FeNiCrAl合金的显微组织和力学性能

0:10.13374/j.1ssn1001053x.1997.06.019 第19卷第6期 北京科技大学学报 Vol.19 No.6 1997年12月 Journal of University of Science and Technology Beijing Dec.1997 FeNiCrAl合金的显微组织和力学性能* 张秀林)韩莉)李碚)范钢丽) 1)北京科技大学应用科学学院，北京，100083；2)冶金部包头稀土研究院，包头，014010 摘要对FeNiCrAl合金显微组织和力学性能的研究表明：[M]ICr]≥0.（摩尔比）的合金以y相为 基体，[]/IC](摩尔比)=0.6~0.8和≤0.6的合金分别以y+a双相和a相为基体，合金在不同温 度热处理后，由于相的析出或溶解，显示出不同的力学性能， 关键词铁基合金，显微组织，力学性质/FeNiCrAl 中图分类号TG113.12,TG113.25 FeNiCrAl系合金是一类新型的耐热合金，其中一些合金的抗氧化性与FeCrAl合金相同， 塑性、抗脆化能力、热强性和可焊性与C,合金相当)，本工作研究这类合金的力学性能 与处理温度、试验温度及组织变化的关系. 1试验方法 真空熔炼的Fe-(8~40)Ni-(10~30)Cr-(3~8)Al合金的加工工艺见文献[1].从Schaeffler 图)可知，这类合金的组织取决于镍摩 表1试验合金的成分设计 尔[Ni]与铬摩尔[Cr]之比，其中[Ni]= 设计相组成No.[N]/[Cr]Ni Cr Al Re Fe Ws +0.5wMn+30(Wc)[Cr]Wer+ 1.13 高中中微余量 2.5wu+1.5w,参照此图试验合金按基 2 0.92 中+低中微余量 体组织设计成y相、y+a双相和a相3组 3 0.89 中+低中微余量 (表1). 4 0.88 中低低微余量 直径为6和8mm的试料在700~ 5(铸造) 0.14 中低低微余量 1200℃（以100℃为间隔）和1250℃处 yta 0.71 中低中微余量 理1h,在700和1200℃分别处理时间 7 0.64 中中中微余量 1000和300h,或经1200℃1h处理后 8 0.60 中+高高微余量 再于475,700或900℃处理（最长1 9 0.41 低低低微余量 000h).处理后试样水冷，然后进行室温 拉伸试验和硬度测定.由直径为20mm锻坯加工成试样，在1000和1200℃进行高温拉伸试 验.用金相显微镜和PW-1700X射线衍射仪研究试样的组织变化. 1997-04-19收稿第一作者女55岁副散授 ◆国家自然科学基金资助项目

第 19卷 第 6期 1 9 79 年 1 2月 北 京 科 技 大 学 学 报 JO u r n a l o f U n i v e r s ity o f Sc i e n e e a n d T e e h n o l o g y B e ji in g V 0 1 . 1 9 N 0 . 6 】k C . 19 7 协 F e N IC rA I 合金 的显微组织和 力学性 能 * 张秀林 l) 韩 莉 2) 李 暗 2) 范钢 丽 l) 1 )北京科技大学应 用科学学 院 , 北京 , 10 0 0 8 3 ; 2) 冶金部包头稀土研 究院 , 包头 , 01 4 0 10 摘要 对 eF 凡 C r A I 合金显微组 织和力学性能 的研究表 明 : [两] [/ c r] 姿.0 9( 摩尔 比 ) 的合金 以下相为 基体 , [瓦 M cr] ( 摩尔 比) = .0 6一 .0 8 和 5 .0 6 的合金分别以 y + a 双相和a 相为基体 , 合金在不 同温 度热处理后 , 由于相 的析出或溶解 , 显示 出不 同的力学性能 . 关健词 铁基合金 , 显微 组织 , 力学性质 / eF 凡 C 卜气1 中图分类号 T G l l 3 . 1 2 , T G l l 3 . 