熱處理工藝對(duì)注射成形IN713C合金組織與力學(xué)性能的影響

謝曉輝，吳謂，潘東華，楊忠臣，盧仁偉，李篤信

?

熱處理工藝對(duì)注射成形IN713C合金組織與力學(xué)性能的影響

謝曉輝1，吳謂1，潘東華1，楊忠臣2，盧仁偉2，李篤信1

(1. 中南大學(xué) 粉末冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083；2. 長(zhǎng)沙聚眾冶金科技有限公司，長(zhǎng)沙 410083)

以氣霧化IN713C合金粉末為原料，采用注射成形工藝制得合金材料，分別在1 150，1 175和1 200 ℃下進(jìn)行固溶處理，然后在760，850和930 ℃進(jìn)行時(shí)效熱處理，通過掃描電鏡(SEM)及能譜儀對(duì)合金的顯微組織與物相組成進(jìn)行觀察與分析，并測(cè)定時(shí)效態(tài)合金的硬度與抗拉強(qiáng)度。結(jié)果表明：固溶溫度達(dá)到1175 ℃后，繼續(xù)升高溫度，則冷卻過程中γ′析出相減少，固溶處理溫度為1 175 ℃時(shí)合金的硬度(HRC)和抗拉強(qiáng)度分別為42.4和1 175.9 MPa。時(shí)效處理溫度為760 ℃時(shí)，合金的硬度(HRC)和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到43.6和1 223.7 MPa；時(shí)效溫度高于760℃時(shí)，γ′相尺寸由于晶格錯(cuò)配度過大而粗化，隨時(shí)效處理溫度升高，γ′相尺寸逐漸增大，數(shù)量逐步減少，強(qiáng)化相體積分?jǐn)?shù)降低，合金的硬度與抗拉強(qiáng)度都降低。注射成形IN713C合金的最優(yōu)熱處理制度為1 175 ℃/2 h/AC+760 ℃/16 h/AC。

金屬注射成形；IN713C；熱處理；抗拉強(qiáng)度；固溶處理；時(shí)效處理

IN713C作為一種γ′相沉淀強(qiáng)化型鎳基鑄造高溫合金，具有良好的綜合性能，能在600 ℃以上的高溫及一定應(yīng)力下長(zhǎng)期工作，主要用于航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪、電力工業(yè)中發(fā)電廠燃?xì)鉁u輪等熱端部件[1]。金屬注射成形技術(shù)能夠改善該合金在鑄造等生產(chǎn)過程中容易出現(xiàn)的如疏松和氣孔等冶金缺陷[2]，提高合金的可靠性和燒結(jié)件的成品率，但由于在注射充型變形和燒結(jié)溫度較高等原因，產(chǎn)品尺寸會(huì)發(fā)生一定變形，且γ′強(qiáng)化相粗大。熱處理不但能夠細(xì)化材料的晶粒、調(diào)整碳化物形態(tài)和分布以及改變金屬間化合物的大小和數(shù)量，還能改善燒結(jié)時(shí)的變形量，從而提升產(chǎn)品的綜合性能。IN713C注射成形燒結(jié)態(tài)合金的強(qiáng)化相為處于亞穩(wěn)態(tài)排列有序的面心結(jié)構(gòu)的γ′相，γ′相的數(shù)量和大小對(duì)強(qiáng)化效果起主導(dǎo)作用，其分布和形態(tài)也有一定影 響[3]。通過熱處理能溶解注射成形燒結(jié)態(tài)合金的大部分主要強(qiáng)化相，析出細(xì)小γ′相，增加γ′相的數(shù)量，達(dá)到最佳強(qiáng)化效果[4]，從而使合金的高溫強(qiáng)度進(jìn)一步提高。如德國(guó)KERN等[5]研究了塑基粘結(jié)劑體系注射成形IN713C合金的燒結(jié)及熱處理行為，發(fā)現(xiàn)在1 270 ℃氬氣氣氛下燒結(jié)后相對(duì)密度達(dá)到99.3%，同時(shí)燒結(jié)態(tài)合金的屈服強(qiáng)度達(dá)到或超過鑄造工藝。中南大學(xué)吳謂等[6]發(fā)現(xiàn)在1 300 ℃燒結(jié)3 h的注射成形IN713C合金，其室溫力學(xué)性能超過鑄造合金。雖然注射成形IN713C合金的燒結(jié)與熱處理工藝已受到廣泛關(guān)注，但在產(chǎn)業(yè)界尚未見成熟應(yīng)用，缺乏對(duì)燒結(jié)態(tài)合金的熱處理工藝以及長(zhǎng)期高溫力學(xué)性能的研究。本文以IN713C氣霧化粉為原料，采用油蠟基粘結(jié)劑體系，通過注射成形獲得注射坯后，在最高溫度1 300 ℃下燒結(jié)3 h，然后進(jìn)行熱處理。根據(jù)文獻(xiàn)資料，IN713C強(qiáng)化相固溶溫度為1 175 ±℃[7]，將燒結(jié)試樣分別在1 150、1 175和1 200 ℃下進(jìn)行固溶處理，然后在合適的固溶溫度下分別在760、850和930 ℃下繼續(xù)時(shí)效，研究熱處理制度對(duì)合金性能的影響，優(yōu)化熱處理工藝，獲得更佳力學(xué)性能的IN713C合金，拓展該合金的應(yīng)用。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 原料粉末

