英科耐尔INCONEL

Inconel718镍基高温合金

一、名 称
Inconel718，又名 Alloy 718，AllOy 718C，Udimet 718，Lescalloy 718.
二、概 述
Inconel718是以体心四方 NiNb（r"）和面心立方Ni（Al，Ti，Nb）（r'）强化的镍铁基合金，在低温和700℃以下具有高的屈服强度，拉伸强度和持久强度，在650～760℃具有良好的塑性。合金的组织比较稳定，元素的扩散速度较低，时效硬化反应很慢，无论在固溶状态或时效状态都具有良好的成型性和焊接性。
自五十年代末期以来，合金在发动机上主要用作复杂的板材焊接结构件，压气机盘，涡轮盘，轴和叶片等高温部件，近来代替了A-286合金的许多用途，并已用作低温和超低温结构件，是美国生产量最大的合金之一。
三、化 学 成 分
表22.1 化 学 成 分 %

GE～～美国通用电气公司。
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
*为计算加入量。
四、品 种
冷轧板材，热轧和锻造棒材，带材，精密铸件，冷拉线材，挤压件和锻件等。
五、热处 理 制 度
国际镍公司推荐了两种热处理制度∶
1.1065℃，1小时，空冷+760℃，10小时，以55℃/小时炉冷到650℃，8小时，空冷。 2.950-980℃，1小时，空冷+720℃，8小时，以55℃/小时炉冷到620℃，8小时，空冷。
第一种制度处理的材料，650℃的持久强度稍高，但是缺口持久性能较差，第二种制度处理的材料，650℃ 的持久强度稍低，但是缺口持久性能较好。
六、物理化学性能
1. 密度：8.21
2.导热率（图 22.1）
图22.1 合金的导热率
图22.2 合金的平均热膨张系数（图内数字表示不同文献号）
表22.2 宇 航 材 料 标 准（AMS）规 定 的 室 温 性 能
3.热膨胀系数（图 22.2）可与墨@钜特殊钢联系索取
4.电阻率：强火状态： 1250 微欧姆/厘米;时效状态∶11.0 微欧姆/厘米。
5.抗腐蚀性能
合金具有良好的抗腐蚀性能，在阴极充电条件下（Cathodic Charging Conditions）和相当高的应力作用下，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 宇航材料标准号码和品种
表：22.2宇航材料标准规定的室温性能

注∶（1）外径小于3.2毫米的或厚度小于3.9毫米材料的性能由供、求两方协商.（2）955℃，1/2小时。空冷+720℃，8小时+炉冷到620℃，保温（总时效时间18小时），（3）1065℃，1/2小时，空冷＋760℃，10小时+炉冷到650℃，保温（总时效时间20小时）。（4）955℃，1小时，空冷+720℃，8小时以55℃/小时炉冷到620℃，8小时，空冷。（5）固溶处理时间视厚度而定.（6）955℃，1小时，空冷+720℃，8小时以55℃/小时，炉冷到620℃，8小时，空冷.（7）1065℃，1-2小时，空冷+760℃，10 小时，炉冷到650℃，保温（总时效时间 20 小时）空冷。（8）棒材，锻件和闪光焊接环件的延伸率不小于12%，面缩率不小于15%。
表22.3 宇航材料标准号码和品种

表22.4 通用电气公司对inconel718精密铸件规定的室温拉伸性能

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（生产厂数据）

*以55℃/小时护冷到620℃，保温8小时，空冷。
*以11℃/小时炉冷到620℃，空冷
表 22.6 锻饼的室温拉伸性能（生产厂数据）

注 1.（A）980℃，1小时+720℃，8小时以55℃/小时炉冷到620℃+620℃，8小时。
（B）980℃，1小时+720℃，16 小时.
2.拉伸速度∶ 以0.005厘米/厘米/分拉到0.2% 屈服点，然后以0.05厘米/厘米/分拉断.
表 22.7 不同厚度和晶粒度板材的拉伸性能