25 eF 瓦C r A I 系合金 是一 类新 型 的耐 热合金 , 其 中一 些合 金的抗 氧化 性 与 eF C r A I合 金相 同 , 塑性 、 抗脆化 能力 、 热 强性 和可 焊性 与 C orz 两 8。 合 金 相 当〔 , ” ] . 本 工作研究 这类合 金 的力学 性能 与处理温 度 、 试验温 度及 组织 变 化的 关系 . 1 试验方法 真空熔炼的 eF 一 ( 8 一 4 0 )预 一 ( 1 0一 3 0 ) C -r ( 3 一 8 ) A I合金 的加 1 1 艺见文 献 [ l ] . 从 S e h ae if e r 图3[] 可 知 , 这 类合 金 的组织 取 决于镍 摩 尔〔凡』与铬 摩尔 【C月之 比 , 其 中 【瓦l = w 、 + 0 . s w * + 3 0 ( w C 十 公 , [ C r] = w e r + 2 . 5 w 、 + 1 . s w s* . 参照 此 图试验 合金 按基 体组织 设计成y 相 、 下+a 双相和 a 相 3 组 ( 表 l ) . 直 径 为 6 和 8 ~ 的 试料 在 7 0 0一 1 2 0 0 0C ( 以 10 0℃ 为 间 隔)和 1 2 5 0℃ 处 理 l h , 在 70 0 和 1 20 0 ℃ 分别处理 时 间 1 0 0 0 和 3 0 0 h , 或 经 1 2 0 0℃ l h 处理 后 再 于 4 7 5 , 7 0 0 或 g 0 0 0C 处 理 ( 最 长 l 0 0 h) . 处理 后试样 水 冷 , 然后 进行 室温 表 1 试验合金的成分设计 设计相组成 No . 〔瓦』[/ C r] M C r IA 高 中 中 余量 余量 余量 余量 余量 余量 余量 余量 余量 一班微微 ù一 电一申低中 ,气`Jn, I n,On … O- ǎ 0 5 (铸造 ) 下地 6 7 0 . 8 8 0 . 1 4 0 . 7 1 0 6 4 0 . 6 0 0 . 4 1 拉伸试验 和硬度 测定 . 由直径 为 20 m m 锻 坯加 工成 试样 , 在 1 0 0 和 1 2 0 ℃ 进 行 高温拉 伸试 验 . 用金相 显微 镜和 P W 一 17 0 O X 射线 衍 射仪研 究 试样 的组织 变化 . 19 9 7 一 0 4 一 19 收稿 第一 作者 女 5 岁 副教授 * 国家 自然科学基金资助项 目 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 1997. 06. 019

Vol.19 No.6 张秀林等：FeNiCrA小合金的显徽组织和力学性能 ·611· 2 试验结果和讨论 2.1合金的显微组织 金相观察（图）、X射线衍射分析和磁性测量等研究表明，各试验合金的基体组织基本 上与设计组成相符.但是，设计的y相合金(No.1~S)中有少量a相，a相合金(No.8)中有少量y 相.双相合金中[Ni][Cr]较小的No.7合金中a相明显多于No.6合金.各合金a相数量明显多 于计算值，McGurty等巳对Schaeffler图做了修正.处理温度从I200℃提高到1250℃时，各 合金a相数量减少. 200#m 504m 图1高温处理(1h水冷)后的金相组织 (a)No.1,1250℃：b)No.6.1250℃；(cNo.7,1200℃；(dNo.8.1250℃ 在700或900℃产生的析出相在α相中较粗大，在y相中则细小得难于分辨（图2）.X射线 衍射分析表明，析出相是NI,AI和NiAI()相.在y相和双相合金中未测出B相，这可能与B相 数量较少，其主要衍射线又与a相的衍射线重叠有关.根据Fe-Ni-20Cr-5A合金的相组成图) 可知，当镍含量为15%~35%时，和B相析出温度的上限分别为700~800和1100~ 1200℃.本工作发现，随a相数量增多，存在y和B相的温度升高.y相合金在900℃，双相和a相 合金在1200~1250℃能析出y相，α相合金在1250℃仍有B相.