實(shí)驗(yàn)用IN713C粉末為瑞典Sandvik Ospery Ltd. 公司生產(chǎn)的osprey霧化預(yù)合金粉末，粉末形貌為球形，其化學(xué)成分與物理特性列于表1和表2(均由廠家提供)，粒徑分布如圖1所示。

1.1 注射成形IN713C合金制備

注射成形IN713C合金的制備包括混煉、注射、脫脂和燒結(jié)這4個(gè)過程。

1) 混煉：將IN713C預(yù)合金粉末和制備好的粘結(jié)劑按粉末裝載量為90%(質(zhì)量比)混合，在混煉機(jī)中170 ℃溫度下混煉1 h并制粒獲得喂料。粘結(jié)劑主要成分為石蠟、花生油、蓖麻油和聚丙烯。

表1 IN713C高溫合金粉末的化學(xué)成分

表2 IN713C合金粉末的物理特性

圖1 IN713C預(yù)合金粉末的粒度分布

2) 注射：將喂料在海天90 t注射機(jī)上進(jìn)行注射成形，在165 ℃下注射，得到注射坯的形狀與尺寸如圖2所示。

圖2 拉伸試樣形狀

3) 脫脂：脫脂過程分為溶劑脫脂與熱脫脂。將注射胚體在二氯甲烷中于35 ℃溫度下保溫6 h，然后在干燥箱中45 ℃溫度下干燥1 h。將干燥后的脫脂胚體擺放在三氧化二鋁陶瓷舟板上，在熱脫脂爐中按5 ℃/min速率升溫至850 ℃進(jìn)行脫脂并預(yù)燒結(jié)。

4) 燒結(jié)：將熱脫脂坯在真空燒結(jié)爐內(nèi)進(jìn)行真空燒結(jié)，按5 ℃/min升溫至1 300 ℃保溫3 h。

1.2 熱處理

先在不同溫度下對(duì)燒結(jié)態(tài)IN713C合金進(jìn)行固溶處理，確定合適的固溶溫度，然后在不同溫度下進(jìn)行時(shí)效熱處理。固溶處理在氬氣氣氛壓力為5 000 Pa條件下進(jìn)行，以5 ℃/min速率升溫到固溶溫度，保溫2h，然后充氮?dú)饪炖渲潦覝亍９倘軠囟确謩e設(shè)置為 1 150、1 175和1 200 ℃。時(shí)效處理在氬氣氣氛為5 000 Pa條件下進(jìn)行，以5 ℃/min升溫速率升溫到時(shí)效溫度，保溫16 h，然后充氮?dú)饪炖渲潦覝?。時(shí)效溫度為760、850和930 ℃。

