Incoloy 800H合金具有耐高溫、耐腐蝕和良好的力學(xué)性能，特別是高溫蠕變性能、持久性能優(yōu)異，在石化等行業(yè)700℃以上環(huán)境的高溫設(shè)備中被大量選用。Incoloy 800H合金是時(shí)效硬化型合金，以γ為強(qiáng)化相，隨Al和Ti的含量增加，γ(Ni?(Al,Ti))析出量也會(huì)增加。γ的析出對(duì)提高合金的抗蠕變性能有利，而對(duì)韌性有所損害。研究表明，合金成分能顯著影響合金的強(qiáng)化效應(yīng)，Al和Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)之和為0.5%～1.0%時(shí)，合金具有較理想的抗蠕變性能和較好的韌性。熱處理制度對(duì)合金的組織有很大影響，改變合金的熱處理工藝可改變合金中相的組成、分布、數(shù)量和形態(tài)，還可改善合金的晶界狀態(tài)，從而改善合金性能[]。通過調(diào)整熱加工工藝，可實(shí)現(xiàn)對(duì)合金微觀組織的控制。

對(duì)Incoloy 800H合金的研究局限于腐蝕性能及焊接性能，對(duì)其熱加工性能的研究較少。對(duì)該合金進(jìn)行了不同溫度、不同變形量下的熱變形試驗(yàn)，并對(duì)經(jīng)熱變形處理后的試樣進(jìn)行固溶處理，研究了變形溫度和變形量對(duì)合金組織和性能的影響。

1?實(shí)驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用Incoloy800H合金的化學(xué)成分：w(C)=0.08%,w(Cr)=19%～22%,w(A1)=0.45%,

w(Ti)=0.45%,w(Ni)=30%～35%,w(Cu)=0.35%,余量為Fe。試樣的原始狀態(tài)為軋制棒材。將其加工成直徑8mm高12mm的圓柱體，在Gleeble-3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱壓縮試驗(yàn)。熱壓縮試驗(yàn)采用的變形速率為1s-1;變形溫度分別為?950,1000,1050,1100,1150和1200℃;變形量分別為10%,20%,30%,40%,50%和60%。

熱模擬實(shí)驗(yàn)后，對(duì)壓扁試樣進(jìn)行外觀檢查；隨后，用線切割將壓扁試樣沿軸線對(duì)半拋開。將其中一塊制作成金相試樣，采用ZEISS光學(xué)金相顯微鏡觀察試樣經(jīng)熱模擬后的再結(jié)晶情況。另一半試樣在箱式電阻爐中進(jìn)行1050℃×1h/空冷的固溶處理，觀察試樣經(jīng)熱模擬試驗(yàn)及固溶處理后的回復(fù)再結(jié)晶情況。采用JSM6480LV型掃描電鏡及其自帶能譜儀觀察析出相的數(shù)量和形貌，并分析成分。

金相試樣腐蝕液由5g的CuSO?+100mL的HCl+50mL的C?H?OH配制而成。進(jìn)行金相觀察時(shí)，重點(diǎn)觀察試樣的中心區(qū)域。

2?實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1熱變形參數(shù)對(duì)Incoloy800H合金組織的影響

圖1給出了Incoloy800H合金經(jīng)不同溫度和不同變形量熱壓縮后的金相照片。由圖1可見，在同一變形溫度下，隨著變形量的增加，合金發(fā)生再結(jié)晶的比例增大，組織由發(fā)生形變的畸變晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)闊o畸變的等軸晶。在相同變形量下，高溫相對(duì)于低溫再結(jié)晶程度有很大提高，而且再結(jié)晶晶粒長大。

在整個(gè)熱模擬實(shí)驗(yàn)的溫度范圍內(nèi)，Incoloy800H合金表現(xiàn)出良好的塑性，試樣表面未出現(xiàn)裂紋。變形溫度為1200℃變形量60%時(shí)，心部出現(xiàn)微小裂紋。其金相組織如圖li所示。變形量為40%,在1000℃該合金組織未發(fā)生明顯變化，晶粒因被壓扁呈扁平狀；直到溫度達(dá)到1100℃,合金才開始在晶界處等有利于再結(jié)晶形核的部位產(chǎn)生再結(jié)晶[12.1+1],這是由于晶界等特殊部位能夠同時(shí)具備大角度界面和高密度缺陷兩個(gè)再結(jié)晶形核的基本條件，有利于在變形過程中不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶核心的形成。在1200℃變形量為20%時(shí)，合金有部分發(fā)生再結(jié)晶；之后，隨變形量的增加，該合金再結(jié)晶程度逐步升高。在圖1h所示的條件下，無畸變的等軸晶粒全部取代畸變嚴(yán)重的變形晶粒，再結(jié)晶完成。由此可見，在同一變形溫度下，變形量越大，再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力越大，再結(jié)晶溫度越低；變形量越小，開始再結(jié)晶溫度就越高，意味著臨界變形量隨著熱加工溫度的升高而減小。