表22.8 时效和炉冷铸件的拉伸性能（未给厚度）

（2）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、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 镍含量对室温屈服强度和705℃持久强度的影响
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铝含量和第一次时效温度对热轧棒材室温屈服强度的影响
图22.10 铝含量和第一次时效温度对热轧棒材究温屈服强度的影响
图22.11 铌加钽含量对室温机械性能的影响
图22.12 退火温度对棒材室温和-195℃的拉伸性能的影响
图22.13 退火温度对棒材在室温和-195℃的缺口拉伸强度的影响
图22.14 从固溶处理温度（1065℃）冷却到第一次时效温度（730℃）的速度对拉伸性能的影响
图22.15 时效时间对时效退火板材硬度的影响
（3）硬度（图22.15-22.17）可与021*67898711联系索取
图22.17 铝钛含量对退火棒材时效反应的影响
图22.17 时效时间和温度对工厂退火板材硬度的影响
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 棒材的瞬时拉伸性能（完全热处理）

图22.18 不同热处理对锻件拉伸性能的影响
图22.19 应力时效对板材室温和高温拉伸性能的影响
图22.20 试验温度对两种热处理制度的板材拉伸性能的影响
图22.21 试验温度对冷轧后直接时效板材拉伸性能的影响
图22.22 试验温度对热轧棒材拉伸性能的影响
图22.22 轧制温度和固溶退火温度对棒材650℃拉伸性能的影响
图22.22 冷加工和时效的螺栓材料在-255至315℃的拉伸性能
（2）压缩性能（图22.27）可与021*67898711联系索取
图22.25 试验温度对铸造试棒拉伸性能的影响
图22.26 试验温度对精密铸件拉伸性能的影响
图22.27 棒材在热加工温度范围的拉、压屈服强度
图22.28 光滑和缺口板材室温和低温拉伸性能
图22.29 试验温度和试验方向对带有缺口和疲劳裂纹的试样破断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 试验温度对带有缺口和疲劳裂纹的试样屈服强度和破断强度的影响
图 22.31 两种热处理状态板材光滑试样540℃和650℃的持久强度曲线
图22.32 经955℃退火后的板材缺口试样540℃的持久强度曲线
3持久和蠕变性能（图 22.31～22.54;表22.10）
图22.33 经955℃退火和时效的板材其缺口试样在650℃的持久强度曲线
图22.34 冷加工和时效板材的尖锐缺口试样在540℃和650℃的持久强度曲线
图22.35 冷加工加直接时效状态的缺口和光滑试样在650℃和540℃的持久强度曲线
图22.36 经退火和时效的板材其缺口试样（Kt=6），在540℃和（缺口形状见图 22.32）650℃的持久强度曲线
图22.37 两种热处理状态的光滑和缺口（K，=6.3）板材试样在730℃的持久强度曲线
图22.38 经退火和时效的板材尖锐缺口试样在430～650℃的持久强度曲线
表22.10 锻饼和棒材在650℃，70公斤/mm-2;条件下的持久性能比较

