高 鑫

（無(wú)錫隆達(dá)金屬材料有限公司，江蘇 無(wú)錫 214104）

Inconel600是Inconel公司早期研發(fā)的Ni-Cr-Fe基固溶合金，具有良好的耐高溫腐蝕、抗氧化性能和優(yōu)良的冷熱加工焊接性能，在700℃以下具有較高的熱強(qiáng)性和塑性。被廣泛用于航空航天、石油化工領(lǐng)域。合金可以通過(guò)冷加工得到強(qiáng)化，也可以用電阻焊、溶焊或釬焊連接，適宜制作在1100℃以下承受低載荷的抗氧化零件。具有良好的耐還原、氧化、氮化介質(zhì)腐蝕的性能；在室溫及高溫時(shí)都具有較好的耐應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂性能；具有耐干燥氯氣和氯化氫氣體腐蝕的性能；在零下、室溫及高溫時(shí)都具有很好的機(jī)械性能[1]。

相近牌號(hào)的合金有GH3600、GH600(中國(guó))、NC15Fe(法國(guó))、UNS N06600(美國(guó))等，執(zhí)行標(biāo)準(zhǔn) ：UNS N06600，DIN/EN 2.4816，ASTM B168，ASME SB-168，AMS 5540，NCF 600。

主要應(yīng)用領(lǐng)域有：①侵蝕氣氛中的熱電偶套管；②氯乙烯單體生產(chǎn)：抗氯氣、氯化氫、氧化和碳化腐蝕；③鈾氧化轉(zhuǎn)換為六氟化物：抗氟化氫腐蝕；④腐蝕性堿金屬的生產(chǎn)和使用領(lǐng)域，特別是使用硫化物的環(huán)境；⑤用氯氣法制二氧化鈦；⑥有機(jī)或無(wú)機(jī)氯化物和氟化物的生產(chǎn)：抗氯氣和氟氣腐蝕；⑦核反應(yīng)堆；⑧熱處理爐中曲頸瓶及部件，尤其是在碳化和氮化氣氛中；⑨石油化工生產(chǎn)中的催化再生器在700℃以上的應(yīng)用中推薦使用合金GH3600以獲得較長(zhǎng)的使用壽命。

1 工藝及性能

合金采用真空熔煉→電渣重熔工藝→鍛造→穿孔→冷軋→退火→酸洗的工藝流程。成品管尺寸為φ25.4＊2mm，采用如表1所示工藝1進(jìn)行退火試驗(yàn)。試驗(yàn)完成后發(fā)現(xiàn)材料的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均不滿(mǎn)足國(guó)標(biāo)GB/T14992的技術(shù)要求，如表2所示。

表2 不同熱處理工藝下lnconel600合金管的力學(xué)性能

參考西部金屬材料股份有限公司[2，3]及相關(guān)手冊(cè)[4]的內(nèi)容，制定了工藝2、工藝3、工藝4的熱處理實(shí)驗(yàn)方案，同時(shí)控制退火間道次加工率，以保證成品管材的晶粒度均勻，退火間總加工率50%～65%。退火工藝詳見(jiàn)表1。退火后的力學(xué)性能如表2所示，可以看出降低退火溫度后，Inconel600合金薄壁管的抗拉強(qiáng)度得到了一定的提升，不同退火時(shí)間下的試樣均達(dá)到了國(guó)標(biāo)要求，但是屈服強(qiáng)度均不滿(mǎn)足標(biāo)準(zhǔn)要求。為了進(jìn)一步提高屈服強(qiáng)度，采用了工藝5進(jìn)行試驗(yàn)，抗拉強(qiáng)度得到了顯著提升，比1050℃提高了56MPa，但是屈服強(qiáng)度提高不明顯，仍不能滿(mǎn)足標(biāo)準(zhǔn)要求。

表3 lnconel600化學(xué)成分分析

圖2 不用熱處理工藝?yán)烨€，a完整曲線；b局部放大區(qū)

2 原因分析

2.1 純凈度分析

圖1 Inconel600夾雜物金相照片，a真空熔煉；b電渣重熔

該合金電渣重熔采用以CaF2為基礎(chǔ)，配入適當(dāng)?shù)腁l2O3、CaO、MgO、TiO2等氧化物的五元渣系[5]。從電渣重熔后合金成分表3中2#樣和真空熔煉合金成分表3中1#，電渣重熔后Fe、Cr、Ni等主合金元素含量未發(fā)生明顯變化，P、N含量變化不大，渣系具有明顯的脫硫效果，S含量由12ppm降到了4ppm，而O含量由20ppm增加到了46ppm。從該合金的金相分析中可以看出，該渣系添加后對(duì)高溫合金的潔凈度有明顯的提升，如圖1所示。真空熔煉后B類(lèi)夾雜物2.5級(jí)，D類(lèi)夾雜物1級(jí)，Ds類(lèi)夾雜物2.5級(jí)，電渣重熔后B類(lèi)夾雜物消失，D類(lèi)夾雜物0.5級(jí)，Ds類(lèi)夾雜物1級(jí)。證明合金的純凈度完全能滿(mǎn)足各項(xiàng)性能要求。

