Inconel718镍基高温合金1.名称 称Inconel718，又名 Alloy 718，AllOy 718C，Udimet 718，Lescalloy 718.二、概 述InConel 718 以身心四方 NiNb（r"）和面心立方Ni（Al，Ti，Nb）（r镍铁基合金，在低温和700℃屈服强度高，抗拉强度和耐久强度高，在650—760℃塑性好。合金组织稳定，元素扩散速度低，定，元素扩散速度低，时效硬化反应慢，焊接性好。合金组织稳定，元素扩散速度低，及时硬化反应慢，在固体溶解或及时状态下焊接良好。自20世纪50年代末以来，合金主要用于复杂的板焊接结构、压缩板、涡轮板、轴、叶片等高温部件A-286合金被用作低温和超低温结构件，是美国最大的合金之一。三、化 学 成 分表22.1 化 学 成 分 %

　　元素GEINCONEL718AMSLescalloy718AllOy 718C典型成分C≤0.10≤0.10≤0.08≤0.08≤0.100.05SI≤0.75≤0.75≤0.35≤0.15≤0.500.30MN≤0.50≤0.50≤0.35≤0.10≤0.250.20S--≤0.015≤0.015--CU≤0.75≤0.75≤0.10≤0.10≤0.50-CR17.0-21.017.0-21.017.0-21.017.0-21.017.0-21.019.0NI50.0-55.050.0-55.050.0-55.050.0-55.050.0-55.053.0MO2.8-3.32.8-3.32.8-3.32.8-3.32.0-4.03.0AL0.2-1.00.2-1.00.2-0.80.4-0.60.4-1.00.7TI0.3-1.30.3-1.30.65-1.150.9-1.150.4-1.31.0NB=TA4.5-5.754.5-5.754.5-5.55.0-5.54.5-5.755.3B---0.002-0.006-0.006*FE余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余余GE——美国通用电气公司。Inco——国际镍公司。Inco——国际镍公司。AMS——美国航字材料标准。Co≤1.0%，P≤0.015%.Lescalloy 718——Tatrobe Stl Company产品牌号*计算加入量。四、品 冷轧板、热轧及锻棒、带材、精密铸件、冷拉线、挤压件、锻件等 理 制 国际镍公司推荐两种热处理系统∶1.1065℃，1小时，空冷 760℃，10小时，以55℃/小时冷却至650℃，8小时，空冷。 2.950-980℃，1小时，空冷 720℃，8小时，以55℃每小时冷却至620℃，8小时，空冷。650℃耐久性稍高，但缺口耐久性差，第二种系统处理材料，650℃ 持久强度略低，但缺口持久性好。六、物理化学性能1. 密度：8.212.导热率(图 22.1）图22.1 合金导热率图22.2 合金平均热膨胀系数表22(图中数字表示不同文献号).2 宇 航 材 料 标 准（AMS）规 定 的 室 温 性 3.热膨胀系数(图) 22.2）可与墨@4.电阻：强火： 1250 微欧姆/厘米；时效状态；∶11.0 微欧姆/厘米。5.在阴极充电条件下，耐腐蚀合金具有良好的耐腐蚀性（Cathodic Charging Conditions）合金对氢-应力腐蚀裂纹不敏感，七、机 械 性 能（表22.2—22.4）表 22.3 宇航材料标准号及品种表：22。宇航材料标准规定的室温性能