-.980℃，1小时+720℃，8小时，炉冷（55℃/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 不同温度的拉逊-米勒持久强度曲线
图22.40 退火温度对板材持久寿命的影响
图22.41 退火温度对棒材持久性能的影响
图22.42 横向板材在静负荷下产生0.25-2.0%总蠕变所需的应力和时间的关系
图22.43 纵向板材静负荷下产生0.25～2.0% 总蠕变所需的应力和时间的关系。
图22.45 横向板材在静负荷下产生0.2-1.0%总螺变所需的应力和时间的关系
图22.46 纵向板材在静负荷下产生0.2-1.0%总蠕变所需的应力和时间的关系
4.疲劳性能（图 22.55～22.72）
图 22.55 板材的室温和低温反复弯曲疲劳曲线
图 22.56 板材的室温和低温反复弯曲疲劳曲线
图 22.57 板材的室温和低温反复弯曲疲劳曲线
图 22.58 棒材的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 2.5毫米板材在室温和低温下的拉压缺口疲劳曲线
图 22.61 缺口和光滑板材试样室温和低温拉压疲劳曲线
图 22.62 板材的室温和低温拉压疲劳曲线
图 22.63 缺口和光滑板材试样室温疲劳应力范围曲线
图 22.64 缺口和光滑板材试样540℃疲劳应力范围曲线
图 22.65 缺口和光滑板材试样650℃疲劳应力范围曲线
图 22.66 缺口和光滑板材试样760℃疲劳应力范围曲线
图 22.67 不同的应力时效制度对合金板材不同温度疲劳性能的影响
图22.68 不同的应力时效制度对合金板材不同温度疲劳性能的影响
图22.69 两种热处理状态的母材和焊接接头的室温悬臂旋转弯曲疲劳性能
图22.70 不同晶粒度棒材的室温旋转弯曲疲劳性能
图22.71  1.3毫米板材在拉-压疲劳条件下，不同温度的疲劳裂纹传播曲线
图22.72 板材试样在不同温度下的疲劳裂纹传播速度与交变-平均应力比的关系（在 20 毫米裂纹长度处测得的裂纹生长速度）
图22.73 试验温度对泊松比的影响
5. 弹性模量（图 22.73～22.75）可与021*67898711联系索取
图 22.74 合金的弹性模量
图 22.75 合金的刚性模量
八、工 艺
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。在制造大型锻件时，为了消除点状偏析，可采用真空感应炉加电渣炉重熔工艺。
锻造温度为 980～1135℃;轧制温度为1010～1120℃;温加工温度为980～1010℃.锻造后空冷。温加工后缓慢冷却，可以改善锻件的强度。加热应在还原性气氛中进行，使用低硫燃料并防止火焰直接加热。锻造前锻模应预热到205-260℃.锻造的最终变形最应大于20%模锻的最终变形量应大于 10%.
合金在退火或时效状态下都容易进行机械加工，但在时效状态下，切屑容易波断屑器破碎，而且零件的光度较好．加工退火状态的材料刀具寿命较长.
合金具有良好的焊接性能，无论在固溶状态，还是在时效状态都可以进行焊接，但在时效状态下，焊接的热影响区比基体金属要软一些。合金经退火后可得到较低的硬度，这样可保证合金具有良好的成型性和焊接性．合金经时效后还可进行多次补焊而不产生裂纹。
焊接后，最好在930～980℃ 退火，以消除焊接应力。当用作发动机的复杂焊接部件时需要采用930℃，1小时，空冷+720℃，16小时，空冷处理．如果部件刚度小可省去中间退火，以获得较高的强度。焊接较薄的板材时应采用惰性气体保护。
惰性气体保护焊以母材做填料很容易焊接。 焊接厚度应小于13毫米. 对厚度小于6毫米的部件，应采用氩弧焊，并用氩气进行背面保护．对厚度 6～13 毫米的部件可采用氦弧焊并用氦气背面保护．对厚度为13～18毫米的部件可采用电子束焊． 为了保证具有一定刚度的接头质量必须采用熔点偏低的填料，因此，某些其他合金，如 HastellyX 和 Hastelloy W 也可作填料.
室温到700℃ 的接头拉伸强度为母材的90%以上，760℃的接头拉伸强度为母材的85%.各种因素对焊接板材的影响列于图 22.76～22.92.
图22.76 试验温度对用不同填料焊接的薄板和中板接头强度的影响
图22.77 不同填料焊接的板材在 650℃和730℃ 下的持久强度曲线
图22.78 母材、接头室温轴向拉伸疲劳性能
图22.79 室温和高温对闪光焊接棒材拉伸性能的影响