1.3 性能測(cè)試

通過FEI Quanta FEG 250場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡觀察IN713C合金的顯微組織。用MC010-HVS-20數(shù)顯洛氏硬度計(jì)測(cè)定合金的硬度，每組測(cè)5個(gè)樣品，每個(gè)樣品分別測(cè)不同3個(gè)點(diǎn)后取均值。從圖2所示樣品上線切割尺寸為3 mm×3.5 mm×15 mm的拉伸試樣，利用Instron3369力學(xué)試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)定時(shí)效態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度。每組實(shí)驗(yàn)材料測(cè)試5個(gè)試樣，取平均值，拉伸速度為1.0 mm/min。

2 結(jié)果與討論

2.1 固溶處理

2.1.1 顯微組織

圖3所示為燒結(jié)態(tài)IN713C合金的SEM形貌，測(cè)得其密度達(dá)到7.83 g/cm3，相對(duì)密度為99.0%?？估瓘?qiáng)度達(dá)到1080.3 MPa，超過AMS規(guī)定的同牌號(hào)真空鑄造合金強(qiáng)度。從圖3(a)可見合金晶粒中密集分布著大小不等的方形γ′強(qiáng)化相，圖3(b)中可見包含晶界的A區(qū)域內(nèi)分布著形狀不規(guī)則的塊狀組織，表3所列為A區(qū)域內(nèi)深色晶界的能譜分析結(jié)果，表明該組織的主要元素為Ti、Ta和C等元素，推測(cè)為MC型碳化物。

圖4為燒結(jié)態(tài)IN713C合金在不同溫度下固溶處理后的SEM組織。對(duì)比圖4和圖3發(fā)現(xiàn)，與固溶前相比，合金在1 150 ℃溫度下固溶處理后，γ′相的數(shù)量與形態(tài)變化不明顯；在1 175 ℃下固溶處理后，γ′相尺寸變小，數(shù)量增加，γ′相邊角相對(duì)圓滑；隨固溶溫度從1 175 ℃升高至1 200 ℃，γ′相的數(shù)量減少，并且粘結(jié)成塊。

圖3 燒結(jié)態(tài)IN713C合金的γ′相SEM形貌

表3 圖3(b)中A區(qū)域內(nèi)的晶界能譜分析

2.1.2 力學(xué)性能

將經(jīng)過固溶熱處理后的合金以5 ℃/min升溫速率升至930 ℃，時(shí)效16 h，表4所列為固溶溫度對(duì)時(shí)效態(tài)IN713C合金抗拉強(qiáng)度與硬度的影響。由表4可知，在1 175 ℃固溶條件下時(shí)效態(tài)合金同時(shí)具有最高的抗拉強(qiáng)度和硬度。結(jié)合圖4分析可知，在1 150 ℃固溶時(shí)，由于固溶溫度低于強(qiáng)化相的固溶溫度，γ′相沒有得到適當(dāng)?shù)娜芙?，固溶后組織形態(tài)未發(fā)生較大改變，因此抗拉強(qiáng)度和硬度變化不大；當(dāng)固溶溫度達(dá)到1 175 ℃時(shí)，γ′相適當(dāng)融入基體中，再析出時(shí)尺寸變小，數(shù)量增多，故合金強(qiáng)度和硬度顯著提高，強(qiáng)度和溫度顯現(xiàn)一定線性關(guān)系[8]；當(dāng)固溶溫度從1 175 ℃升高至 1 200 ℃時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度和硬度反而有所降低，是因?yàn)樵? 200 ℃固溶處理時(shí)，γ′相過飽和固溶于基體中，邊角圓化，粘結(jié)成塊，二次強(qiáng)化相析出較少，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度和硬度降低。

圖4 固溶態(tài)IN713C合金的 γ′相形態(tài)