　　AMS5383538953905596A55975662A和5663A955564铸态固溶处理℃ 1/2小时沉淀硬化固溶处理1065℃ 1/2小时沉淀硬化固溶处理955℃ 1/2小时沉淀硬化固溶处理1065℃固溶处理955沉淀硬化处理℃ 固溶处理1065小时沉淀硬化℃ 沉淀硬化处理厚度及方向外径1-2小时≥3.2毫米或壁厚≥3.9毫米≤4.7毫米≤4.7毫米 纵向横向 拉伸强度，≥公斤/mm²87.9-130.0-119.3--126.5-126.5-130126.5-126.5拉伸强度，≤公斤/mm²-109.0-102.0-98.4105.4-98.4-屈服强度，≤公斤/mm²77.3-105.4-102.0--105.4-105.4-105.4105.4-105.4屈服强度，≥公斤/mm²-66.8-59.8-56.263.2-52.7-25.延伸率为4mm或4倍"直径，%≥5-可与1*347*278*799*0连接-延伸率50.8mm，%≥-30123015-50.850.8毫米或4倍"直径，%≥-----3040153015-1210-10面缩率，%≥10 ----------1512-12硬度，RC≥硬度为34-36-36-38，RC≤硬度为44-25-25，RB≤-----硬度为100-248，HB≥-----------331331-341硬度，HB≤----------277----注∶(1)外径小于3.2m或厚度小于3.9mm供需双方协商材料的性能.（2）955℃，1/2小时。空冷 720℃，8小时 炉冷到620℃，(3)1065℃，1/2小时，空冷+760℃，10小时 炉冷到650℃，(4)955℃，1小时，空冷 720℃，8小时以55℃每小时冷却至620℃，8小时，空冷。(5)固溶处理时间取决于厚度.（6）955℃，1小时，空冷 720℃，8小时以55℃/小时，炉0/小时℃，8小时，空冷.（7）1065℃，1-2小时，空冷 760℃，10 炉冷到650小时℃，保温(总时效时间 20 小时)空冷。(5)固溶处理时间取决于厚度.（6）955℃，1小时，空冷 720℃，8小时以55℃/小时，炉0/小时℃，8小时，空冷.（7）1065℃，1-2小时，空冷 760℃，10 炉冷到650小时℃，保温(总时效时间 20 小时)空冷。(8)棒材、锻件、闪光焊接环的延伸率不小于12%，面缩率不小于15%。表22.3 航天材料标准号和品种

　　AMS5589管5383精密铸造，955管℃ 固溶5590管，1065管℃ 5596厚板、薄板、带材5597厚板、带材1065固溶处理℃ 5662棒662棒材、锻件及环件，固溶5663棒材、锻件及环件，5664棒材、锻件、环件、1065固溶沉淀硬化处理℃ 5832线材表22固溶处理.4 通用电气公司是对的inconel718精密铸件规定的室温拉伸性能

　　品种精密铸件固溶 时效厚度，mm6.4拉伸强度，kg/mm²81.0屈服强度，公斤/mm²60.0延伸率4倍"直径，%5面缩率，1.室温机械性能(1)拉伸性能(表) 22.5—22.8）表22.5 各种产品的室温拉伸性能(厂家数据)

　　12.直径16厚1.5热处理系统980品种锻造棒冷轧板尺寸mm直径203直径152直径1.5厚度℃，1小时 720℃以下保温时间为930℃，1小时 720℃8小时16小时8小时8小时8小时8小时8小时8小时8小时8小时8小时8小时16小时拉伸强度，公斤/mm²137.8132.0129.3123.7148.3143.4135.6141.3135.6130.0130.0134.4123.7屈服强度，公斤/mm²112.4103.3106.897.7122.3121.6108.2120.0112.498.4108.9106.196.3延伸率4倍"直径，$2428322319232620321322.523.5面缩率，3344242402936.5505254-硬度，RC-------4142-4143-*以55℃每小时冷却至620℃，保温8小时，空冷。*以11℃每小时冷却至620℃，空冷表 22.6 锻饼的室温拉伸性能(厂家数据)

