650℃以上的温度．本文基于前人的研究工 作在718合金的成分范围内开发设计了一种新合 金并系统研究了此合金在680℃下长时时效后的组 织和性能变化以期开发出一种能在680℃或者更 高温度下使用的新型718合金． 1 实验材料及方法 实验合金的化学成分如表1所示．合金经真空 感应熔炼和真空电弧重熔．1160℃下保温25h 和 1190℃下保温72h 均匀化退火后热轧成●18mm 的圆棒．合金的热处理制度采用718合金的标准热 处理制度：954℃下保温1h空冷720℃下保温8h 炉冷（50℃·h —1）620℃下保温8h空冷．然后以室 温和680℃拉伸性能680℃、700MPa 应力下的持 久性能595℃、825MPa 应力下持续时间分别为 2550和100h 的蠕变性能来对合金的综合力学性 能进行评价．另一组试样经标准热处理后在680℃ 下进行不同时间（0100300500800和1000h）时 效然后用 SEM 和 TEM 研究合金的微观组织变化 规律并以不同时间时效后的硬度来评价合金时效 后的力学性能． 表1 实验合金的化学成分（质量分数） Table1 Chemical composition of two experimental alloys ％ 合金编号 C Cr Ni Mo Nb Ti Al S P B Fe 1 0∙027 18∙83 52∙10 2∙96 5∙45 1∙02 0∙48 0∙001 0∙0054 0∙0041 余量 2 0∙029 18∙94 52∙20 2∙95 5∙48 1∙01 1∙09 0∙001 0∙022 0∙0083 余量 2 实验结果 2∙1 力学性能 2∙1∙1 拉伸性能 实验合金的室温和680℃拉伸性能如表2所 第29卷 第2期 2007年 2月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．29No．2 Feb．2007 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2007．02．053
.238 北京科技大学学报 第29卷 示.从表中可以看出，合金1的室温拉伸性能略高 在680℃不同时间时效后的硬度曲线，从图2可以 于合金2.当实验温度升高至680℃，合金2的拉伸 看出，合金2硬度始终大于同等条件下合金1的硬 性能略高于合金1.由此可以得出，两种合金在室温 度；随着时效时间的延长，两种合金的硬度值明显增 和680℃下的拉伸性能无明显差别. 加，在300h左右达到峰值，而后迅速下降，在800h 表2实验合金的室温和680℃拉伸性能 之后保持在一固定值附近上下波动， Table 2 Tensile properties of two experimental alloys at room temper- 1.0 ature and680℃ 0.8H E 合金 实验温抗拉强度，屈服强度，新后伸长断面收缩 编号 度/℃ G/MPa G./MPa 率，%率，/% 0.6 1 室温 1465 1270 23.5 43.5 合金2 0.4 合金1 室温 1410 1125 20.0 31.5 1 680 1080 930 24.0 32.5 0.2 2 680 1145 990 18.5 23.5 50 100 时效时间h 2.1.2持久和蠕变性能 虽然两合金的拉伸性能相差甚小，但是两合金 图1实验合金的蠕变性能比较 在680℃、700MPa下的持久性能却有着明显差别. Fig.I Comparison of creep properties of two experimental alloys 从表3可以看出，合金1在680℃、700MPa下的持 久寿命只有22.5h,而合金2却高达42h,大约为合 460 金1的2倍，此外，合金2的持久塑性也显著高于 440 合金2 合金1，断后伸长率大约为合金1的2倍，断面收缩 率也增加了50%之多.与标准合金1相比，新型合 420 合金1 金2表现出良好的持久性能 400 表3实验合金的680℃持久性能 Table 3 Stress rupture properties of two experimental alloys at 680C 380 0 2004006008001000 时效时间h 合金 实验温使用应力，持久寿命，新后伸长断面收缩 编号 度/℃ 6/MPa t/h 率，%率，/% 图2实验合金在680℃不同时间时效后的硬度变化 680 700 22.5 7.5 13.0 Fig-2 Comparison of the hardness of two experimental alloys ag 2 680 700 42.0 15.5 19.5 ing at 680C for different intervals 2.2实验合金长时时效后微观组织变化 图1为实验合金在595℃、825MPa下持续时 2.2.16相形貌变化 间分别为25,50和100h后的蠕变性能对比，其中 SEM分析得出，两种合金经标准热处理并在不 ,为蠕变过程中的塑性变形量，。