謝曉輝，吳謂，潘東華，楊忠臣，盧仁偉，李篤信

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熱處理工藝對注射成形IN713C合金組織與力學性能的影響

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 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083；2. 長沙聚眾冶金科技有限公司，長沙 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 ℃下進行固溶處理，然后在760，850和930 ℃進行時效熱處理，通過掃描電鏡(SEM)及能譜儀對合金的顯微組織與物相組成進行觀察與分析，并測定時效態(tài)合金的硬度與抗拉強度。結果表明：固溶溫度達到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 ℃時合金的硬度(HRC)和抗拉強度分別為42.4和1 175.9 MPa。時效處理溫度為760 ℃時，合金的硬度(HRC)和抗拉強度分別達到43.6和1 223.7 MPa；時效溫度高于760℃時，γ′相尺寸由于晶格錯配度過大而粗化，隨時效處理溫度升高，γ′相尺寸逐漸增大，數量逐步減少，強化相體積分數降低，合金的硬度與抗拉強度都降低。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；抗拉強度；固溶處理；時效處理

IN713C作為一種γ′相沉淀強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力下長期工作，主要用于航空航天發(fā)動機渦輪、電力工業(yè)中發(fā)電廠燃氣渦輪等熱端部件[1]。金屬注射成形技術能夠改善該合金在鑄造等生產過程中容易出現的如疏松和氣孔等冶金缺陷[2]，提高合金的可靠性和燒結件的成品率，但由于在注射充型變形和燒結溫度較高等原因，產品尺寸會發(fā)生一定變形，且γ′強化相粗大。熱處理不但能夠細化材料的晶粒、調整碳化物形態(tài)和分布以及改變金屬間化合物的大小和數量，還能改善燒結時的變形量，從而提升產品的綜合性能。IN713C注射成形燒結態(tài)合金的強化相為處于亞穩(wěn)態(tài)排列有序的面心結構的γ′相，γ′相的數量和大小對強化效果起主導作用，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態(tài)合金的大部分主要強化相，析出細小γ′相，增加γ′相的數量，達到最佳強化效果[4]，從而使合金的高溫強度進一步提高。如德國KERN等[5]研究了塑基粘結劑體系注射成形IN713C合金的燒結及熱處理行為，發(fā)現在1 270 ℃氬氣氣氛下燒結后相對密度達到99.3%，同時燒結態(tài)合金的屈服強度達到或超過鑄造工藝。中南大學吳謂等[6]發(fā)現在1 300 ℃燒結3 h的注射成形IN713C合金，其室溫力學性能超過鑄造合金。雖然注射成形IN713C合金的燒結與熱處理工藝已受到廣泛關注，但在產業(yè)界尚未見成熟應用，缺乏對燒結態(tài)合金的熱處理工藝以及長期高溫力學性能的研究。本文以IN713C氣霧化粉為原料，采用油蠟基粘結劑體系，通過注射成形獲得注射坯后，在最高溫度1 300 ℃下燒結3 h，然后進行熱處理。根據文獻資料，IN713C強化相固溶溫度為1 175 ±℃[7]，將燒結試樣分別在1 150、1 175和1 200 ℃下進行固溶處理，然后在合適的固溶溫度下分別在760、850和930 ℃下繼續(xù)時效，研究熱處理制度對合金性能的影響，優(yōu)化熱處理工藝，獲得更佳力學性能的IN713C合金，拓展該合金的應用。

1 實驗

1.1 原料粉末

實驗用IN713C粉末為瑞典Sandvik Ospery Ltd. 公司生產的osprey霧化預合金粉末，粉末形貌為球形，其化學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、脫脂和燒結這4個過程。

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

表1 IN713C高溫合金粉末的化學成分

表2 IN713C合金粉末的物理特性

圖1 IN713C預合金粉末的粒度分布

2) 注射：將喂料在海天90 t注射機上進行注射成形，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 ℃進行脫脂并預燒結。

4) 燒結：將熱脫脂坯在真空燒結爐內進行真空燒結，按5 ℃/min升溫至1 300 ℃保溫3 h。

1.2 熱處理

先在不同溫度下對燒結態(tài)IN713C合金進行固溶處理，確定合適的固溶溫度，然后在不同溫度下進行時效熱處理。固溶處理在氬氣氣氛壓力為5 000 Pa條件下進行，以5 ℃/min速率升溫到固溶溫度，保溫2h，然后充氮氣快冷至室溫。固溶溫度分別設置為 1 150、1 175和1 200 ℃。時效處理在氬氣氣氛為5 000 Pa條件下進行，以5 ℃/min升溫速率升溫到時效溫度，保溫16 h，然后充氮氣快冷至室溫。時效溫度為760、850和930 ℃。

1.3 性能測試

通過FEI Quanta FEG 250場發(fā)射掃描電鏡觀察IN713C合金的顯微組織。用MC010-HVS-20數顯洛氏硬度計測定合金的硬度，每組測5個樣品，每個樣品分別測不同3個點后取均值。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力學試驗機進行拉伸試驗，測定時效態(tài)合金的抗拉強度。每組實驗材料測試5個試樣，取平均值，拉伸速度為1.0 mm/min。