　　状态退火 时效尺寸直径203mm试验方向径向切割到顶部边缘中心底部边缘的拉伸强度mm²A126132124135138B128138130147148屈服强度，公斤/mm²A103103102110112B111112112127125延伸率4倍"直径，?024142120B1024161918面缩率，?234163236B10.5331927.529.5冲击值，公斤A3.93-3.53.92.3-33.9-3.2B---2.3-3.93.9注 1.（A）980℃，1小时 720℃，8小时以55℃每小时冷却至620℃ 620℃，8小时。（B）980℃，1小时 720℃，16 小时.2.拉伸速度∶ 0.05厘米/厘米/分拉0.2% 屈服点，然后以0.05厘米/厘米/分拉断.表 22.7 晶粒板的不同厚度和拉伸性能

　　状态1095℃，1小时，空冷 980℃，1小时空冷 720℃，16 mm0.8和1小时厚度.50.4.0.6晶粒度，ASTM12拉伸强度，kg/mm².109113屈服强度，公斤/mm²86.595.6延伸率4倍"直径， .512.5面缩率，%.020.0表22.8 炉冷铸件的及时性和拉伸性能(不给厚度)

　　时效炉的冷拉伸强度为公斤/mm².109121屈服强度，公斤/mm²86.591.4延伸率4倍"直径， .513.0面缩率，%.015.各种因素对室温拉伸性能的影响(图22).3-22.14）图22.3 冷加工对板材和带材室温拉伸性能的影响图22.4 退火温度对室温拉伸性能的影响图22.5 最后，时效温度对板材室温拉伸性能的影响图22.6 时效对屈服强度的影响图22.7 室温下镍含量屈服强度为705℃影响持久强度的图22.8 铝含量对室温屈服强度的影响(延伸率几乎不变)图22.9铝含量和第一时效温度对热轧棒室温屈服强度的影响图22.10 铝含量和第一时效温度对热轧棒研究屈服强度的影响图22.11 钽含量对室温机械性能的影响图22.12 棒材室温为-195℃拉伸性能影响图22.13 室温和-195棒材退火温度℃缺口拉伸强度影响图22.14 固溶处理温度(1065)℃）冷却至第一次时效温度(730)℃）速度对拉伸性能的影响图22.15 时效时间对时效退火板硬度的影响(3)硬度(图22.15-22.17）可与021*67898711联系索取图22.17 铝钛含量对退火棒及时反应的影响图22.17 2.不同温度的机械性能(1)拉伸性能(表22).9;图22.18—22.26）表22.9 棒材瞬时拉伸性能(完全热处理)

　　试验温度，℃拉伸强度，kg/mm².屈服强度，kg/mm² 延伸率（50.8 毫米），%

　　面缩率，%-240186.3162.01523-130168.7147.61830-18158.0130.0203395147.6126.52235205145.5125.02236315143.4123.02237430140.6121.62237540133.

　　5119.52338650123.0106.1244276087.885.73057图22.18 不同热处理对锻件拉伸性能的影响图22.19 应力时效影响板的室温和高温拉伸性能图22.20 试验温度影响两种热处理系统板的拉伸性能.21 试验温度影响冷轧后直接时效板的拉伸性能.22 试验温度对热轧棒拉伸性能的影响图22.22 棒的轧制温度和固溶退火温度为650℃拉伸性能影响图22.22 冷加工及时螺栓材料-255-315℃压缩性能(图22).27）可与021*67898711联系索取图22.25 试验温度影响铸造试棒的拉伸性能.26 试验温度影响精密铸件的拉伸性能.27 热加工温度范围内棒材拉压屈服强度图22.28 室温和低温拉伸性能图22.29 试验温度和试验方向对试样断裂强度和屈服强度的影响(3)缺口性能(图22).28—22.30）可与021*67898711联系索取图 22.30 试验温度对有缺口和疲劳裂纹的样品屈服强度和断裂强度的影响 22.31 两种热处理状态板光滑试样540℃和650℃持久强度曲线图22.32 经955℃退火板缺口试样540℃持久强度曲线3持久性和蠕变性能(图) 22.31—22.54;表22.10）图22.33 经955℃退火及时性板的缺口试样为650℃持久强度曲线图22.34 冷加工和时效板的尖锐缺口为540℃和650℃持久强度曲线图22.35 冷加工缺口和光滑样品在直接时效状态下为650℃和540℃持久强度曲线图22.36 及时退火。（Kt=6），在540℃和(缺口形状见图 22.32）650℃持久强度曲线图22.37 两种热处理状态的光滑和间隙（K，=6.3)730板材试样℃持久强度曲线图22.38 退火及时性板材尖锐缺口试样430—650℃持久强度曲线表22.10 650锻饼和棒材℃，70公斤/mm².比较条件下的持久性能