为弹性变形量， 同时间时效后，晶界析出ò相形貌和数量明显不 气为塑性变形量与弹性变形量之和.由图1可以看 同，合金1晶界上析出针状或须状δ相，随着时效 出，随着蠕变时间的延长，合金2的塑性变形量和弹 时间的延长，晶界上ò相数量明显增多，尺寸也逐 性变形量总是小于合金1，即合金2的蠕变变形总 渐变大，同时晶内也开始出现6相.当时效进行到 量显著小于合金1.当蠕变时间增加到50h,合金1 500h,晶界上的8相已经连接成封闭的链状，如 的塑性变形量为0.233%，而合金2的只有 图3(a)所示.在合金2中，晶界上析出短棒状或颗 0.142%,塑性变形量下降了60%之多.新型合金2 粒状δ相.随着时效时间的延长，晶界上的ò相尺 表现出优异的蠕变性能 寸逐渐变大、变粗，数量也逐渐增多，但是仍然保持 综合表3和图1不难看出，新型合金2具有优 着短棒状或颗粒状的形貌，虽然彼此之间的距离缩 异的综合力学性能 短，但即使当时效时间增加到500h,δ相仍然以半 2.1.3680℃时效后硬度变化 连续态的短棒状或者颗粒状分布于晶界，并没有连 硬度是衡量材料力学性能的一个重要指标，能 接成封闭的链状，如图3(b)所示，当时效时间为 定程度地反应材料的强化情况，图2为两种合金 1000h,合金2中的δ相仍然以短棒状和颗粒状分
示．从表中可以看出合金1的室温拉伸性能略高 于合金2．当实验温度升高至680℃合金2的拉伸 性能略高于合金1．由此可以得出两种合金在室温 和680℃下的拉伸性能无明显差别． 表2 实验合金的室温和680℃拉伸性能 Table2 Tensile properties of two experimental alloys at room temperature and680℃ 合金 编号 实验温 度／℃ 抗拉强度 σb／MPa 屈服强度 σs／MPa 断后伸长 率δ／％ 断面收缩 率ψ／％ 1 室温 1465 1270 23∙5 43∙5 2 室温 1410 1125 20∙0 31∙5 1 680 1080 930 24∙0 32∙5 2 680 1145 990 18∙5 23∙5 2∙1∙2 持久和蠕变性能 虽然两合金的拉伸性能相差甚小但是两合金 在680℃、700MPa 下的持久性能却有着明显差别． 从表3可以看出合金1在680℃、700MPa 下的持 久寿命只有22∙5h而合金2却高达42h大约为合 金1的2倍．此外合金2的持久塑性也显著高于 合金1断后伸长率大约为合金1的2倍断面收缩 率也增加了50％之多．与标准合金1相比新型合 金2表现出良好的持久性能． 表3 实验合金的680℃持久性能 Table3 Stress rupture properties of two experimental alloys at680℃ 合金 编号 实验温 度／℃ 使用应力 σ／MPa 持久寿命 τ／h 断后伸长 率δ／％ 断面收缩 率ψ／％ 1 680 700 22∙5 7∙5 13∙0 2 680 700 42∙0 15∙5 19∙5 图1为实验合金在595℃、825MPa 下持续时 间分别为2550和100h 后的蠕变性能对比．其中 εp 为蠕变过程中的塑性变形量εe 为弹性变形量 εt 为塑性变形量与弹性变形量之和．由图1可以看 出随着蠕变时间的延长合金2的塑性变形量和弹 性变形量总是小于合金1即合金2的蠕变变形总 量显著小于合金1．当蠕变时间增加到50h合金1 的塑 性 变 形 量 为 0∙233％而 合 金 2 的 只 有 0∙142％塑性变形量下降了60％之多．新型合金2 表现出优异的蠕变性能． 综合表3和图1不难看出新型合金2具有优 异的综合力学性能． 2∙1∙3 680℃时效后硬度变化 硬度是衡量材料力学性能的一个重要指标能 一定程度地反应材料的强化情况．图2为两种合金 在680℃不同时间时效后的硬度曲线．从图2可以 看出合金2硬度始终大于同等条件下合金1的硬 度；随着时效时间的延长两种合金的硬度值明显增 加在300h 左右达到峰值而后迅速下降在800h 之后保持在一固定值附近上下波动． 图1 实验合金的蠕变性能比较 Fig．1 Comparison of creep properties of two experimental alloys 图2 实验合金在680℃不同时间时效后的硬度变化 Fig．