Inconel718合金中相的溶解行为蔡大勇图文精.docx
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Inconel718合金中相的溶解行为蔡大勇图文精
第14卷第6期
2002年12月
钢铁研究学报
JOURNALOFIRONANDSTEELRESEARCHVol.14,No.6 Dec.2002
基金项目:
国家自然科学基金资助项目（59971039
作者简介:
蔡大勇（1970-,男,博士生,讲师; 收稿日期:
2002-02-20; 修订日期:
2002-05-13
Inconel718合金中δ相的溶解行为
蔡大勇1
张伟红1
刘文昌1
姚 枚1
孙贵东2
陈宗霖2, 王少刚2, 高玉魁
3
（1.燕山大学材料科学与工程学院,河北秦皇岛066004; 2.沈阳黎明航空发动机集团公司技术中心,辽宁沈阳110000; 3.北京航空材料研究院5室,北京100095
摘 要:
用金相显微镜及X线衍射技术研究了Inconel718合金中δ相在不同温度下的溶解行为。
结果发现:
在980℃、1000℃、1020℃保温过程中,合金中δ相的含量逐渐降低,且形状由长针状变为短棒状或颗粒状;1020℃保温2h后δ相可完全溶入基体;980℃、1000℃保温时,δ相的平衡含量分别约为3%及0.6%;保温开始阶段,δ相的溶解速度较快并近似为常数。
随着保温时间的延长,溶解速度逐渐降低,980℃保温30min及1000℃保温2h后,δ相的溶解速度趋于零。
关键词:
Inconel718;δ相;溶解;扩散
中图分类号:
TG132.3 文献标识码:
A 文章编号:
1001-0963（200206-0061-04
DissolutionBehaviorofPhaseδinInconel718
CAIDa-yong1
ZHANGWei-hong1
LIUWen-chang1
YAOMei1
SUNGui-dong2
CHENZong-lin2, WANGShao-gang2, GAOYu-kui
3
（1.YanshanUniversity,Qinhuangdao066004,China; 2.LimingEngineGroupCo,Shenyang110000,China; 3.InstituteofAeronauticalMaterials,Beijing100095,China
Abstract:
ThedissolutionbehaviorofphaseδinInconel718atdifferenttemperatureswasstudiedbyop-ticalmicroscopyandX-raydiffraction（XRDtechniques.Theresultsshowedthatthemorphologyofphaseδchangesfromlongneedleshapetoshortbarsandparticlesgraduallywiththedecreaseofphaseδcontentduringtheholdingat980℃,1000℃and1020℃.Thephaseδwillfullydissolveintotheausteniticmatrixbyholdingat1020℃morethan2h,andtheequilibriumcontentofphaseδat980℃and1000℃is3%and0.6%respectively.Thedissolutionratehasalargevalueandisnearlyacon-stantatthebeginning,andthendecreasesgraduallywiththeincreaseofholdingtime.Adynamicequi-libriumisreachedbyholdingat980℃morethan30minandat1000℃morethan2h,withadissolu-tionratenearingtozero.
