新型718合金680℃力学性能与长时时效组织变化

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.

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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

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·

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