2 Comparison of the hardness of two experimental alloys aging at680℃ for different intervals 2∙2 实验合金长时时效后微观组织变化 2∙2∙1 δ相形貌变化 SEM 分析得出两种合金经标准热处理并在不 同时间时效后晶界析出 δ相形貌和数量明显不 同．合金1晶界上析出针状或须状 δ相随着时效 时间的延长晶界上 δ相数量明显增多尺寸也逐 渐变大同时晶内也开始出现 δ相．当时效进行到 500h晶界上的 δ相已经连接成封闭的链状如 图3（a）所示．在合金2中晶界上析出短棒状或颗 粒状 δ相．随着时效时间的延长晶界上的 δ相尺 寸逐渐变大、变粗数量也逐渐增多但是仍然保持 着短棒状或颗粒状的形貌虽然彼此之间的距离缩 短但即使当时效时间增加到500hδ相仍然以半 连续态的短棒状或者颗粒状分布于晶界并没有连 接成封闭的链状如图3（b）所示．当时效时间为 1000h合金2中的 δ相仍然以短棒状和颗粒状分 ·238· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷
第2期 付书红等：新型718合金680℃力学性能与长时时效组织变化 .239. 布在晶界，在整个时效区间内，合金2中的δ相数 量明显大于合金1. 图3实验合金在680℃时效500h后8相形貌.(a)合金1：(b)合金2 Fig-3 Morphologies of phase of two experimental alloys aging at 680C for 500h:(a)Alloy 1:(b)Alloy 2 综合以上分析得出，标准合金1与新型合金2 中的强化相虽然也为Y和Y”,但析出形貌却与合金 中的ò相数量和形貌明显不同，在时效区间内，合 1明显不同，时效初期，合金2中析出大量的立方形 金2中6相始终为短棒状或粒状，而合金1中的6 Y,当时效时间为300h和500h时，Y'包覆在立方形 相多为针状或板条状.在相同的时效时间下，合金2 Y相的六个面上析出，呈现出“包覆组织”形貌，这种 中的δ相尺寸明显小于合金1；合金2较合金1中 包覆组织具有很高的组织稳定性)]，随着时效时 存在数量较多的δ相. 间的增加，两合金中的主要强化相都在粗化，但是粗 2.2.2主要强化相形貌变化 化速率却明显不同，标准合金1中的主要强化相Y TEM分析得出（图4），合金1中的主要强化相 逐渐与基体失去共格而粗化，到时效时间为1000h, 为盘片状的”，并铺以一定量的成状Y,而合余2 /"的尺十从时效晶初的20几.nm长大到几百nm 021m 0.2m 图4实验合金在680℃时效不同时间的和Y形貌.(a)合金1未时效：(b)合金1时效100h:(c)合金1时效500h:(d)合金1时效1 000h:(e)合金2未时效：()合金2时效100h:(g)合金2时效500h:(h)合金2时效1000h Fig4 Morphologies of and of two experimental alloysaging at 680C for different intervals:(a)Alloy I without aging treatment:(b)Al- loy 1 aging for 100h:(c)Alloy I aging for 500h:(d)Alloy 1 aging for 1000h:(e)Alloy 2 without aging treatment:(f)Alloy 2 aging for 100h: (g)Alloy 2 aging for 500h:(h)Alloy 2 aging for 1000h
布在晶界．在整个时效区间内合金2中的 δ相数 量明显大于合金1． 图3 实验合金在680℃时效500h 后 δ相形貌．（a） 合金1；（b） 合金2 Fig．3 Morphologies of δphase of two experimental alloys aging at680℃ for500h： （a） Alloy1；（b） Alloy2 综合以上分析得出标准合金1与新型合金2 中的 δ相数量和形貌明显不同．在时效区间内合 金2中 δ相始终为短棒状或粒状而合金1中的 δ 相多为针状或板条状．在相同的时效时间下合金2 中的 δ相尺寸明显小于合金1；合金2较合金1中 存在数量较多的 δ相． 2∙2∙2 主要强化相形貌变化 TEM 分析得出（图4）合金1中的主要强化相 为盘片状的γ″并辅以一定量的球状γ′．而合金2 中的强化相虽然也为γ′和γ″但析出形貌却与合金 1明显不同．