　　锻饼热轧棒65℃，70公斤/mm&sup二、厚度或直径，mm20316光滑，小时91.4?97.3?97.3?69.4?60.缺口，小时502.8D?473.8D?83.1?33.3?延伸率，".5?35.0?10.0?5.5?面缩率，a.5?61.0?12.0?9.0??.980℃，1小时 720℃，炉冷(55)8小时℃/小时）到620℃ 620℃，8小时 可与021*67898711联系索取?.980℃，1小时 720℃， 16 小时。D.中止。图22.39 米勒持久强度曲线图22不同温度.40 退火温度对板材寿命的影响图22.41 退火温度对棒材耐久性的影响图22.42 水平板在静载荷下产生0.25-2.0%总蠕变所需的应力和时间关系图.43 在纵向板的静载荷下产生0.25—2.0% 总蠕变所需的应力与时间的关系。图22.45 水平板在静载荷下产生0.2-1.0%总螺变所需的应力和时间关系图.46 垂直板在静载荷下产生0.4.疲劳性能(图) 22.55—22.72）图 22.55 板的室温和低温反复弯曲疲劳曲线图 22.56 板的室温和低温反复弯曲疲劳曲线图 22.57 板的室温和低温反复弯曲疲劳曲线图 22.58 室温旋转弯曲的疲劳曲线图 22.59 板材在室温和低温下的拉压疲劳曲线图 22.60 2.在室温和低温下，5mm板材缺口疲劳曲线图 22.61 室温和低温拉压疲劳曲线图、缺口和光滑板样品 22.62 板材室温低温拉压疲劳曲线图 22.63 室温疲劳应力范围曲线图和光滑板样品 22.64 样品540缺口和光滑板℃疲劳应力范围曲线图 22.65 试样650个缺口和光滑板℃疲劳应力范围曲线图 22.66 样品760缺口和光滑板℃疲劳应力范围曲线图 22.67 不同应力时效系统对合金板不同温度疲劳性能的影响图22.68 不同应力时效系统对合金板不同温度疲劳性能的影响图22.69 焊接接头室温悬臂旋转弯曲疲劳性能图22.70 室温旋转弯曲疲劳性能图22.71 1.拉-压疲劳条件3mm板材，疲劳裂纹传播曲线图22不同温度.72 不同温度下疲劳裂纹的传播速度与交变-平均应力比的关系(在) 20 测量mm裂纹长度裂纹生长速度图22.73 5.测试温度对泊松比的影响. 弹性模量(图 22.73—22.75）可与021*67898711联系索取图 22.74 合金弹性模量图 22.75 合金刚性模量八、工 艺术合金可采用四种冶炼工艺∶真空感应；非真空感应加真空自耗重熔；真空感应加电渣重熔；真空感应加真空自耗重熔。真空感应炉加电渣炉重熔工艺可用于制造大型锻件，消除点状偏析。真空感应炉加电渣炉重熔工艺可用于制造大型锻件，消除点状偏析。锻造温度为 980—1135℃;轧制温度为1010—1120℃;温度为980—1010℃.运动后空冷。温加工后冷却缓慢，可提高锻件强度。在用低硫燃料加热还原气氛，防止火焰直接加热。锻造前锻造应预热至205-260℃.模锻的最终变形应大于20% 10%.合金在退火或及时性下容易机械加工，但在及时性下，切屑容易破碎，零件光度好。处理退火状态的材料和刀具使用寿命长.无论是固溶状态还是及时状态，合金都具有良好的焊接性能，但在及时状态下，焊接热影响区比基体金属软。退火后合金硬度低，可保证合金成型焊接性好。合金也可多次焊接，无裂纹。焊接后最好是930—980℃ 消除焊接应力。930用作发动机复杂焊接部件℃，1小时，空冷 720℃，空冷处理16小时。若零件刚度小，可节省中间退火，以获得更高的强度。焊接薄板时，应采用惰性气体保护。惰性气体保护焊以母材为填料，易于焊接。 焊接厚度应小于13mm. 厚度小于6mm氩弧焊和氩气保护背面的零件 6—13 氦弧焊度为13的零件可采用氦弧焊和氦背面保护—18.18.电子束焊mm零件。 因此，为了保证一定刚度的接头质量，一些其他合金必须使用熔点较低的填料，如 HastellyX 和 Hastelloy W 也可作填料.室温到700℃ 接头的拉伸强度超过母材的90%，760℃接头的拉伸强度为母材的85%.图中列出了各种因素对焊接板的影响 22.76—22.92.