图22.80 热处理温度和试样尺寸对焊接板材拉伸性能的影响
图22.81 试验温度对用电子束焊和惰性气体钨极焊焊接的7s合金/Rene'41 和718 合金机械性能的影响
图22.82 焊后时效温度对惰性气体钨极焊接板材接头拉伸性能的影响
图22.83 焊后时效温度对惰性气体钨弧焊板材接头强度的影响
图22.84 低温对惰性气体钠极焊接板材拉伸性能的影响
图22.85 试验温度和除掉焊点对惰性气体钨极焊接板材的光滑和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材拉伸性能的影响
图22.87 惰性气体钨极焊板材的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材疲劳强度的影响
图22.89 不同制度的应力时效对熔化焊焊接板材的室温
图22.90 不同制度的应力时效对熔化焊接板材的室温，205℃ 和345℃ 疲劳性能的影响
图22.91 室温和高温对板材拉伸性能的影响，钎焊对延伸率的影响
图22.92 模拟钎焊制度的高的固溶处理温度对不同温度拉伸性能的影响
九、组 织
1.铸态组织
合金的铸态组织中有（Nb、Ta）C，TiN，Ni，Nb 和Laves 相（图 22.93）NiNb 和Laves 相在 1120℃ 加热和热加工时溶入基体.
2. 变形合金处理后的组织
热处理（950℃，1小时，+720℃，8小时，炉冷到 620℃，8小时，空冷）后晶粒较细，按 ASTM 评级图为7-8级（图 22.94）.
图 22.93 Inconel 718 合金的铸态组织
图 22.94 合金的显微组织 γ200
合金经980℃，2小时，空冷＋720℃ 8小时，以55℃/小时炉冷到 620℃，8小时，空冷处理后，组织中有γ'【Ni;（Al、Ti、Nb）】，Ni;Nb，（Nb、Ta）C 和少量的 TiN．γ相为弥散分布的面心立方结构，在合金中起主要强化作用;Ni;Nb 属斜方晶系结构，于 980℃，固溶处理时在局部富铌区域的晶界和双晶界上析出，其形状为短粗的片状，化学式为 Ni，（Nbo，sTi∶），在合金中不起强化作用;（Nb、Ta）C 和少量的 TiN 是熔炼过程中形成的，（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
合金经680℃，100小时时效后，组织没有变化，γ'相很细小（图 22.96）;在790℃，时效 100小时后出现大量的γ'，Ni-Nb（由γ'相转变为 NiNb 的过渡相）和 NisNb 相，而且γ相和NiNb 相已开始粗化（图22.97）;在870℃，时效100小时后，其主要相是粗化的 Ni，Nb 和 NiNb，以及被保留下来的几颗大块的γ'相（图 22.98）。
4. 应力时效后的组织和性能后试样的显微组纸基本上没有变化，"相仍然细小弥散，在富铌偏析区有短组的片状在950℃固溶处理时形成的，此外，合金中还有大的圆颗粒状的MLG型碳化物（图22.99）在590℃，应力为65.4 公斤/毫米，经10.606小时长期应力时效后，合金中存在着细小片状的 NiNb和在980℃热处理时形成的较大的片状的NiNb（图22.100)在同样温度下，经60.5公斤/平方毫米，33990小时长期应力时效后，基体中的 NiNb 进一步长大，并同时在滑移线，双晶界上析出 Ni-Nb（图 22.100）.
图22.98 试样在870℃时效1小时和100小时后的显微组织 γ7500
图22.99 试验在540℃，83公斤/毫米'，21，583 小时应力时效后的显微组织 γ7000
图 22.100 试样在590℃，65.4公斤/底米'，10，606 小时长期作用后的显微组织 γ7000
图 22.101 试样经540℃，60.5 公斤/毫米'，3990 小时作用后的显微组织 γ7000
图22.102 试样在650℃，不同应力长期作用后的显微组织 γ700
图 22.103 试祥经705℃26.0公厅/毫米6048小时长期作用后显微细织 γ7000
图22.104 涡轮盘试样经705℃，35 公厅/毫米500小时作用后的显微组织 γ7500