时效初期合金2中析出大量的立方形 γ′当时效时间为300h 和500h 时γ″包覆在立方形 γ′相的六个面上析出呈现出“包覆组织”形貌这种 包覆组织具有很高的组织稳定性［2—3］．随着时效时 间的增加两合金中的主要强化相都在粗化但是粗 化速率却明显不同．标准合金1中的主要强化相γ″ 逐渐与基体失去共格而粗化到时效时间为1000h γ″的尺寸从时效最初的20几 nm 长大到几百 nm． 图4 实验合金在680℃时效不同时间的γ″和γ′形貌．（a） 合金1未时效；（b） 合金1时效100h；（c） 合金1时效500h；（d） 合金1时效1 000h；（e） 合金2未时效；（f） 合金2时效100h；（g） 合金2时效500h；（h） 合金2时效1000h Fig．4 Morphologies of γ″andγ′of two experimental alloys aging at680℃ for different intervals：（a） Alloy1without aging treatment；（b） Alloy1aging for100h；（c） Alloy1aging for500h；（d） Alloy1aging for1000h；（e） Alloy2without aging treatment；（f） Alloy2aging for100h； （g） Alloy2aging for500h；（h） Alloy2aging for1000h 第2期 付书红等： 新型718合金680℃力学性能与长时时效组织变化 ·239·
.240 北京科技大学学报 第29卷 而合金2中的“包覆组织”的长大速率远远小于合金 等于ay点阵常数的2倍，而ay≈ay).两者微观 1中的Y,时效时间为1000h时，其尺寸也只是从时 结构上的特殊性为在Y其上形核提供了结构起 效最初的二十几nm长大到80nm左右.在680℃ 伏的条件，因此在合金2中形成了包覆组织形貌 下不同时间区间时效，新型合金中的强化相粗化速 由图4(f)可以看出，当时效温度为100h时，合 率明显小于标准合金而表现出优异的组织稳定性， 金2中析出大量的立方形Y.当时效时间增加到 300h和500h时，呈现出包覆组织形貌，而后随着 3讨论 时效时间的延长，合金2以Y择优溶解的粗化模式 进行.在包覆组织时效初期，Y和Y彼此互相制约 3.1持久蠕变性能与δ相 长大，随时效时间延长，整个组织相互协调长大，随 持久蠕变裂纹的形成抗力和扩展抗力的提高， 后某一边或两边的Y溶解消失，同时Y逐渐从立方 要求晶内和晶界强度的配合和形变的协调，即在一 形转变为半球形，形成“三明治”结构，即一个Y粒 定强度水平基础上提高材料的持久塑性，这样可显 子被两个Y粒子夹在其中.这样的结构特点决定了 著降低材料的持久蠕变裂纹扩展速率.而持久塑性 其粗化速率的降低，因为Y粗化所需的Al、Ti和Nb 与8相数量的多少和形貌密切相关，这已为许多实 原子扩散必须通过Y在其外围所形成的有效“阻碍 验数据所证实)，6相及其附近的微塑性区都能使 墙”。而Y粒子由于和Y共同形成包覆结构，长宽比 材料的持久塑性大幅度提高，如果材料的塑性良 大大降低，其塑性应变能也降低]，从而有效降低 好，则裂纹形成后其前端区域内可通过塑性变形使 了Y的粗化速率.总之，在包覆组织结构中Y和Y 裂纹钝化，松弛裂纹前端所聚集的弹性应变能，减少 粒子相互制约，限制对方的长大，构成了稳定性良好 应力集中程度，因此裂纹将难以扩展，从而使材料的 的组织 持久寿命显著延长.若6相过少甚至没有，则材料 正是由于合金2良好的组织稳定性决定了其良 塑性差，吸收变形功的能力小，裂纹一旦形成，就可 好的蠕变性能和持久性能（表3和图1），图2显示 凭借裂纹尖端所积聚的弹性能迅速扩展，最终导致 材料快速断裂.研究发现1]，δ相形貌对合金的持 出两种合金时效后硬度先增加后下降，这是因为随 着时效时间的增加，合金开始析出数量更多的强化 久性能有着很大的影响，最佳的δ相形貌为大部分 相Y和Y,因此合金硬度随时效时间的增加而增 晶界上分布有近乎连续的、短棒状或颗粒状的δ 加；当时效时间增加至300h左右，合金中的Y和Y 相.一旦晶界上的δ相发展成长针状或片状，合金 相的数量达到极值，合金硬度也达到最大值；时效时 的力学性能将会大幅度降低，经标准热处理后，合 间继续增加，合金中的Y和Y相开始长大粗化，6相 金2晶界上析出较多的短棒状和颗粒状而且又近乎 数量也增加，所以合金硬度开始下降，合金2中的 连续的6相，而合金1的ò相多为针状或板条状， 大量包覆组织的粗化速率小于分离析出的Y和Y 而且数量也少得多（图3）·因此具有理想的ò相形 的粗化速率，因而合金2的硬度始终大于同等条件 貌和数量是新型合金2的持久蠕变性能优于标准合 下合金1的硬度.