图22.76 试验温度对不同填料焊接的薄板和中板接头强度的影响图22.77 焊接不同填料的板材 650℃和730℃ 持久强度曲线图22.78 室温轴向拉伸疲劳性能图22.79 室温和高温对闪光焊接棒拉伸性能的影响图22.80 热处理温度和样品尺寸对焊接板拉伸性能的影响图22.81 电子束焊和惰性气体钨极焊接的试验温度为7s合金/Rene'41 和718 合金机械性能影响图22.82 焊后时效温度对惰性气体钨极焊接板接头拉伸性能的影响图22.83 焊效温度对惰性气体钨弧焊板接头强度的影响图22.84 低温对惰性气体钠极焊板拉伸性能的影响图22.85 试验温度及去除焊点对惰性气体钨极焊板光滑度及缺口试样拉伸强度的影响图22.86 试验温度对惰性气体钨极焊板拉伸性能的影响图22.87 室温和低温拉压疲劳强度曲线图22.88 试验温度对惰性气体钨极焊板疲劳强度的影响图22.89 熔化焊接板的室温图22不同系统的应力及时性.90 熔化焊接板的室温应力时效不同，205℃ 和345℃ 疲劳性能影响图22.91 钎焊对板材拉伸性能的室温和高温影响图22.92 9.组 1.铸态组织合金中有铸态组织（Nb、Ta）C，TiN，Ni，Nb 和Laves 相（图 22.93）NiNb 和Laves 相在 1120℃ 基体在加热和热加工过程中溶解.2. 变形合金(950)组织热处理后℃，1小时， 720℃，炉冷到8小时 620℃，8小时，空冷)后晶粒细，按 ASTM 评级图为7-8级(图) 22.94）.图 22.93 Inconel 718 合金铸态组织图 22.94 显微组织合金 ×200合金经980℃，2小时，空冷+720℃ 8小时，以55℃/小时炉冷到 620℃，空冷处理后8小时，组织中有γ'【Ni;（Al、Ti、Nb）】，Ni;Nb，（Nb、Ta）C 和少量的 TiN．γ′与弥散分布的面心立方结构相比，在合金中起着主要的强化作用；Ni;Nb 属斜方晶系结构，于 980℃，局部富铌区晶界和双晶界在固溶过程中沉淀，形状为短粗片状，化学式为 Ni，（Nbo，sTi∶），不强化合金；（Nb、Ta）C 和少量的 TiN 熔炼过程中形成，（Nb、Ta）C 的化学式为（Nb.8Ta.;）C.典型组织见图 22.95.3. 长期时效后的组织合金为680℃，100小时后组织不变，γ相小(图) 22.96）;在790℃，时效 大量出现在100小时后γ'，Ni-Nb（由γ'相转变为 NiNb 过渡相)和 NisNb 相，而且γ相和NiNb 已开始粗化(图22.97）;在870℃，时效100小时后，主相粗化 Ni，Nb 和 NiNb，还有几个保留的大块γ'相（图 22.98）。4. 应力时效后显微组纸的组织和性能基本不变，"富铌偏析区仍有950个短组片状℃此外，合金中还有大的圆形颗粒MLG型碳化物(图22.99）在590℃，应力为65.4 10.606小时长期应力时效后，kg/mm，合金中有小片 NiNb和在980℃热处理时形成的大片状NiNb(图22。在相同的温度下，基体中的基体经过60.5kg/mm、3390小时的长期应力时效后 NiNb 同时，在滑移线上进一步成长，双晶界沉淀 Ni-Nb（图 22.100）.图22.98 试样在870℃显微组织时效1小时和100小时 ×7500图22.99 试验在540℃，83kg/mm，21，583 小时应力时效后的显微组织 ×7000图 22.100 试样在590℃，65.4公斤/底米，10，606 长期作用后的显微组织 ×7000图 22.101 试样经540℃，60.5 公斤/毫米，3990 显微组织在小时后工作 ×7000图22.102 试样在650℃，显微组织在长期作用后的不同应力 ×700图 22.103 试祥经705℃26.0公厅/mm6048小时显微编织 ×7000图22.104 705涡轮盘试样℃，35 公厅/mm500小时显微组织工作 ×7500在650℃，应力为61.1kg/mm，经过747小时的长期作用，基体中只有γ相.X射线分斯指出，晶界有微量σ中等数量相和α相(富铬体心立方固溶体)(图22).102a）.在同一温度下，应力为 54.8 经过3131小时的长期作用，公斤/公斤/毫米γ相和 NiNb，晶界有少量