(a) 1 150 ℃; (b) 1 175 ℃; (c) 1 200 ℃

表4 固溶溫度對(duì)IN713C合金性能的影響

2.2 時(shí)效處理

2.2.1 顯微組織

根據(jù)圖4和表4，選擇固溶溫度為1 175 ℃。將固溶處理后的IN713C合金分別在760，850和930 ℃下時(shí)效16 h。圖5所示為時(shí)效熱處理后的合金SEM形貌。由圖可知，隨時(shí)效溫度升高，γ′相尺寸逐漸增大，數(shù)量逐步減少，整體強(qiáng)化相體積分?jǐn)?shù)降低，強(qiáng)化相分布變得相對(duì)分散。

2.2.2 力學(xué)性能

表5所列為時(shí)效溫度對(duì)IN713C合金抗拉強(qiáng)度與硬度的影響。從表5可知，隨時(shí)效溫度升高，合金的抗拉強(qiáng)度和硬度均下降。結(jié)合圖6以及γ′相的強(qiáng)化機(jī)制認(rèn)為，IN713C為γ′相沉淀型鎳基高溫合金，其強(qiáng)化機(jī)制除了通過位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)切割有序顆粒形成阻礙的固溶強(qiáng)化，還有γ′相和基體共格所形成的共格應(yīng)變強(qiáng)化機(jī)制，Gerold[9]等假定在合金強(qiáng)化中起決定作用的是運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)與應(yīng)力場(chǎng)的交互作用，從理論上推導(dǎo)出由于共格應(yīng)變強(qiáng)化引起屈服強(qiáng)度增加量的計(jì)算公式如下：

式中：Δσ為屈服強(qiáng)度增加量；A為常數(shù)，對(duì)刃型位錯(cuò)A=3, 對(duì)螺型位錯(cuò)A=1；G為剪切模量；ε為點(diǎn)陣錯(cuò)配度；r0為沉淀相顆粒的平均半徑；f為沉淀相的體積分?jǐn)?shù)；b為伯格斯矢量。從式(1)看出，沉淀相引起屈服強(qiáng)度的增加量隨點(diǎn)陣錯(cuò)配度、沉淀相顆粒尺寸和沉淀相體積分?jǐn)?shù)增加而增大。時(shí)效處理除了調(diào)整γ′相組成，使得合金具有更好的韌性和強(qiáng)度以外，還可減少在固溶處理過程中所產(chǎn)生的熱應(yīng)力。時(shí)效溫度升高時(shí)，Al和Ti元素的擴(kuò)散容易引起γ′相晶格常數(shù)變大，使得點(diǎn)陣錯(cuò)配度增加，高溫γ′相變得不穩(wěn)定，容易聚集長(zhǎng)大，松弛彈性應(yīng)力。而時(shí)效處理主要目的在于析出細(xì)小γ′相，當(dāng)時(shí)效溫度進(jìn)一步升高時(shí)，由于共格析出物應(yīng)力過高而影響γ′相的穩(wěn)定性，從而使γ′相進(jìn)一步粗化，影響力學(xué)性能。IN713C合金為高含量γ′相強(qiáng)化合金，錯(cuò)配度較小(0.03%~0.11%)[10]，因此，推測(cè)在該實(shí)驗(yàn)溫度下，強(qiáng)化相體積分?jǐn)?shù)對(duì)強(qiáng)化機(jī)制起主導(dǎo)作用，隨時(shí)效溫度升高，γ′相發(fā)生粗化，由于數(shù)量減少，晶粒間隙增多，γ′相總體積降低，根據(jù)式(1)可知最終導(dǎo)致強(qiáng)度降低，因此，合金強(qiáng)度和共格應(yīng)變強(qiáng)化機(jī)制密切相關(guān)。根據(jù)圖5和表5中不同溫度下時(shí)效處理后合金γ′相的形貌與合金的力學(xué)性能，得到較合理的時(shí)效溫度為760 ℃。