由此可见，新型合金2具有更好 金1的原因之一 的高温组织稳定性， 3,2包覆组织长时时效稳定性 由表1可以看出，合金1和合金2在成分上的 4结论 差别仅仅体现在合金2中的AI含量从合金1中的 (1)标准合金1和新型合金2的室温和680℃ 0.5%提高到1.1%.然而由以上分析可知，两种合 拉伸性能基本相当；但合金2的持久和蠕变性能远 金无论是在力学性能方面还是在微观组织方面都体 远优于合金1；在680℃不同时间时效后，合金2的 现出了很大的差异 硬度始终高于合金1的硬度 众所周知，A1是Y形成元素，提高合金2中的 (2)在680℃不同时间时效过程中，合金1中 A1含量势必增加其中Y的质量分数，随着合金中 晶界δ相形貌为针状和板条状，而合金2多为短棒 析出较多的Y相，其周围基体中势必会出现Nb元 状和颗粒状，随时效时间增加，合金1的晶界δ相 素的富集，而Y也富集Nb元素，这就为Y在其上形 粒子间距逐渐缩短而连接成链状，而合金2则无这 核提供了成分起伏的条件.再者，Y(BCT)和Y 种情况 (FCC)同为有序相，与Y单胞相比，Y单胞可粗略地 (3)在680℃不同时间时效过程中，合金1中 描述为两个有序FCC结构的重叠，cy点阵常数大致 的主要强化相为分离析出的Y和Y;而合金2中则
而合金2中的“包覆组织”的长大速率远远小于合金 1中的γ″时效时间为1000h 时其尺寸也只是从时 效最初的二十几 nm 长大到80nm 左右．在680℃ 下不同时间区间时效新型合金中的强化相粗化速 率明显小于标准合金而表现出优异的组织稳定性． 3 讨论 3∙1 持久蠕变性能与 δ相 持久蠕变裂纹的形成抗力和扩展抗力的提高 要求晶内和晶界强度的配合和形变的协调即在一 定强度水平基础上提高材料的持久塑性这样可显 著降低材料的持久蠕变裂纹扩展速率．而持久塑性 与 δ相数量的多少和形貌密切相关这已为许多实 验数据所证实［9］．δ相及其附近的微塑性区都能使 材料的持久塑性大幅度提高．如果材料的塑性良 好则裂纹形成后其前端区域内可通过塑性变形使 裂纹钝化松弛裂纹前端所聚集的弹性应变能减少 应力集中程度因此裂纹将难以扩展从而使材料的 持久寿命显著延长．若 δ相过少甚至没有则材料 塑性差吸收变形功的能力小裂纹一旦形成就可 凭借裂纹尖端所积聚的弹性能迅速扩展最终导致 材料快速断裂．研究发现［10］δ相形貌对合金的持 久性能有着很大的影响最佳的 δ相形貌为大部分 晶界上分布有近乎连续的、短棒状或颗粒状的 δ 相．一旦晶界上的 δ相发展成长针状或片状合金 的力学性能将会大幅度降低．经标准热处理后合 金2晶界上析出较多的短棒状和颗粒状而且又近乎 连续的 δ相而合金1的 δ相多为针状或板条状 而且数量也少得多（图3）．因此具有理想的 δ相形 貌和数量是新型合金2的持久蠕变性能优于标准合 金1的原因之一． 3∙2 包覆组织长时时效稳定性 由表1可以看出合金1和合金2在成分上的 差别仅仅体现在合金2中的 Al 含量从合金1中的 0∙5％提高到1∙1％．然而由以上分析可知两种合 金无论是在力学性能方面还是在微观组织方面都体 现出了很大的差异． 众所周知Al 是γ′形成元素提高合金2中的 Al 含量势必增加其中γ′的质量分数．随着合金中 析出较多的γ′相其周围基体中势必会出现 Nb 元 素的富集而γ″也富集 Nb 元素这就为γ″在其上形 核提供了成分起伏的条件．再者γ″（BCT ）和 γ′ （FCC）同为有序相与γ′单胞相比γ″单胞可粗略地 描述为两个有序FCC结构的重叠cγ″点阵常数大致 等于 aγ′点阵常数的2倍而 aγ′≈ aγ″ ［2］．两者微观 结构上的特殊性为γ″在γ′其上形核提供了结构起 伏的条件因此在合金2中形成了包覆组织形貌． 由图4（f）可以看出当时效温度为100h 时合 金2中析出大量的立方形γ′．当时效时间增加到 300h 和500h 时呈现出包覆组织形貌．而后随着 时效时间的延长合金2以γ″择优溶解的粗化模式 进行．在包覆组织时效初期γ″和γ′彼此互相制约 长大随时效时间延长整个组织相互协调长大随 后某一边或两边的γ″溶解消失同时γ′逐渐从立方 形转变为半球形形成“三明治”结构即一个γ′粒 子被两个γ″粒子夹在其中．这样的结构特点决定了 其粗化速率的降低因为γ′粗化所需的 Al、Ti 和 Nb 原子扩散必须通过γ″在其外围所形成的有效“阻碍 墙”．而γ″粒子由于和γ′共同形成包覆结构长宽比 大大降低其塑性应变能也降低［2］从而有效降低 了γ″的粗化速率．总之在包覆组织结构中γ″和γ′ 粒子相互制约限制对方的长大构成了稳定性良好 的组织． 正是由于合金2良好的组织稳定性决定了其良 好的蠕变性能和持久性能（表3和图1）．图2显示 出两种合金时效后硬度先增加后下降．