但它们也可能是冷却过程的 析出，Davidson等以指出，水冷不能抑制β相析出. 经900或700℃处理后，合金中α相数量减少.这时B和y相析出，固溶铝浓度降低的结果. 从图1和图2可见：y相合金在1200℃保持细晶组织，在1250℃则由于α相质点减少晶粒 明显长大；a相与y相数量相近的双相合金No.6直至1250℃晶粒生长很慢，a相较多的No.7 合金则形成大晶粒.No.8合金的α相晶粒长大不强烈，这与它在高温下仍有弥散的B相有关

·612+ 北京科技大学学报 1997年第6期 图2No.l(a),No.6b)No.7(c)和No.8)合金在1200℃1h(水冷)+700C300h(水冷)处理后的金相组织 2.2室温力学性能与脆化现象 关于FeNiCrAl合金的研究指出，y相合金有高塑性，双相合金和a相合金有高强度和高 硬度等特征.它们的高温脆化和475℃脆化倾向随合金中α相数量域少而减弱15引，但y相 合金在700℃有微弱的跪化1，本工作发现，y和B相的溶解一析出过程对合金的性能变化起 决定作用.在不同基体类型的合金中，此过程产生完全不同的作用，引起相反的性能特征和性 能变化规律. y相合金在475~900℃处理后析出细小的y‘和β相.其弥散强化作用使合金显示出强度 和硬度升高，塑性降低的趋势.此过程在475℃发展极慢，时效1000五后性能变化微弱 (图3a):在700℃过程发展较强烈，性能变化较大，但处理100~300h后析出相的急剧长大使 强度和硬度回落（图3）；在900℃析出相长大较快，性能变化减小，1~10h后强度和硬度回 落，塑性几乎不再降低（图3）.随处理温度提高，析出相的急剧长大和溶解使强度和硬度降 低，塑性升高（图4a).经1200~1250℃处理后，合金成为低硬度(HV=150~160).低强度 (a,=550~650MP),高塑性(6=35%~50%)材料，显示出cc金属的特性. 双相和α相合金在y相和B相的析出温度(？00~1000℃)处理后有相对低的强度和硬度， 相对高的塑性（图4b),延长处理时间能使它们的强度和硬度进一步降低，塑性略微升高（图 36,c).提高处理温度至1200~1250℃时，虽然析出相大部或全部溶解，合金的强度和硬度 却急剧升高，塑性明显降低（图4b),这些现象表明，在这些合金中较粗大的析出相（图2）未引 起明显的强化，它们溶入基体后合金元素产生了强烈的固溶强化作用.合金中α相数量越多， 力学性能越差这一规律暗示，强化主要发生在α相之中，但是，铝含量相似的单一α相的

Vol.19 No.6 张秀林等：FeNiCrA合金的显微组织和力学性能 ·613· FeCrAl合金有明显较低的强度和硬度，较高的塑性，高温处理后只发生微弱的强化⑧，这表 明，镍是强化α相的主要元素. 双相合金和α相合金在900℃处理能获得相对最好的综合力学性能.但即便在这种条件 下，合金的硬度(HV=300~350)和强度(o=1000~1150MPa)仍很高，塑性(6=17%~ 5%)仍很低.这些合金较差的力学性能除了镍对α相强烈的固溶强化作用外，αy相界面强化 也有重要贡献 650 450 400 500 9物汤瑜00 308 300 2 200 150 100 400 1200 200 0000 100 100 800 800 600 6 400 3 4 900℃ 0 700C 600000 3 475℃ 20 20 1200℃ 0 0 64 06 0 1101001000 0110100 1000 10 100 0 t/h t/h h 图3试验合金在475℃(a),700℃b),900℃(c,1200℃(d)处理（水冷）后力学性能随加热时间的变化 y相合金一1No.1,2No2,3No3,4No.4:双相合金-5No.6,6No.75a相合金-7No.8,8No.9: 点线表示经1200℃(1h,水冷)预处理的合金 1500 300 (a) 600 500 (b) 1300 300 9004 EdW Ao 1100 宝 900 宝 10物00100904 100 700 500 900 40 50 0 40 3020 30 10 10 20 W60010004008001200 80012006001000 8/℃ B/C a/℃ e/℃ 图4试验合金的力学性能随处理温度的变化（加热1，水冷；横轴原点的W表示加工态） (ay相合金(1No.1,2No.2,3No.3,4No.4):b)双相合金(5No.6,6No.)