　　的Laves相和较多的α相（图22.102b）;长时间雕刻7262小时后，应力降至478公厅/mm(图2).102e）长期作用1023小时(图22)后，应力降至44.3公厅/mm.102d）、晶内均有了r，NiNb晶界更多 Lavers相，以α相和少最多σ相台金在705℃的相变和在 650℃同样，转换速度加快，小片状 NiNb变长（图 21m3)；晶界大片 NiNb消耗部分和 NiNb同时进入晶体，附近出现贫穷带(图22).103；22.随着时间的推移，γ相尺寸增加，数量减少；晶界也有α'，σ 和 Laves 相. 只是出现得早。在540-705℃ 不同应力的长期作用除外 705℃ 应力时效后强度略有下降，塑性略有提高，其他温度下的拉伸强度和塑性无显著变化。在540-705℃ 不同应力的长期作用除外 705℃ 应力时效后强度略有下降，塑性略有提高，其他温度下的拉伸强度和塑性无显著变化。 饼期应力时效对饼材（φ533×25）室温和650℃ 拉伸性能的影响列在表中 22.11.经X射线衍射分析后，试样结果与上述电子显微镜观察一致。X 表22列出了射线相鉴定结果.12．从表 22.从温度、应力、时间和相变之间的关系可以看出 595℃，60 公斤/毫米，390 经过长时间的工作，合金的主要强化阶段仍然是γ，只有微量的γ变成盘状 Ni，Nb(有些文献称之为γ"或身心四方结构NiNb），这种相也起着强化作用。它与面心立方基体有什么关系？可联系134727879-90.当r当相转换为斜方晶系时 NiNb（δ相)强度明显下降。可联系134727879-90.当r当相转换为斜方晶系时 NiNb（δ相)强度明显下降。℃，61kg/mm，经过747小时的长期时效，合金合金的主要强化阶段都是γ经络在同一温度下 44.3 10、233小时后，公斤/毫米，部分γ转变成Ni，Nb。在705℃，38.7kg/mm，长时间808小时后，会出现一些问题 NiNb26.在同一温度下 6048小时后，大部分公斤/毫米γ'相和 Ni，Nb都转变成NigNb.从705℃， 两个样品和808小时 两个6048小时的样品也可以看到应力对相变的影响， 总之，应力，能促进温度和应力时效 r'→ NiNb → NiNb 的转变.斜方晶系出现在合金中 NiNb 持久强度开始下降(图22) γ'→ Ni.Nb→NiNb 合金组织可以认为是稳定的 650℃，44.3 可在公斤/毫米条件下使用 10，000 小时以上。综上所述，Inconel718 主要是合金强化阶段γ，长期应力时效后出现在使用温度下 NiNb 还起到强化作用。但由于合金组织复杂，除上述论点外，对化学机制的研究较多，除上述论点外，D.F.Paulonis以人为代表的X射线衍射法不适用于合金γ和γ"衍射线很薄，我们无法区分这两个阶段的结构。金属研究合金的强化机制通过电子显微镜暗场和电子衍射直接观察，证明完全热处理(950)℃，1小时，空冷 760℃，8小时，以55℃/小时冷却至650℃，8小时后，空冷）合金的主要强化是体心四方结构γ"相，二是少量球形γ相（图22.106）.γ"晶格常数也可以通过强化作用联系墨(聚)客服γ"实现共格畸变。γ"的化学式是 NiNb（和δ相的化学式NiNb 相同）.γ"在电子显微镜暗场下，平均直径为600A厚度为50—90 A．合金中r'加r"数量为19%(重量)。表22.11长期应力时效（φ53×25）室温和650℃ 拉伸性能的影响(980℃，2小时，空冷 720℃，8小时，55℃每小时冷却至620℃，8小时，空冷）图22.105 Inconel718 合金持久强度曲线图22.106 718完全热处理后 合金001显微组织方向 ×93300合金完全热处理后，650处理℃，100小时后，r数量增加，r稍粗化，直径由600变为725，数量不变，仍占主导地位，合金经760、840，870℃100小时效化后， r快速粗化。与650℃长期时效比760℃时效样品中，r进一步致富后，数量开始粗化，部分溶解，同时出现一定数量的斜方晶结构NINB， r870也开始溶解 ℃,100小时效后，r全部溶解、γ部分落解。不同温度强化相的生长见表22.13.表22.12 X射线衍射分析结果表222.13 不同温度长期时效后强化相的生长