这是因为随 着时效时间的增加合金开始析出数量更多的强化 相γ″和γ′因此合金硬度随时效时间的增加而增 加；当时效时间增加至300h 左右合金中的γ″和γ′ 相的数量达到极值合金硬度也达到最大值；时效时 间继续增加合金中的γ″和γ′相开始长大粗化δ相 数量也增加所以合金硬度开始下降．合金2中的 大量包覆组织的粗化速率小于分离析出的γ″和γ′ 的粗化速率因而合金2的硬度始终大于同等条件 下合金1的硬度．由此可见新型合金2具有更好 的高温组织稳定性． 4 结论 （1） 标准合金1和新型合金2的室温和680℃ 拉伸性能基本相当；但合金2的持久和蠕变性能远 远优于合金1；在680℃不同时间时效后合金2的 硬度始终高于合金1的硬度． （2） 在680℃不同时间时效过程中合金1中 晶界 δ相形貌为针状和板条状而合金2多为短棒 状和颗粒状．随时效时间增加合金1的晶界 δ相 粒子间距逐渐缩短而连接成链状而合金2则无这 种情况． （3） 在680℃不同时间时效过程中合金1中 的主要强化相为分离析出的γ″和γ′；而合金2中则 ·240· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷
第2期 付书红等：新型718合金680℃力学性能与长时时效组织变化 .241. 出现了热稳定性很高的“包覆组织”形貌，随时效时 631 间增加，合金1中的强化相迅速粗化；而合金2中的 [5]Xie XS.Liang Q.Dong JX,et al.Investigation on high thermal stability and creep resistant modified Inconel 718 with combined 包覆组织粗化速率很低 precipitation of and Y/Loria EA.Superalloys 718.625.706 (4)新型合金2比标准合金1具有优异的力学 and Various Derivatives.Warrendale:T MS,1994:711 性能和组织稳定性， [6]Xie X S,Dong J X.Wang G L:et al.The effect of Nb,Ti.Al on precipitation and strengthening behavior of 718 type superal- 参考文献 loys//Loria E A.Superalloys 718.625.706 and Various Deriva [1]Xie X S.Structure Stability study on Nb containing superalloys in tives.Warrendale:TMS,2005:269 China//Kim Y W.Niobium,High Temperature Applications. [7]潘崇超，李殿国，徐风琴，等.改型718合金的研制.金属材料 Warrendale:TMS.2003:45 研究，2004,30(2)：54 [2]Cozar R.Pineau A.Morphology of Y and precipitates and [8]董建新，谢锡善，章守华.INCONEL718型合金中Y和Y的复 thermal stability of Inconel 718 type alloys.Metall Trans.1973. 合析出及单独析出对组织稳定性的影响.金属学报，1993,26 4:47 (9):268 [3]Collier J P,Selius A O.Tien J K.On development a microstrue- [9]蔡大勇，张伟红，刘文昌，等.Inconel718合金中6相溶解动力 turally and thermally stable iron nickel base superalloyLoria E 学及对缺口敏感性的影响.有色金属，2003,55(1)：4 A.Superalloys 1988.Warrendale:TMS,1988:43 [10]Cao W D.Solidification and solid state phase transformation of [4]Chang K M.Nahm A H.Rene 220:100'F improvement over al- Allvac"718PlusTM alloy //Loria EA.Superalloys 718.625,706 loy 718//Loria E A.Superalloy 718.Warrendale:TMS.1989: and Various Derivatives.Warrendale:T MS,2005:165 Mechanical properties and microstructure changes of a new developed 718 alloy after long time aging at680℃ FU Shuhong:DONG Jianxin,ZHANG Maicang,XIE Xishan Materials Science and Engineering School.