和a相合 金(7No.8)(点线表示经1200℃1h,水冷预处理的合金)

v of . 19 掬.6 张秀林 等 : Fe 冲 C内合金的显微组织和力学性能 . 6 13 . Fe C ArI 合金有 明显 较低 的强 度 和 硬度 , 较 高 的塑性 , 高温 处理后 只 发 生 微弱 的 强化 81[ . 这 表 明 , 镍是 强化a 相 的主要 元素 . 双 相合金和 a 相 合金 在 9 0 ℃ 处理 能 获 得相 对 最好 的 综合力 学性 能 . 但 即便在 这 种条 件 下 , 合金 的硬度 (VH = 3 0 0 一 3 5 0 )和 强度 ( a b = 1 0 0 0一 1 1 50 M p a) 仍很高 , 塑 性 ( d = 17 % 一 5 % )仍很低 . 这 些 合金 较差 的 力学 性 能除 了镍对a 相 强 烈 的固 溶强 化作 用 外 , a 甲 相界 面 强化 也 有重 要贡 献 . 里坛圣 245035021860150 40302100 越窗压 5050432100 主 夕医国 6 5 0 5 5 0 4 5 0 3 5 0 2 5 0 15 0 1 3 0 0 1 10 0 9 0 0 7o 50 0 4 0 3 0 2 0 l 0 0 山芝目 考 岁、心 0 1 10 10 0 1 0 0 0 0 t/ h 10 l 0() 1 0 0() 5 0 0 4 0 0 3 0 0 2 0 0 10 0 1 2 0 0 1 10 0 8 0 0 6 0 0 4 0 0 4 0 3 0 2 0 l 0 0 10 10 0 t/ h t/ h 一 _ 7 / ~ 一丫尸 丫产 ` 一 一 “ 一 二二岁 一 5 ~ . 卜口一 恤 , . 』一 _ 护一 ~ .舀己二 翻目 .巴 些刁 . . . . . . 曰 .巴一二二 日 二 图 3 试验合金在 4 7 5℃ ( a ) , 7 00 ℃ (b ) , 90 0℃ ( e ) , 1 2 0 0℃ ( d )处理 (水冷 ) 后力学性能 随加热 时间的变化 y相合金一1 N o . l , 2 N o . 2 , 3 N o 3 , 4 N o . 4 ; 双相合金一5 N o . 6 , 6 N o . 7 ; a 相合金一7 N o . 8 , 8 N o . , ; 点线表示经 1 2 0 ℃ ( 1卜 , 水冷 )预处理的合金 a) 声. 、 1`一 .、、 , 山芝目 30 0 卜 } 尹 2 50 卜八 主 60 0 5 50 5 00 4 50 4 00 3 50 3 00 2 50 50 40 3 0 2 0 l 0 0 梦 考 之 乏 产聆{ l 5 l 0 . ó芝、 匕 目n0 9015037050 40 nU00 , 、 ù,01 八一陌 门 尹’5 0 ù, 八Un 48 ù, O产 l ` .1 国李 岁 岁、乐 心岁、 心、 r 7 卜 7 504032 岁飞 W 6 0 0 1 0 0 0 4 0 0 8 0 0 1 20 0 0/ ℃ e/ ℃ W s oq _ 日/ C 2 0 0 6 00 0 0 0 8 /℃ 图 4 试验合金的力学性能随处理温度的变化 (加热 l h , 水冷; 横轴原点的W表 示加工态 ) ( a 卜相合金 (1 N o . l , 2 N o . 2 , 3 N o . 3 , 4 N o . 4 ) ; (b )双相 合金 ( 5 N o . 6 , 6 N o . 7) 和a 相合 金 (7 N .o 8) (点线表 示经 1 20 ℃ l h , 水冷预处理的合金 )