Keywords:
Inconel718;phaseδ;dissolution;diffusion
Inconel718合金是一种时效硬化型镍基变形高温合金,该合金以体心四方结构的γ″
相（Ni3Nb为主要强化相,同时辅以面心立方结构的弱强化相γ′
（Ni3AlTi。
正交结构的δ相（Ni3Nb是γ″
相的平衡相
[1,2]
。
δ相的含量、形貌和分布对该合金的性能
有重要的影响。
一般认为,δ相过少会导致缺口敏
感,但过多的δ相必然消耗大量强化相形成元素
Nb,从而造成合金强度指标的下降,所以该合金强韧化的研究一直是高温合金领域的热点之一[3,4]
。
深入了解Inconel718合金中δ相的溶解行为,在热加工过程中严格控制δ相的形貌、含量及分布,是保障Inconel718合金具有优异强韧性的关键。
为此,笔者选用适当的预备热处理工艺,系统研究了不同温度下Inconel718合金中δ相的溶解行为。
DOI:
10.13228/j.boyuan.issn1001-0963.2002.06.015
1 试验材料和方法
试验材料为Inconel718合金热轧棒材,平均晶粒尺寸为20μm,化学成分（质量分数,%为:
C0.032,Cr18.88,Ti1.05,Ni53.28,Mo2.97,Nb+Ta5.12,Al0.58,B0.002,Mn0.13,Si0.09,S0.002,P0.005,余为Fe。
首先对热轧棒材进行固溶处理（980℃×3h,空冷,然后进行δ相时效处理（890℃×20h,水冷。
选用的δ相溶解处理工艺如下:
A:
980℃×3min,7min,15min,30min,1h,2
h,3h,6h B:
1000℃×3min,7min,15min,30min,1h,
2h,3h,6h
C:
1020℃×3min,7min,15min,30min,40
min,1h,1.5h,3h 在Nephot-21型光学显微镜上观察金相组织。
根据Inconel718合金的相变特点,溶解过程中合金
的相组成为γ相、δ相及NbC相。
借助X射线衍射技术,用直接对比法测定溶解过程中的δ相含量[5]
计算公式如下:
ωNbC+ωδ+ωγ=1
（1ωγωδργρδn
i
（IγiRγim
i（IδiRδ
i（2
ωNbCδρNbC
δ
INbC
111RNbC
111mi
（IδiRδi（3
其中,ωNbC、ωδ和ωγ分别为NbC、δ和γ相的质量分数;ρNbC、ρδ、ργ分别为NbC、δ、γ相的密度;INbC
111、Iδ
i、Iγ
i分别为NbC、δ、γ相衍射峰的积分强度;m、n分别为选用的δ、γ相衍射峰的个数。
2 试验结果和分析
2.1 δ相溶解的动力学过程
溶解过程中δ相含量的变化规律如图1所示。
可以看出,随着保温时间的延长,δ相含量逐渐减少,各温度下的变化趋势大致相同。
随着温度的升高,δ相的溶解速度明显加快,达到溶解平衡所需的时间逐渐缩短。
980℃保温时,还远未达到δ相的完全溶解温度,溶解速度较慢。
保温30min后,δ相的含量基本上保持不变,约为3%,
接近溶解平
图1 不同温度下δ相的溶解规律
Fig.1 Dissolutionofphaseδatdifferenttemperatures
衡,保温6h后仍存在一定量的δ相;1000℃保温
时,δ相的溶解速度加快,保温2h后δ相的含量低于1%。
保温6h后只存在少量δ相,含量约为0.6%,说明δ相的完全溶解温度高于1000℃;在1020℃保温时,溶解速度更快。
保温30min后,δ相的含量就急剧减少,1h后几乎完全溶解。
为了详细描述溶解过程中δ相溶解速度的变化情况,将溶解前（即δ相的时效状态δ相的含量定义为ω0,任一时刻δ相的含量为ωt,任一时刻的溶解量为ω,则ω=ω0-ωt。
不同温度下溶解量的变化情况如图2所示。
可以看出,在保温开始阶段,所有温度下的溶解量与时间都近似呈线性关系,即dωdt=常数。
在该溶解阶段,溶解速度近似保持恒定,温度越高该阶段的持续时间越长;随着保温时间的延长,溶解量与时间之间开始偏离直线关系,
而
图2 不同温度下δ相的溶解量与时间的关系Fig.2 Relationshipbetweendissolutedphaseδ
andholdingtime
2002年 钢 铁 研 究 学 报 第14卷
呈抛物线特征,dωdt逐渐减小,即溶解速度逐渐降低。
而在同一时刻,温度越高,dωdt越大,说明溶解速度越高;随着抛物线阶段的结束,1020℃下δ相几乎完全溶解,而在980℃及1000℃下δ相的溶解趋于平衡,此时溶解量与时间近似呈线性关系,dωdt近似为零。