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China ABSTRACI SEM and TEM were employed to study the structure stability of a new developed 718 alloy after aging at 680C for 1000h.The results indicate that the main strengthening phase in a standard alloy 718 is, while it isprecipitated on increasing amount in the new developed alloy and a compact morphology forms. The new developed alloy was proved to be very stable after long time aging at 680C.The morphology of phase on grain boundary in the standard alloy is long needle-like or lamellar while it is short rod-shaped or granu- lar in the new developed alloy.The tensile properties of the two alloys at room temperature and 680C have a slight difference but the stress rupture and creep properties of the new developed alloy are greatly superior to the standard alloy.In comparison with the standard alloy,the new developed alloy has a better combination of me- chanical properties and microstructure stability at 680C. KEY WORDS 718 alloy;long time aging;microstructure;mechanical properties;creep properties
出现了热稳定性很高的“包覆组织”形貌．随时效时 间增加合金1中的强化相迅速粗化；而合金2中的 包覆组织粗化速率很低． （4） 新型合金2比标准合金1具有优异的力学 性能和组织稳定性． 参 考 文 献 ［1］ Xie X S．Structure Stability study on Nb-containing superalloys in China∥ Kim Y W．NiobiumHigh Temperature Applications． Warrendale：T MS2003：45 ［2］ Cozar RPineau A．Morphology of γ′and γ″precipitates and thermal stability of Inconel718type alloys．Metall Trans1973 4：47 ［3］ Collier J PSelius A OTien J K．On development a microstructurally and thermally stable iron-nickel base superalloy ∥Loria E A．Superalloys1988．Warrendale：T MS1988：43 ［4］ Chang K MNahm A H．Rene220：100℉ improvement over alloy718∥Loria E A．Superalloy 718．Warrendale：T MS1989： 631 ［5］ Xie X SLiang QDong J Xet al．