胡　林，王　斌，袁均平，劉會群，楊　勝，黃道遠（.昆明有色冶金設(shè)計研究院股份公司，云南　昆明　65005；.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南　長沙　40083）

形變及熱處理對Fe－Ni－Co－Al－Ti合金的影響

胡林1，王斌2，袁均平2，劉會群2，楊勝2，黃道遠2
（1.昆明有色冶金設(shè)計研究院股份公司，云南昆明650051；2.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南長沙410083）

摘要：采用真空高頻感應(yīng)熔煉技術(shù)制備合金，通過光學(xué)金相顯微鏡（OM）、透射電子顯微鏡（TEM）、X射線衍射技術(shù)（XRD）、電子萬能拉伸試驗機、顯微硬度計等手段研究分析了熱變形行為及熱處理對Fe－33.5Ni－3Co－1.5Al－2.5Ti合金的微觀組織及力學(xué)性能的影響。研究表明，合金經(jīng)970℃固溶處理1.5 h，再經(jīng)660℃時效7.5 h后能獲得最佳的力學(xué)性能，其抗拉強度為1 220 MPa，顯微硬度為440 HV0.05，延伸率為10.1%。

關(guān)鍵詞：熱變形；熱處理；力學(xué)性能；顯微組織

0　引　言

Fe－36Ni型因瓦合金因其具有十分低的熱膨脹系數(shù)（＜2×10－6／℃［1～4］）而引起人們廣泛的興趣。這種合金發(fā)現(xiàn)至今已超過100年。科學(xué)家及工程師通過對因瓦效應(yīng)的物理本質(zhì)進行了大量深入的研究，同時也對因瓦合金的焊接性能、強化機理等方面進行了大量的改善與工程試驗，因此推動了因瓦合金在工業(yè)生產(chǎn)中的大規(guī)模應(yīng)用。Fe－36Ni合金是一種最常用的因瓦合金，其應(yīng)用范圍已從原來簡單的無線電工業(yè)、精密儀表儀器工業(yè)向先進電氣電子元件工業(yè)領(lǐng)域延伸。Fe－36Ni型因瓦合金在工業(yè)使用中具有很多成功的應(yīng)用典范，包括：橫拼雙金屬彈簧片，標準尺、測溫儀、測距儀、微波設(shè)備的諧振腔、彩色顯像管的蔭罩鋼帶，重力儀構(gòu)件、CIC（銅－因瓦－銅復(fù)合材料），電子槍零件，印刷線路板等。Fe－36Ni型因瓦合金作為具有特殊結(jié)構(gòu)的材料，其使用領(lǐng)域涵蓋：遠距離電力輸送，液化石油氣儲氣罐，大飛機復(fù)合材料的模具［5］。Fe－36Ni型因瓦合金是一種具有單一微觀組織的合金，其主要組織為奧氏體。人們在使用過程中發(fā)現(xiàn)其主要致命的弱點是強度不夠高，而通過熱處理來提高因瓦合金的強度并不明顯，因此可采用其他綜合強化手段來提高因瓦合金的強度［6］。由于鐵鎳基合金中的主要強化相是γ′相，而Al和Ti則是形成γ′相的主要合金元素，因此加入Al和Ti到鐵鎳合金中，通過固溶處理和時效處理后使合金基體內(nèi)析出γ′相，利用第二相硬化及強化效應(yīng)，達到強化合金的目的。加入Ti或Ti、Al到鐵鎳合金中將會對鐵鎳合金的線膨脹系數(shù)和服役溫度造成顯著影響，主要是因為合金的居里溫度會由于Ti、Al元素的添加而明顯降低。向合金中加入Co可以提高合金的居里溫度，即補償因Ti、Al元素的加入而造成合金居里溫度的降低，故文獻［7］指出向合金中加入3%Co且使合金中Ni＋Co含量維持在36.5%左右，能使合金保持較低的線膨脹系數(shù)。

在國內(nèi)外研究提高因瓦合金強度的相關(guān)文獻中，關(guān)于向因瓦合金中同時加入Al、Co及Ti元素對其強度影響的研究報導(dǎo)則略為少見，同時有關(guān)Fe－33.5Ni－3Co－1.5Al－2.5Ti合金的顯微組織及力學(xué)性能方面的研究也很少有報導(dǎo)。眾所周知，合金的組織及性能具有十分密切的關(guān)系，而變形行為及熱處理能明顯地改善合金的組織和性能，特別是以γ′相為主要強化相的合金，因此，研究變形行為及熱處理對Fe－33.5Ni－3Co－1.5Al－2.5Ti合金的組織及性能的影響具有很強的實際意義。