在650℃，应力为61.1公斤/毫米，经747小时长期作用后，基体中只有γ相.X射线分斯指出，晶界上有微量的γsigma;相和中等数量的γ相（富铬的体心立方固溶体）（图22.102a）.在同-温度下，应力为 54.8 公斤/毫米，经3131小时长期作用后，晶内有γ相和 NiNb，晶界上有少量的Laves相和较多的γ相（图22.102b）;当应力降到478公厅/毫米，经7262小时长雕用后（图2.102e）以及应力降到44.3公厅/毫米，经1023小时长期作用后（图22.102d）、晶内均有了r，NiNb晶界上则有较多的 Lavers相，以γ'相和少最的γsigma;相
台金在705℃的相变和在 650℃的一样，但转变速度加快，小片状的 NiNb变长（图 21m3）;晶界上形成较大的片状 NiNb而且在消耗一部分了和 NiNb相的同时长入晶内，并在其附近出现一个贫乏带（图22.103;22.104），随着时间的延长，γ'相尺寸增大，数量减少;晶界上同样有γ'，γ和 Laves 相. 只是出现得早些。
在540-705℃ 不同应力长期作用后，除 705℃ 应力时效后的强度略有下降而塑性稍有提高外，其他温度下的拉伸强度和塑性无显著变化。 长期应力时效对饼材（γ533γ25）室温和650℃ 拉伸性能的影响列于表 22.11.
试样在长期应力作用后，经X射线衍射分析，其结果与上述电子显微镜观察相一致．X 射线相鉴定的结果列于表22.12．从表 22.12可以看出温度、应力、时间和相变的关系，从而可以得出，经 595℃，60 公斤/毫米，3，990 小时长期作用后，合金的主要强化相仍然是γ，只有微量的γ转变为盘状的 Ni，Nb（有些文献称之为γ"或体心四方结构的NiNb），这种相也起着强化作用，它与面心立方基体关系是什么呢，可以与134727879-90联系索取.当r相转变为斜方晶系的 NiNb（γ相）时，强度显著下降。在650℃，61公斤/毫米，747小时长期时效后，合金的主要强化相全是γ'，而在同一温度下，经 44.3 公斤/毫米，10，233小时作用后，一部分γ转变成Ni，Nb。在705℃，38.7公斤/毫米，808小时长期时效后则出现部分 NiNb．而在同一温度，26 公斤/毫米，6048小时后，大部分γ'相和 Ni，Nb都转变成NigNb.从705℃， 808小时的两个试样和 6048小时的两个试样还可看出应力对相变的影响、 总之，应力，温度和应力时效时间都可以促使 r'γ 的转变.
当合金中出现斜方晶系的 NiNb 时，持久强度就开始下降（图22.105），但是由于 γ'γ Ni.NbγNiNb 的转变很缓慢，可以认为合金的组织是稳定的，在 650℃，44.3 公斤/毫米条件下，可以使用 10，000 小时以上。
综上所述，Inconel718 合金的强化相主要是γ，在使用温度下长期应力时效后出现的 NiNb 也起着强化作用。但是由于合金的组织比较复杂，对其强化相和强化机理的研究较多，除了上述论点外，另一个论点是以D.F.Paulonis等人为代表，他们认为采用X射线衍射方法对该合金是不适用的，因为γ和γ"很细，衍射的线条很宽，不能分辨这两种相的结构．采用电子显微镜暗场和电子衍射直接观测金属薄膜等方法研究合金的强化机理，证明经完全热处理（950℃，1小时，空冷+760℃，8小时，以55℃/小时炉冷到650℃，8小时，空冷）后合金的主要强化相是体心四方结构的γ"相，其次是数量不多的球形γ相（图22.106）.γ"相的晶格常数也可联系墨（钜）客服，强化作用是通过γ"的共格畸变而实现的。γ"的化学式是 NiNb（和γ相的化学式NiNb 相同）.γ"相在电子显微镜暗场下呈盘状，其平均直径为600A厚度为50～90 A．合金中r'加r"的数量为19%（重量）。
表22.11长期应力时效对饼材（γ53γ25）室温和650℃ 拉伸性能的影响
（980℃，2小时，空冷+720℃，8小时，55℃/小时护冷到620℃，8小时，空冷）
图22.105 Inconel718 合金的持久强度曲线
图22.106 经完全热处理后的718 合金【001】方向的显微组织 γ93300
合金经完全热处理后，再经650℃，100小时时效后，r的数量有所增加，r稍微粗化，直径由600变成725，数量未变，仍占主导地位，合金经760，840，870℃100小时时效化后， r快速粗化。与650℃长期时效的相比在760℃时效的试样中，r的数量进一步相财形后开始粗化和部分溶解，同时出现了一定数量的斜方晶系结构的NINB， r也开始溶解，在870 ℃,100小时效后，r全部溶解、γ部分落解。不同温度长期时效后强化相的长大情况见表22.13.
表22.12 对基体萃取物X射线衍射分析结果
表22.13 不同温度长期时效后强化相的长大情况