(a) 760 ℃; (b) 850 ℃; (c) 930 ℃

表5 時(shí)效溫度對(duì)IN713C合金力學(xué)性能的影響

2.3 熱處理態(tài)合金的組織與性能

圖6所示為在固溶溫度為1 175 ℃、時(shí)效溫度為760 ℃條件下，不同狀態(tài)的IN713C合金的顯微組織，合金的力學(xué)性能列于表6。

表6 不同狀態(tài)下的IN713C合金性能

從圖6可知，IN713C合金經(jīng)過固溶與時(shí)效處理后，γ′相分別產(chǎn)生以下變化：1)燒結(jié)態(tài)合金的γ′相呈現(xiàn)為近方形形貌，經(jīng)過固溶后，部分γ′相溶于基體，部分γ′相邊角變圓滑，但晶粒大小基本未變化；由于固溶處理后部分γ′相溶于γ奧氏體基體中，使得化學(xué)成分均勻化，因此力學(xué)性能有所提高。2)在時(shí)效熱處理后，由于Al、Ti元素?cái)U(kuò)散運(yùn)動(dòng)形成細(xì)小的強(qiáng)化相γ′-Ni3(Ti、Al)，使得γ-γ′點(diǎn)陣錯(cuò)配度變大，共格應(yīng)力強(qiáng)化作用顯著，γ′相細(xì)小、均勻化，且在基體中數(shù)量增多，因此力學(xué)性能進(jìn)一步提高。結(jié)合圖6表6可知，1 175 ℃/2 h/AC固溶處理+760 ℃/16 h/AC時(shí)效處理為注射成形IN713C合金的合理熱處理制度。

3 結(jié)論

1) 以IN713C氣霧化粉為原料，采用注射成形工藝制備IN713C合金，然后進(jìn)行固溶與時(shí)效熱處理。固溶溫度為1 175 ℃時(shí)，合金的硬度和抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值。隨固溶溫度從1 175 ℃升高至1 200 ℃，在冷卻過程中γ′析出相減少，合金的性能下降。

2) 時(shí)效溫度為760 ℃時(shí)，合金的硬度和抗拉強(qiáng)度都達(dá)到最高值。時(shí)效溫度超850 ℃時(shí)，γ′相尺寸由于晶格錯(cuò)配度過大而粗化，合金的硬度與抗拉強(qiáng)度都隨時(shí)效溫度升高而降低。

圖6 不同狀態(tài)下的IN713C合金金相組織(a), (c), (e)和SEM形貌(b), (d), (f)

(a), (b) Sintered; (c), (d) Solid solution; (e), (f) Aged

3) 1 175 ℃/2 h/AC+760 ℃/16 h/AC為注射成形IN713C合金的最優(yōu)熱處理制度。

[1] 金狂浩, 陳康華, 祝昌軍, 等. 硬質(zhì)合金基體對(duì)涂層刀具高速切削鎳基高溫合金切削性能的影響[J]. 粉末冶金材料科學(xué)與工程, 2012, 17(4): 437?443. JIN Kuanghao, CHEN Kanghua, ZHU Changjun, et al, Effects of cemented carbide substrates on tool cutting performance in high-speed machining nickel-based superalloy[J]. Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy, 2012, 17(4): 437?443.

[2] 張志偉, 牛永吉, 史世鳳, 等. Inconel713C合金研究現(xiàn)狀[J].金屬材料研究, 2014(4): 17?22. ZHANG Zhiwei, NIU Yonji, SHI Shifeng, et al. Development of Inconel713C super alloy[J]. Research on Metallic Materials, 2014(4): 17?22.

[3] 候介山, 郭建亭, 周蘭章, 等. K44鎳基高溫合金長(zhǎng)期時(shí)效過程中γ′粗化對(duì)拉伸性能的影響[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2006, 42(5): 481?486. HOU Jieshan, GUO Jianting, ZHOU Lanzhang, et al. Effects of γ-precipitate coaesening on tensile properties of Ni base superalloy K44 during long-term aging[J]. Acta Metallrugica Sinica, 2006, 42(5): 481?486.