1　試　驗

試驗所采用原料為高純鋁（99.999%）、電工純鐵（DT2）、2＃鈷片（99.88%）、1＃電解鎳板、TA1工業(yè)純鈦。其合金成分配比見表1。合金采用真空高頻感應(yīng)爐熔煉合金，然后將鑄錠鍛造成5 mm厚的方塊坯料、再通過熱變形即熱軋將其軋成0.5 mm厚的薄板、最后經(jīng)固溶時效處理見表2。

表1　合金的實際化學(xué)成分（wt%）Tab.1　Chemical composition of alloy（wt%）

表2　合金的熱處理制度Tab.2　Heat treatment of alloy

將通過不同變形工藝條件加工處理后的薄板制成金相試樣，用配制好的浸蝕液（濃HNO3∶濃HCl＝1∶3）進行腐蝕處理，用金相顯微鏡對合金的金相組織進行觀察；并用SHIMADZU HMV硬度計對其顯微硬度進行測量，壓頭類型為維氏，136°角錐壓頭，載荷為50 g，加載時間為10 s，放大倍數(shù)400倍；將合金試樣依照《GB／T 228－2002金屬材料室溫拉伸試驗方法》加工成標準拉伸試樣，見圖1。在電子萬能拉伸試驗機上測量其力學(xué)性能，采用的拉伸速度為2.0 mm／min。將固溶時效處理后的合金板制成薄膜透射樣，然后在JEM2000－FXⅡ型透射電鏡觀察合金中的第二相形貌及分布。雙噴液成分為：5%高氯酸乙醇溶液，電流＜15 mA，電壓＜15 V，工作溫度233 K。

圖1　拉伸試樣尺寸示意圖Fig.1　Schematic of the tensile sample

2　試驗結(jié)果及分析

2.1熱變形對合金組織及性能的影響

合金鑄態(tài)及熱軋態(tài)的XRD衍射譜見圖2、圖3，由衍射曲線及標定結(jié)果表明該合金基體均為單一奧氏體相。

圖2　合金鑄態(tài)的XRD譜Fig.2　XRD spectrum of alloy at cast condition

圖3　合金熱軋態(tài)的　XRD譜Fig.3　XRD spectrum of alloy at hot rolling

圖4　合金的鑄態(tài)組織Fig.4　Casting structure of alloy

圖5　合金的熱軋態(tài)組織Fig.5　Hot rolling structure of alloy

合金的鑄態(tài)組織及熱軋態(tài)組織見圖4、圖5。由圖4可見，合金在鑄造后其微觀組織呈現(xiàn)出十分明顯的鑄態(tài)組織特征，即由許多類似魚骨或樹枝的晶粒組成。這種非平衡鑄態(tài)組織主要由晶內(nèi)γ固溶體基體、晶內(nèi)析出的γ′第二相和分布在枝晶間的非平衡共晶γ＋γ′組成。從圖5可見，將所得到的鑄態(tài)合金進行熱軋后，對其微觀組織進行研究可發(fā)現(xiàn)，其微觀組織在熱軋后發(fā)生了顯著變化，原來非平衡枝晶基本上被消除，晶粒由樹枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，其原因是由于熱軋的溫度較高（960℃保溫2 h），合金的基體在溫度和外力的聯(lián)合作用下發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象。同時，在以奧氏體為基體的部分晶粒中可以觀察到孿生變形的現(xiàn)象，在奧氏體晶粒中出現(xiàn)的彌散細小的黑色粒子為合金中少量的第二相粒子。合金基體中出現(xiàn)孿晶的原因可能是合金在熱變形過程中，隨著變形程度的加大合金基體內(nèi)產(chǎn)生了加工硬化效應(yīng)，為了能繼續(xù)變形，合金基體內(nèi)會通過孿生變形改變其內(nèi)部結(jié)構(gòu)，即孿生變形改變了基體中部分晶體的位向關(guān)系，這使得合金內(nèi)部某些晶體由原來難以滑移的位向轉(zhuǎn)變成有利于滑移的位向。雖然合金中出現(xiàn)了非常少量的孿生變形，但這少量的孿生變形卻可以啟動新滑移面。新的滑移面在合金基體出現(xiàn)后，合金的加工變形又能繼續(xù)進行。從圖5可見，熱軋后合金組織并非完全由細小的等軸晶所組成，存在有拉長的大晶粒，在其周圍存在不同程度的小晶粒。這是因為：①熱加工變形不均勻；②熱加工完成后，有動態(tài)再結(jié)晶的核心或正在長大的晶粒留下來，而此時合金的溫度仍高于合金的再結(jié)晶溫度，并且緩慢冷卻，這使遺留下來的晶核和晶粒均繼續(xù)長大，而且不需要孕育期。這種靜態(tài)再結(jié)晶進行得非常迅速，稱為“亞動態(tài)再結(jié)晶”。