再結(jié)晶是自由能降低的自發(fā)過程，包括形核和長大兩個(gè)過程。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生取決于壓縮試樣所儲(chǔ)存的變形能是否能夠提供位錯(cuò)開動(dòng)所需的能量?？?，有利于再結(jié)晶的形核和晶粒的長大。較大的應(yīng)變量不僅提供了較高的應(yīng)變能，而且使壓縮試樣產(chǎn)生溫升，有利于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生[1]?？傊冃螠囟雀?，變形量大，都有利于變形過程中動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生。

圖2為Incoloy800H合金再結(jié)晶三維比例圖示。在每一個(gè)形變溫度下，轉(zhuǎn)變曲線如S形。根據(jù)再結(jié)晶的轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)，發(fā)生再結(jié)晶需要一段孕育期，熱加工溫度越高，孕育期越短。開始再結(jié)晶時(shí)，轉(zhuǎn)變速率很低，隨著轉(zhuǎn)變量增加，轉(zhuǎn)變速率逐漸加快；到約50%時(shí)速率達(dá)到最大；之后，再增加速率又減慢。

2.2?熱變形條件對(duì)Incoloy800H合金的力學(xué)行為的影響

圖3為Incoloy800H合金在同一最大名義變形量S不同變形溫度下的真應(yīng)力-應(yīng)變(σe)曲線。由圖3可見，各組σe曲線呈現(xiàn)出明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征。在形變初期，流變應(yīng)力隨著應(yīng)變量的增加迅速上升，為加工硬化階段。隨著變形量增大，位錯(cuò)不斷增殖，位錯(cuò)間的交互作用又增大了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力，從而呈現(xiàn)加工硬化現(xiàn)象[18]。形變初期的加工硬化大于動(dòng)態(tài)回復(fù)軟化。隨著變形進(jìn)行，合金發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。再結(jié)晶時(shí)，大量位錯(cuò)隨再結(jié)晶核心大角度界面推移而消除，當(dāng)這樣的軟化過程占主導(dǎo)地位時(shí)，流變應(yīng)力下降，ve曲線出現(xiàn)峰值。圖3中的σe曲線周期性地出現(xiàn)峰值。這是因?yàn)椋寒?dāng)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生軟化后，加工硬化與動(dòng)態(tài)軟化達(dá)不到平衡，位錯(cuò)密度來不及增長到足以使再結(jié)晶達(dá)到能與加工硬化相抗衡的程度；在第一個(gè)峰值之后，重新出現(xiàn)以硬化為主的上升曲線；隨著位錯(cuò)密度累積，使動(dòng)態(tài)再結(jié)晶占據(jù)主導(dǎo)地位，曲線下降，出現(xiàn)另一峰值。這一過程反復(fù)進(jìn)行，使曲線周期性地出現(xiàn)峰值。

由圖3可見，對(duì)于同一應(yīng)變值，變形溫度越高，所對(duì)應(yīng)的應(yīng)力越低；隨著變形溫度降低，應(yīng)力峰值向應(yīng)變增大方向移動(dòng)。這是由于在較低溫度下變形時(shí)，加工硬化率較高，回復(fù)軟化進(jìn)行比較困難。變形溫度越高，空位原子擴(kuò)散和位錯(cuò)進(jìn)行交滑移、攀移的驅(qū)動(dòng)力越大，越易于發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。當(dāng)變形溫度降低時(shí)，應(yīng)力峰值向應(yīng)變增大方向移動(dòng)，表明變形溫度對(duì)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶臨界變形量的影響：峰值應(yīng)變越大，再結(jié)晶越難進(jìn)行。

2.3?固溶處理對(duì)Incoloy800H合金析出相的影響

圖4為Incoloy800H合金熱模擬后試樣析出相形貌。由圖4可以看到，在晶內(nèi)及晶界分布有一定數(shù)量的析出相，呈薄片狀、菱形或不規(guī)則塊狀，尺寸大多在2～3μm。