2 結果與討論

2.1 固溶處理

2.1.1 顯微組織

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

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

圖3 燒結態(tài)IN713C合金的γ′相SEM形貌

表3 圖3(b)中A區(qū)域內的晶界能譜分析

2.1.2 力學性能

將經過固溶熱處理后的合金以5 ℃/min升溫速率升至930 ℃，時效16 h，表4所列為固溶溫度對時效態(tài)IN713C合金抗拉強度與硬度的影響。由表4可知，在1 175 ℃固溶條件下時效態(tài)合金同時具有最高的抗拉強度和硬度。結合圖4分析可知，在1 150 ℃固溶時，由于固溶溫度低于強化相的固溶溫度，γ′相沒有得到適當的溶解，固溶后組織形態(tài)未發(fā)生較大改變，因此抗拉強度和硬度變化不大；當固溶溫度達到1 175 ℃時，γ′相適當融入基體中，再析出時尺寸變小，數量增多，故合金強度和硬度顯著提高，強度和溫度顯現一定線性關系[8]；當固溶溫度從1 175 ℃升高至 1 200 ℃時，合金的抗拉強度和硬度反而有所降低，是因為在1 200 ℃固溶處理時，γ′相過飽和固溶于基體中，邊角圓化，粘結成塊，二次強化相析出較少，導致抗拉強度和硬度降低。

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IN713C合金性能的影響

2.2 時效處理

2.2.1 顯微組織

根據圖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 ℃下時效16 h。圖5所示為時效熱處理后的合金SEM形貌。由圖可知，隨時效溫度升高，γ′相尺寸逐漸增大，數量逐步減少，整體強化相體積分數降低，強化相分布變得相對分散。

2.2.2 力學性能

表5所列為時效溫度對IN713C合金抗拉強度與硬度的影響。從表5可知，隨時效溫度升高，合金的抗拉強度和硬度均下降。結合圖6以及γ′相的強化機制認為，IN713C為γ′相沉淀型鎳基高溫合金，其強化機制除了通過位錯運動切割有序顆粒形成阻礙的固溶強化，還有γ′相和基體共格所形成的共格應變強化機制，Gerold[9]等假定在合金強化中起決定作用的是運動位錯與應力場的交互作用，從理論上推導出由于共格應變強化引起屈服強度增加量的計算公式如下：

式中：Δσ為屈服強度增加量；A為常數，對刃型位錯A=3, 對螺型位錯A=1；G為剪切模量；ε為點陣錯配度；r0為沉淀相顆粒的平均半徑；f為沉淀相的體積分數；b為伯格斯矢量。從式(1)看出，沉淀相引起屈服強度的增加量隨點陣錯配度、沉淀相顆粒尺寸和沉淀相體積分數增加而增大。時效處理除了調整γ′相組成，使得合金具有更好的韌性和強度以外，還可減少在固溶處理過程中所產生的熱應力。時效溫度升高時，Al和Ti元素的擴散容易引起γ′相晶格常數變大，使得點陣錯配度增加，高溫γ′相變得不穩(wěn)定，容易聚集長大，松弛彈性應力。而時效處理主要目的在于析出細小γ′相，當時效溫度進一步升高時，由于共格析出物應力過高而影響γ′相的穩(wěn)定性，從而使γ′相進一步粗化，影響力學性能。IN713C合金為高含量γ′相強化合金，錯配度較小(0.03%~0.11%)[10]，因此，推測在該實驗溫度下，強化相體積分數對強化機制起主導作用，隨時效溫度升高，γ′相發(fā)生粗化，由于數量減少，晶粒間隙增多，γ′相總體積降低，根據式(1)可知最終導致強度降低，因此，合金強度和共格應變強化機制密切相關。根據圖5和表5中不同溫度下時效處理后合金γ′相的形貌與合金的力學性能，得到較合理的時效溫度為760 ℃。

(a) 760 ℃; (b) 850 ℃; (c) 930 ℃

表5 時效溫度對IN713C合金力學性能的影響

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合金經過固溶與時效處理后，γ′相分別產生以下變化：1)燒結態(tài)合金的γ′相呈現為近方形形貌，經過固溶后，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，使得化學成分均勻化，因此力學性能有所提高。2)在時效熱處理后，由于Al、Ti元素擴散運動形成細小的強化相γ′-Ni3(Ti、Al)，使得γ-γ′點陣錯配度變大，共格應力強化作用顯著，γ′相細小、均勻化，且在基體中數量增多，因此力學性能進一步提高。結合圖6表6可知，1 175 ℃/2 h/AC固溶處理+760 ℃/16 h/AC時效處理為注射成形IN713C合金的合理熱處理制度。

3 結論

1) 以IN713C氣霧化粉為原料，采用注射成形工藝制備IN713C合金，然后進行固溶與時效熱處理。固溶溫度為1 175 ℃時，合金的硬度和抗拉強度達到最大值。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) 時效溫度為760 ℃時，合金的硬度和抗拉強度都達到最高值。時效溫度超850 ℃時，γ′相尺寸由于晶格錯配度過大而粗化，合金的硬度與抗拉強度都隨時效溫度升高而降低。

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。

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(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