Investigation on high thermal stability and creep resistant modified Inconel 718 with combined precipitation ofγ″andγ′∥Loria E A．Superalloys718625706 and Various Derivatives．Warrendale：T MS1994：711 ［6］ Xie X SDong J XWang G Let al．The effect of NbTiAl on precipitation and strengthening behavior of 718 type superalloys∥Loria E A．Superalloys718625706and Various Derivatives．Warrendale：T MS2005：269 ［7］ 潘崇超李殿国徐凤琴等．改型718合金的研制．金属材料 研究200430（2）：54 ［8］ 董建新谢锡善章守华．INCONEL718型合金中γ″和γ′的复 合析出及单独析出对组织稳定性的影响．金属学报199326 （9）：268 ［9］ 蔡大勇张伟红刘文昌等．Inconel718合金中 δ相溶解动力 学及对缺口敏感性的影响．有色金属200355（1）：4 ［10］ Cao W D．Solidification and solid state phase transformation of Allvac ●718Plus TM alloy∥Loria E A．Superalloys718625706 and Various Derivatives．Warrendale：T MS2005：165 Mechanical properties and microstructure changes of a new developed718alloy after long-time aging at 680℃ FU ShuhongDONG JianxinZHA NG MaicangXIE Xishan Materials Science and Engineering SchoolUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China ABSTRACT SEM and TEM were employed to study the structure stability of a new developed718alloy after aging at680℃ for1000h．The results indicate that the main strengthening phase in a standard alloy718isγ″ while it isγ″precipitated on increasing amount γ′in the new developed alloy and a compact morphology forms． The new developed alloy was proved to be very stable after long-time aging at 680℃．The morphology of δ phase on grain boundary in the standard alloy is long needle-like or lamellar while it is short rod-shaped or granular in the new developed alloy．The tensile properties of the two alloys at room temperature and680℃ have a slight difference but the stress rupture and creep properties of the new developed alloy are greatly superior to the standard alloy．In comparison with the standard alloythe new developed alloy has a better combination of mechanical properties and microstructure stability at 680℃． KEY WORDS 718alloy；long-time aging；microstructure；mechanical properties；creep properties 第2期 付书红等： 新型718合金680℃力学性能与长时时效组织变化 ·241·