圖4a中析出相的成分為：x(C)=28.65%,x(N)=31.07%,x(Al)=0.79%,x(Ti)=39.50%;圖4b中條狀析出相的成分為x(C)=20.56%,x(O)=9.07%,x(S)=6.39%,x(Ti)=11.94%,x(Cr)=17.47%,x(Fe)=20.93%,x(Ni)=13.64%;圖4c中析出相的成分為：x(C)=21.40%,x(N)=18.00%,x(Ti)=35.10%,x(Cr)=6.91%,x(Fe)=11.61%,x(Ni)=6.99%;圖4d中析出相的成分為：x(N)=33.44%,x(Ti)=66.56%。晶界處析出較多碳化物，這是因?yàn)楹佄龀鱿鄿p少，使基體中碳含量相對(duì)提高。碳和其他元素之間的交互作用非常復(fù)雜，根據(jù)碳和其他元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)不同，可能形成不同類型碳化物。鈦和鉻是一對(duì)很強(qiáng)的碳化物形成元素，鈦和碳的親和力比鉻和碳的親和力要強(qiáng)，在平衡狀態(tài)下，首先析出TiC而不是Cr?C。但是，對(duì)于該成分合金來說，因?yàn)榛w中Ti含量低，除了形成TiC之外，還有部分碳要與Cr生成碳化物。對(duì)于一定的鉻含量，碳含量較高時(shí)，Cr?C?的析出傾向較大。

固溶處理后的Incoloy800H合金，在晶內(nèi)及晶界都出現(xiàn)大量明顯彌散分布于基體之上的析出相。圖5為經(jīng)過固溶處理的Incoloy800H合金的析出相。固溶處理之后，該合金在晶界處多析出含碳及含硫薄片間隙相。圖5a中析出相的成分為：x(C)=16.84%,x(N)=21.21%,x(Ti)=31.61%,x(Cr)=7.70%,x(Fe)=13.99%,x(Ni)=8.65%;圖5b中析出相的成分：

x(C)=22.40%,x(N)=9.30%,x(S)=6.95%,x(Ti)=36.45%,x(Cr)=10.60%,x(Fe)=8.45%,x(Ni)=

5.85%;圖5c中析出相的成分為x(C)=21.59%,x(O)=14.71%,x(Cr)=28.95%,x(Fe)=

20.37%,x(Ni)=14.37%;圖5d中析出相的成分為x(C)=31.70%,x(O)=17.28%,x(Cr)=

27.54%,x(Fe)=14.68%,x(Ni)=8.80%。固溶處理之后，晶界和晶內(nèi)塊狀TiC都發(fā)生了明顯的退化，在其周圍生成細(xì)粒狀Cr?C。退化反應(yīng)表示為

TiC+(Cr)→Cr?3C?+(Al,Ti)?(1)

這些碳化物在晶界處都為薄片狀，是裂紋易于產(chǎn)生和擴(kuò)展區(qū)域，對(duì)組織性能不利。

3?結(jié) 論

(1)在試驗(yàn)采用的溫度范圍內(nèi)，低鋁鈦Incoloy800H合金表現(xiàn)出良好的塑性，試樣表面未出現(xiàn)裂紋；變形溫度為1200℃,變形量為60%時(shí)，心部出現(xiàn)微小裂紋。(2)隨著變形溫度降低，低鋁鈦Incoloy800H合金應(yīng)力峰值向應(yīng)變增大的方向移動(dòng)。即峰值應(yīng)變越大，再結(jié)晶越難進(jìn)行。(3)低鋁鈦Incoloy800H合金熱加工溫度越高，再結(jié)晶的孕育期越短。開始再結(jié)晶時(shí)，轉(zhuǎn)變速率很小，到轉(zhuǎn)變量約為50%時(shí)速率達(dá)到最大；轉(zhuǎn)變量再增加，速率又減小。(4)低鋁鈦Incoloy800H合金析出相呈薄片狀、菱形或不規(guī)則塊狀，尺寸大多在2～3μm。固溶處理后，該合金析出大量的彌散細(xì)小的析出相。晶界和晶內(nèi)塊狀TiC發(fā)生了退化反應(yīng)，在其周圍生成細(xì)粒狀Cr?Cs。這些碳化物在晶界處為薄片狀，是裂紋易于產(chǎn)生和擴(kuò)展區(qū)域，對(duì)組織性能不利。