　　状态γ"相（球状）γ"250600相(盘状)完全热处理 650℃，100 300725小时完全热处理 760℃，100 6003000小时完全热处理 840℃，100 7503500小时完全热处理 870℃，100 3500合金小时固溶7600℃，强度在100小时后下降，主要是因为γ"粗化，斜方晶系NiN5的形成和 γ，r"部分溶解.VRmswamy，R．Cozar 等人在研究 Inconel718 合金组织指出，合金的主要强化是体心四方结构γ"相，与 Poulonis 等人的研究结果是一致的。V.Ramaswamy还指出合金经12000℃，2小时，水淬+750℃，后晶界沉淀20小时NbC，并出现在它附近γ"贫带(图22.107）。R.Cozar 指出，γ非常适合基体界面γ"因此，生核的位置总是存在的γ表面沉淀{100}.108）.除γ'和γ"此外，晶界还有碳化铬（M，C。R.Cozar 指出，γ非常适合基体界面γ"因此，生核的位置总是存在的γ表面沉淀{100}.108）.除γ'和γ"此外，晶界还有碳化铬（M，C。型)和碳化铌（NbC）。沿着这些晶界，有一个 0.5 微米宽的γ"贫乏带（图22.109）.图 22.108 Inconel718 电子透视图合金(12000℃，30 分钟退火 700℃，524小时时效)图 22.109 Inconel718 电子透射图(745)型合金℃，24 小时 700℃.120小时)10.用途合金适用于低温和700℃ 火箭发动机火箭发动机和喷气发动机 50 年 主要用于复杂焊接板构件 60 年初应用压气机盘和涡轮部件，使用寿命可达数万小时.广泛应用于涡轮盘、轴、叶片、导向叶片等高温部件，也可用作超音速运输机的蒙皮材料 TF涡轮风扇发动机用作涡轮、压缩机部件、轴承密封装置高温固定件等，使用寿命可达1.5万元 小时以上. 在 TF-41-Al和 TF-41-AIT #501发动机用作涡轮底盘和尾喷筒，T56-A-14，TS6-A-15和 T56-A-16 发动机用作压气轴、涡轮叶片、燃烧室外村及支架、涡轮盘及轴. 在通用电气公司生产 GE4 发动机用作高压压气机后五级叶片，其他发动机用作压气机盘、涡轮机架和结构件外壳. 在普拉特惠特尼生产IT3D-3B 在 JT9D 发动机用作一级隔断，其它发动机用于进气箱、喷嘴外套、涡轮箱和尾喷嘴外壳。此外，它还用于美国的液体火箭部件 J-2.火箭发动机用作燃烧室蒙皮、燃料导管、平喷嘴、涡轮板、轴等部件 M1 用于燃料涡轮泵和液氧涡轮泵的一、二次转子和定子、燃料燃气导管等部件。参 考 文 献[1] Aerospace Struetural Metals Handbook,Vol.IIA,Non-Ferrous Alloys,1970.[2]J.F.Barker,E. W.Ross and J.F.Radavich,"Long Time Stability of Inconel718n,J．ofMetals, Vol. 22, No.1, p.31-41,1970.[3]W. J. Boesch and H.B. Canada,"Preipitation Reactions and Stability of NiNb in Inconel718,J.of Metals,Vol.21,No.10,p. 34-38,1969.