[4] 羅學(xué)軍, 王曉峰, 馬國(guó)君, 等. 熱處理對(duì)FGH95合金組織和性能的影響研究[J]. 粉末冶金技術(shù), 2012, 30(1): 12?17. LUO Xuejun, WANG Xiaofeng, MA Guojun, et al. Effect of heat treatment on microstructure and properties of FGH95 alloy[J]. Powder Metallurgy Technology, 2012, 30(1): 12?17.

[5] KERN A, BL?MACHER M, TERMAAT J, et al. MIM superalloys for automotive applications[C]// Proc PM2010 World Congress–Powder Injection Moulding Super Alloys & Composites. Shrewsbury, UK. 2010: 383?390.

[6] 吳謂, 李篤信, 楊文彥, 等. 金屬注射成形制備IN713C合金的研究[J]. 粉末冶金工業(yè), 2017, 27(2): 1?5. WU Wei, LI Duxin, YANG Wenyan, et al. Preparation of injection molded IN713C alloy[J]. Powder Metallurgy Industry, 2017, 27(2): 1?5.

[7] GES A, PALACIO H, VERSACI R. IN-713C characteristic properties optimized through different heat treatments[J]. Journal of Materials Science, 1994, 29(13): 3572?3576.

[8] 劉伯操, 全宏聲, 邢致信. 航空材料應(yīng)用手冊(cè)[M]. 北京: 北京航空材料研究院, 1996: 98?200. LIU Bocao, QUAN Hongsheng, XING Zhixin. Handbook of Aeronautical Materials Applications[M]. Bejing: Beijing Institute of Aerial Materials, 1996: 98?200.

[9] GEROLD V, HABERKORN H. On the critical resolved shear stress of solid solutions containing coherent precipitates[J]. Physica Status Solidi, 1966, 16(2): 675?684.

[10] MANIAR G N, BRIDGE J E. Effect of gamma-gamma prime mismatch, volume fraction gamma prime, and gamma prime morphology on elevated temperature properties of Ni, 20 Cr, 5.5 Mo, Ti, Al alloys[J]. Metallurgical Transactions, 1971, 2(1): 95?102.

(編輯 湯金芝)

Effectts of heat treatment process on microstructure and mechanical property of IN713C alloy prepared by injection molding

XIE Xiaohui1, WU Wei1, PAN Donghua1, YANG Zhongchen2, LU Renwei2, LI Duxin1

(1. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China;2. Changsha Juzhong Metallurgy Technology Co., Ltd., Changsha 410000, China)

IN713C alloy was prepared through metal injection molding using IN713C pre-alloyed gas atomized powder as raw powder, after solution treatment at 1 150, 1 175 and 1 120 ℃, and then aging at 760, 850 and 930 ℃. The microstructure and phase composition of the alloy were observed and analyzed by scanning electron microscopy (SEM) and energy spectrometer. The hardness and tensile strength of the alloy in temper state were determined. The results show that the γ′ precipitation phase in cooling phase decreases when the solution temperature continue to increase over a certain value. The hardness and tensile strength of the alloy reaches to 42.4 HRC and 1 175.9 MPa respectively when solid solution at 1 175 ℃. When aging at 760 ℃, the hardness and tensile strength reaches 43.6HRC and 1 223.7MPa respectively. When the aging temperature is above 760 ℃, γ′ phase size become coarser due to larger lattice mismatch;with increasing aging treatment temperature, γ′ phase the size increases, the quantity of γ′ phase and the volume fraction of the strengthening phase decrease, and the hardness and tensile strength of the alloy decrease. The optimal heat treatment process of IN713C in this study is 1 175 ℃2 h/AC+760 ℃16 h/AC.

metal injection molding; IN713C; heat treatment; tensile strength; solution treatment; aging treatment

TF125

A

1673-0224(2018)01-47-07

2017?03?27；

2017?07?20

李篤信，教授，博士。電話：13874882497；E-mail: liduxin@csu.edu.cn