·614· 北京科技大学学报 1997年第6期 y和B相析出对475℃脆化有一定的作用.但双相合金和α相合金在475℃时效时脆化发展 极快，时效1h后塑性便突然消失，而且合金的强度在时效100h内降低，然后又回升（图3）， 对FCrA1合金相似现象的研究证实，第一阶段是碳化物在晶界析出的结果，第二阶段是富铬 a相均匀析出的作用)，在y相合金的微量α相中，α相析出也会发生，并对脆化产生作用. 高温加热后冷却过程中碳化物析出是FeCrA合金高温脆化的重要原因I,但在fFNi. CrA1双相和α相合金中，此作用比高温处理引起的镍的固溶强化作用小得多.碳在y相合金中 溶解度较高，扩散系数较低，作用更弱.晶粒长大对高温脆化也有贡献，它使合金在 1200℃长时间加热后强度和塑性缓慢降低（图3d. 从图3和图4可以看出，各类试验合金的性能与处理温度有相当好的对应关系：经1200℃ 预处理再于较低温度二次处理产生的性能与只在同样温度一次处理者相近；γ相合金在 700℃产生的脆性以及双相和α相合金严重的高温脆化和475℃脆化，均能用在最佳处理温度 重新处理基本予以消除（表2），表2中S是断裂应力 表2No.7合金力学性能与最终处理温度的对应关系 处理条件 sr/MPa 0/MPa /% d/% HV 900℃1h 1061 43.6 16.7 304 1200℃1h 1321 1296 1.9 1.6 392 1200℃1h+900℃1h 1443 1009 32.6 15.8 317 1200℃1h+475℃100h 657 650 0 0 592 D+900℃1h 1363 1043 23.4 12.0 308 2.3 高温强度 高温热强性是FeNiCrAl系合金的重要特性.高温拉伸试验结果（表3）表明，在1200℃， Y相合金和双相合金的强度分别与Cro 表3试验合金和对比合金的高温拉伸性能 Ni和0 CAl,合金相同，但铸态y相合金 1000℃ 1200℃ 的强度比CrzoNio高得多.在1000℃，Y相 基体 No. o/MPa 6/% 0/MPa d/% 合金和双相、α相合金的强度分别明显高 80.5 61.5 22.0 102.5 于2种对比合金.在此温度B相是稳定的 2 2 89.5 43.5 20.5 79.5 ),它产生了弥散强化作用.本工作未测 5(铸造) 29.7 70.7 定合金在600~900℃的性能.在这些温 yta 个 63.5 71.5 8.0 96.0 度，y和B相更强烈的作用会使合金产生 8 58.0 112.0 更加优于对比合金的强度性能.Hamada 9 44.2 101.8 等指出，Fe-22Ni-30Cr-6A1合金在800℃ 对a0Cr2sAl5 12.7 8.8 的硬度高达HV=200. 比Y Cr2oNi2o 71.5 22.5 3结论 (1)[N][Cr]≥0.9的合金形成y相基体和少量α相.y和B相在475~900℃析出使强度和 硬度缓慢升高，塑性略微降低，700℃处理后变化较明显.在1200~1250℃处理后析出相溶

· 61 4 · 北 京 科 技 大 学 学 报 19 97 年 第 6期 尹和口相析 出对 4 75 ℃ 脆 化有 一定 的作 用 . 但 双相合金 和a 相合 金 在 4 75 ℃ 时效 时脆化发 展 极快 , 时效 l h 后 塑性便突 然消 失 , 而且 合金 的强 度 在时 效 10 h 内降低 , 然后又 回 升 ( 图 3 a) . 对 eF C r A I 合金 相似 现象 的研 究证实 , 第一 阶 段是 碳化 物 在 晶界析 出 的结果 , 第二 阶段是 富 铬 心 , 相均 匀析出 的作用 8[] . 