合金经760℃，100小时时效后强度下降，主要是由于γ"粗化，斜方晶系的NiN5的形成和 γ，r"部分溶解所引起的.
VRmswamy，R．Cozar 等人在研究 Inconel718 合金的组织时指出，合金的主要强化相是体心四方结构的γ"相，与 Poulonis 等人的研究的结果是一致的。V.Ramaswamy还指出，合金经1200℃，2小时，水淬＋750℃，20小时时效后晶界上析出NbC，并在其附近出现γ"的贫乏带（图22.107）。R.Cozar 指出，γ'与基体界面之间是很适宜于γ"生核的位置，因此，总是在γ的{100}面上析出（图22.108）.除γ'和γ"相外，在晶界上还有碳化铬（M，C。型）和碳化铌（NbC）。沿着这些晶界，有一条 0.5 微米宽的γ"贫乏带（图22.109）.
图 22.108 Inconel718 型合金的电子透视图（1200℃，30 分钟退火+700℃，524小时时效）
图 22.109 Inconel718 型合金的电子透射图（745℃，24 小时+700℃.120小时）
十、用途
合金适于制造低温和700℃ 以下工作的火箭发动机和喷气发动机的部件，在 50 年 代末主要应用于复杂焊接板材构件、在 60 年代初期应用于压气机盘和涡轮部件，其使用寿命可数万小时.在近代发动机上，广泛地用作涡轮盘、轴、叶片和导向叶片等高温部件，也可用作超音速运输机的蒙皮材料，
在 TF39涡轮风扇发动机上用作涡轮和压气机部件、轴承密封装置高温固定件等，其使用寿命可达15，000 小时以上. 在 TF-41-Al和 TF-41-AIT 发动机上用作涡轮机匣和尾喷筒，#501，T56-A-14，TS6-A-15和 T56-A-16 发动机上用作压气机轴，涡轮叶片，燃烧室的外村和支架，涡轮盘和轴. 在通用电气公司生产的 GE4 发动机上用作高压压气机后五级叶片，在其他发动机上用作压气机盘，涡轮盘框架和结构件外壳. 在普拉特-惠特尼公司生产的IT3D-3B 发动机上用作吊挂，在 JT9D 发动机上用作-一级隔圈，在其他发动机上用作进气机匣，喷嘴外套、涡轮机匣和尾喷筒的外壳，
此外，还用于液体火箭部件，在美国 J-2火箭发动机上用作燃烧室蒙皮、燃料导管，平板喷嘴，涡轮盘和轴等部件;在 M1 型火箭发动机上用作燃料涡轮泵和液氧涡轮泵的一二级转子和定子，燃料燃气导管等部件。
参 考 文 献
略。。