[4]R. S Cremisio."The Effect of Thermomechanical History on the Stability of Alloy 718',J．ofMetals,Vol. 21,No.11,p. 5561,1969.[5]J.P. Stroup,Effect of Grain Size Variations on the Long-Time Stability of Alloy 718',J．ofMetals, Vol. 21,No.11,,p. 46—54,1969.[6] Francis J.Clauss,Engineer's Guide to High-Temperature Materials,Addison-Wesley,p.171,1969.[7] E. Rich Rohlhaas Alfred Figcher,Zur Metallographie der Superlegierungen",Praktische Metal-lographie,Band 8,Ireft 1,S. 3,1971.[8] C. P. Sullivn and M.J. Donachic Jr.Microstructures and Mechanical Properties of Iron-Base(-Containming)Superalloys', Metals Engincering Quarterly,Vol. 11,No.4, p.1,1971.[9]D. F. Paulonig,Precipitation in Nickei-Base Alloy 718,ASM Trans. Quarters,Vol.62,No.3, p.611-622,1969.[10] Lomurd G.Jobeph and G. Robert Muman,u4Elctroflux Remelting Improves Propetis of Inconel718"Metals Progress,Vol. 91, No.6, p. 139,1967.[11]R. F.Gil and R. M.Goihof, Analyis of LongTime Crep Data for Determining Jong-TermStrength",Metals Engiering Quartery,Vol.10,No.3,p.30-39,1970.[12] F u. Riz。Aad .pB Buzanel,4 fct of Chemitry Variaton on teStructuralSabilt ofAly 713",J. of Mctais, Vol. 2,No.10,p.34-38,1969.[13] "hmeond aldy f8faloYg Pace Hde's Wly", Mctl Prores,vol.3, No.2,p.147,1968[14] AtalsEatera, 8keej,Vo. l, No. 4, 1971;[15] V.Ramsmmy.P.R.Swann and D.R.F,Wes,"O

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