δ相的溶解过程为一个由扩散控制的相变过程,溶解过程即是界面的迁移过程。
界面的迁移取决于两个基本的扩散过程。
一个过程是原子由相界面δ相一侧向基体相一侧的短程扩散迁移过程。
该过程中越过相界面的原子流量取决于界面迁移率M和原子迁移的驱动力ΔμB,即:
JB∝MΔμB
（4
另一个过程是原子由相界面到达基体相的长程扩散过程,其流量取决于体积扩散系数D和扩散原子在相界面基体相一侧的浓度梯度,即:
J′
B=D
CB
x
界面基体相一侧
（5 D=D0expRT
（6
式（6中,D0为频率因子,Q为激活能。
很显然,上述两个过程是串行的,进行最慢的过程将成为整个
扩散过程的控制环节。
式（4中的界面迁移率与原子越过界面到达基体相时可能被接纳的几率即容纳因子有关,而容纳因子主要取决于界面结构。
Inconel718合金中δ相与基体相之间为非共格界面,界面原子排列紊乱,溶解过程中原子由δ相一侧跃迁到基体相一侧时基本不受位置的限制,容纳因子接近于1,界面迁移率较大,所以整个溶解过程主
要受原子由相界面到达基体相的长程扩散控制[6,7]
。
由式（5、（6可知,影响长程扩散的因素主要包括浓度梯度及温度。
当温度恒定时,溶解初期的浓度梯度较高,所以δ相的溶解速度较快且近似为常数;随着溶解过程的进行,浓度梯度减小,导致溶解速度逐渐降低;在980℃及1000℃下δ相不能完全溶解,最终趋于一个动态平衡过程,所以此时溶解速度近似为零。
温度是影响溶解过程的另一个重要因素。
温度越高,扩散系数越大,溶解速度越快。
同时,温度升高时基体的饱和固溶度增加,所以在1020℃,δ相能够完全溶解。
2.2 δ相溶解过程中Inconel718合金的组织特征 δ相溶解过程中Inconel718合金的组织特征如图3所示。
在δ相的时效状态下,Inconel718合金中存在大量的粗针状δ相[图3（a]。
随着溶解过
（aδ相的时效状态; （b980℃×30min; （c980℃×6h; （d1000℃×6h
图3 δ相溶解过程中的组织特征
Fig.3 Changeofmicrostructureduringphaseδdissolution
第6期 蔡大勇等:
Inconel718合金中δ相的溶解行为 12月
程的进行,δ相逐渐溶解减少[图3（b],同时长针状δ相发生断裂,最终变为短棒状甚至颗粒状[图3（c]。
不同溶解温度下该合金表现出类似的特征。
在980℃下保温时,6h后仍存在较多的δ相,它们呈短棒状或颗粒状分布在晶界和晶内,奥氏体晶粒尺寸没有明显变化;在1000℃及1020℃保温一定时间后,δ相大量消失甚至完全溶解,同时伴随奥氏体晶粒的明显长大[图3（d]。
可见,一定量的δ相能够有效控制奥氏体晶粒的长大。
根据胶态平衡理论[8]
第二相质点的溶解度与质点的曲率半径有关。
曲率半径愈小,其溶解度愈大。
长针状δ相尖角处的溶解度大于平面处的溶解度,这就使得与δ相尖角处相邻的基体相中的铌浓度大于与平面相邻的基体相中的铌浓度,这一浓度梯度必然导致扩散,从而破坏了界面处铌浓度的平
衡。
为了恢复平衡,δ相尖角处将进一步溶解,如此不断进行。
另外,针状δ相内必然存在亚晶界或高位错密度区域,该类晶体缺陷将在δ相内产生界面张力,从而在缺陷处出现沟槽,沟槽两侧将成为曲面。
与平面相比,曲面具有较小的曲率半径,因此溶解度较大。
曲面处的δ相将优先溶解而使曲率半径增大,破坏了界面张力的平衡。
为了恢复平衡,沟槽将进一步加深,如此循环进行,直至δ相被溶穿而断裂。
溶解及断裂过程如图4所示。
上述针状δ相的溶解及断裂过程,将使其逐渐由长针状向短棒状、颗粒状转变,最终完全溶入基体。
3 结 论
（1在980℃、1000℃、1020℃的保温过程中
图4 δ相的溶解和断裂过程示意图
Fig.4 Schematicofdissolutionandseparationforphaseδ
Inconel718合金中的δ相含量逐渐减少且形状由长针状变为短棒状或颗粒状;1020℃保温2h后,δ
相可完全溶入基体。
980℃、1000℃保温时,δ相的平衡含量分别约为3%及0.6%。
（2保温开始阶段,δ相的溶解速度较快并近似为常数。
随着保温时间的延长,溶解速度逐渐降低;980℃保温30min及1000℃保温2h后,δ相的溶解速度趋于零。
参考文献:
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