2.2 力學(xué)性能分析

從表2中可以看出，退火溫度決定了抗拉強(qiáng)度的高低，對(duì)比工藝1和工藝2退火溫度由1050℃降低到970℃后，抗拉強(qiáng)度增加了43MPa。而冷卻方式對(duì)強(qiáng)度影響不明顯，如工藝5和工藝2相比，抗拉強(qiáng)度僅增加了12MPa，屈服強(qiáng)度僅增加了3MPa。工藝2、工藝3、工藝4之間是不同退火時(shí)間的對(duì)比，可以看出隨著退火時(shí)間的增加抗拉強(qiáng)度降低的比較小，延伸率增加的也不多，但退火時(shí)間為30min試樣要比退火時(shí)間為10min試樣的屈服強(qiáng)度低了29MPa，說(shuō)明縮短退火時(shí)間對(duì)提高屈服強(qiáng)度有一定的作用，但不能達(dá)到國(guó)標(biāo)要求。同時(shí)也驗(yàn)證了退火溫度對(duì)Inconel600高溫合金力學(xué)性能的影響高于退火時(shí)間，這與太原科技大學(xué)龔豹[6]和寶山鋼鐵股份有限公司歐新哲[7]等人的結(jié)論一致。由以上分析得出退火溫度970℃+退火時(shí)間為10min+水冷是最優(yōu)的退火工藝。

固溶強(qiáng)化合金元素固溶于基體金屬中造成一定程度的晶格畸變從而使合金強(qiáng)度提高的現(xiàn)象。融入固溶體中的溶質(zhì)原子造成晶格畸變，晶格畸變?cè)龃罅宋诲e(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，使滑移難以進(jìn)行，從而使合金固溶體的強(qiáng)度與硬度增加[8]。而本合金在三種970℃空冷工藝下均發(fā)生了滑移，圖2-b中2、3、4曲線出現(xiàn)了明顯的屈服平臺(tái)，說(shuō)明位錯(cuò)的阻力不夠，合金強(qiáng)化效果不足，Cr和Ni作為置換固溶體引起的晶格畸變不足以提高合金屈服強(qiáng)度，需要其他的強(qiáng)化方式進(jìn)行彌補(bǔ)。

圖3 不用熱處理工藝金相照片

2.3 金相組織觀察

觀察金相照片發(fā)現(xiàn)（如圖3），在1050℃退火時(shí)晶粒尺寸過(guò)于粗大，降低到970℃晶粒尺寸明顯減小，平均晶粒尺寸由157μm降至20μm～67μm。隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng)平均晶粒尺寸逐步由20μm增加至67μm。因?yàn)楣鼙谳^薄，空冷和水冷的晶粒度區(qū)別不大，如圖3-b和圖3-e所示。工藝4（圖3-d）的晶界尺寸是工藝2（圖3-b）3倍，但力學(xué)性能變化不大，說(shuō)明晶界強(qiáng)化效果不能明顯提高Inconel600的合金強(qiáng)度。

3 性能優(yōu)化

為了提高Inconel600合金的屈服強(qiáng)度，對(duì)合金中添加C、Ti、Al元素，以形成彌散析出相，從而達(dá)到二次強(qiáng)化的目的。為了提高該合金的抗晶間腐蝕性能，化學(xué)成分要求Ti/C大于12[9]。Al元素的添加可以提高高溫合金的拉伸性能，其含量一般控制在0.30%以下，過(guò)高則會(huì)惡化材料的性能，即使在0.30%以?xún)?nèi)，其性能變化也較大[10]。根據(jù)以上分析制備新的合金成分如表1中的3#樣品所示，試樣制備工藝與前面一致，最終熱處理工藝為退火溫度970℃，退火時(shí)間為10min，水冷。性能完全滿(mǎn)足國(guó)標(biāo)要求。

添加C和Ti元素后，在熔煉過(guò)程中形成的Ti（C，N）析出相，Al促進(jìn)組織中η相的產(chǎn)生[11]。Inconel600合金管經(jīng)970℃保溫10min水冷，在這個(gè)溫度區(qū)間碳化物和氮化物已經(jīng)大部分固溶，兩者作為析出相均彌散分布在晶界內(nèi)部[12]，析出物以塊狀、橢球狀及點(diǎn)狀且以彌散分布的細(xì)小Ti(C，N)顆粒為主，其尺寸在100nm左右，能起到明顯的析出強(qiáng)化作用[13]。在變形過(guò)程中，這些相界面會(huì)阻礙位錯(cuò)的滑移，從而使材料得到了強(qiáng)化。

4 結(jié)論

固溶強(qiáng)化高溫合金Inconel600單純的添加Fe、Cr、Ni等主元素，通過(guò)熱處理工藝強(qiáng)化，強(qiáng)化的原理為固溶強(qiáng)化和晶界強(qiáng)化，但兩種強(qiáng)化方式并不能滿(mǎn)足國(guó)標(biāo)的對(duì)該合金力學(xué)性能的要求，通過(guò)添加Ti、Al等彌散析出強(qiáng)化微合金元素，形成Ti（C，N）和η相等析出強(qiáng)化相，才能滿(mǎn)足國(guó)標(biāo)的相關(guān)指標(biāo)。高溫合金薄壁管最優(yōu)熱處理工藝為退火溫度970℃，退火時(shí)間為10min，空冷。