在下相 合金的微量 a 相 中 , a’ 相 析 出也 会发 生 , 并 对脆化 产生 作用 . 高温 加热后 冷却过 程 中碳 化物 析 出是 eF C rA I合金 高温 脆化 的重 要 原 因 6[] , 但在 eF 瓦 - c rA I 双相 和a 相 合 金 中 , 此 作用 比高 温 处理 引起 的镍的 固溶强 化作 用 小得 多 . 碳 在下相 合金 中 溶 解 度 较 高 , 扩 散 系 数 较 低 , 作 用 更 弱 . 晶 粒 长 大 对 高温 脆 化 也 有 贡 献 , 它 使 合 金 在 1 20 0 ℃ 长时 间加热 后强 度和 塑性 缓慢 降低 ( 图 3d) . 从图 3 和 图 4 可 以 看 出 , 各类 试验合金 的性能 与处理 温度 有相 当好 的对应 关系 : 经 1 2 0 ℃ 预 处理 再 于 较 低 温 度 二 次处理 产生 的性 能 与 只 在 同 样 温 度 一 次处 理 者 相 近 ; y 相 合金 在 70 0℃ 产 生 的脆性 以 及 双相 和a 相 合 金严重 的高 温脆化 和 4 75 ℃ 脆化 , 均 能用 在最 佳处理 温度 重新 处理 基本予 以消除 ( 表 2) , 表 2 中 踌断裂应 力 · 表2 N .o 7合金 力学性能与最终处理温度的对应关系 处理条件 sf / aMP 氏 / aMP 例% 夕 % VH 9 0 0℃ 1 h 1 0 6 1 4 3 . 6 1 6 . 7 3 0 4 1 2 0 0 ℃ 1 h 1 3 2 1 1 2 9 6 1 . 9 1 . 6 39 2 1 2 0 0℃ l h + 9 0 0℃ 1 h 1 4 4 3 1 0 0 9 3 2 . 6 1 5 . 8 3 1 7 1 2 0 0℃ l h + 4 7 5℃ 10 0 h 6 5 7 6 5 0 0 0 5 9 2 D + 9 0 0℃ 1 h 1 3 6 3 1 0 4 3 2 3 . 4 12 . 0 3 08 .2 3 高温强度 高温 热强性 是 eF 凡C rIA 系合金 的重要 特性 . 高温拉伸试 验结果 ( 表 3) 表明 , 在 1 2 0 ℃ , 一%70 y 相 合金 和 双 相 合 金 的 强 度分 别 与 C orz 瓦 8 。 和 OC几lA 。 合金相 同 , 但 铸御相 合金 的强 度 比 C orz 瓦 8 。 高得多 · 在 1 0 0 ℃ , y相 合金 和 双 相 、 a 相合 金 的 强度 分 别 明 显 高 于 2 种 对 比合 金 . 在 此 温 度月相 是 稳 定 的 l3] , 它 产生 了弥 散 强 化 作 用 . 本 工 作 未 测 定 合金 在 6 0 0一 9 0 0℃ 的性 能 . 在 这 些 温 度 , 叼和刀相 更 强 烈的 作 用 会使合 金 产生 更 加 优于 对 比合金 的强 度 性 能 . H a m ad a 等[ 6 1指 出 , eF 一 2 2两 一 3 0C -r 6A I 合金在 S O0 oC 的硬 度高 达 H V = 2 0 0 . 表3 试验合金和对比合金 的商温拉伸性能 基体 N 6 . — — 时 M P a 占/ % 口了N于 a 占机 1 80 . 5 6 1 . 5 2 2 . 0 1 02 . 5 y 2 8 9 . 5 4 3 . 5 2 0 . 5 7 9 . 5 5( 铸造 ) - 下十“ 7 6 3 . a 8 5 8 · 0 1 12 . 0 - - 9 4 4 . 2 1 0 1 . 8 一 一 OC 2t 5 AI , rCz 。两 2。 l 2 7 l aV 对比 ` 3 结 论 i() 〔预 M C lr 七 .0 9 的合金 形成 y 相基 体和少 量a 相 . 叼和声相 在 4 75 一 9 0 ℃ 析 出使强度和 硬度 缓慢 升高 , 塑性 略微 降低 , 7 0 ℃ 处理 后 变 化 较 明显 . 在 1 2 0 一 1 2 50 ℃ 处理 后 析 出相 溶