熱軋后合金的力學(xué)性能得到明顯改善，顯微硬度由226 HV0.05提高到312 HV0.05，這是因為合金鑄錠的熱加工主要是通過鑄錠內(nèi)部晶?；七^程來進行，隨著合金基體的變形程度不斷變大，合金內(nèi)部的微觀組織會沿變形方向被拉長，同時大的變形程度會使合金基體內(nèi)產(chǎn)生位錯纏結(jié)，這些位錯纏結(jié)能降低合金的可加工性。因此合金在加工時隨著變形程度的增加其加工硬化效應(yīng)會隨之加大。

2.2固溶處理對合金組織及性能的影響

合金在固溶處理過程中，在其合金基體內(nèi)會發(fā)生高溫擴散，并且伴隨著基體內(nèi)大量第二相組織形貌的改變，這些現(xiàn)象都會對合金的力學(xué)性能有十分明顯的影響，固溶溫度對合金力學(xué)性能影響見圖6?？梢钥闯觯诮?jīng)過固溶處理后，合金的強度和硬度雖然出現(xiàn)了顯著的降低，但合金的塑性卻得到了明顯的提高。隨著合金的固溶溫度不斷升高，合金的強度、硬度和延伸率都出現(xiàn)了降低，特別是當合金的固溶溫度由1 050℃提高到1 150℃時，合金的力學(xué)性能下降得非常明顯。

圖6　固溶溫度對合金力學(xué)性能的影響Fig.6　Effect of solution temperature on themechanical properties of alloy

合金固溶態(tài)的金相組織見圖7。在固溶時間一定的情況下，合金晶粒的平均尺寸會隨著合金固溶溫度的不斷升高而由逐漸增大粗化的趨勢，尤其將固溶溫度由1 050℃提高到1 150℃時，晶粒會長得特別粗大。其主要原因是：①合金在進行加工變形和固溶處理的過程中，其基體內(nèi)部會發(fā)生回復(fù)作用和再結(jié)晶作用。這些微結(jié)構(gòu)的變化會造成界面能和界面曲率的變化進而促進晶粒界面的遷移，晶界的遷移不僅引起了位向大致相同的晶粒間的相互并吞，同時還使合金晶粒不斷長大。在整個固溶處理的過程中，隨著固溶溫度和固溶時間的不斷提高，合金中各種位錯會在高溫作用下產(chǎn)生重新排列甚至異號位錯在熱激活作用下相互吸引而抵消，這樣使晶體內(nèi)部更易發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶作用，晶界的遷移速度也就會加快，因此晶粒十分容易長大。②隨著固溶溫度的升高，合金中未溶第二相逐漸減少，合金固溶態(tài)XRD譜見圖8。據(jù)文獻［8］報道γ′相到了1 100℃會發(fā)生完全溶解，因此當固溶溫度低于1 100℃時，合金基體內(nèi)則會有未完全溶解的γ′相，也正是這種未溶解的γ′相在晶內(nèi)阻礙了位錯的滑移，進而阻止晶粒的進一步長大。而將合金進行高于1 100℃的固溶處理后，合金中的γ′相會在高溫作用下完全溶入于基體，這使晶體中位錯運動的臨界切應(yīng)力變小，則位錯運動的速度會明顯加快，在高溫作用下位錯運動還會導(dǎo)致合金基體內(nèi)發(fā)生位錯消失或合并。

圖7　合金的固溶態(tài)組織Fig.7　Microstructure of the alloy solution treatment at different temperatures

圖8　合金固溶態(tài)XRD譜Fig.8　XRD spectrum of alloy solution treatment at different temperatures

從以上分析可知，固溶處理溫度的高低對合金的組織及力學(xué)性能影響很大。且相比于在其它溫度下固溶處理的合金，在970℃固溶處理的合金具有較好的力學(xué)性能。

2.3時效處理對合金組織及性能的影響

時效處理的目的是將固溶處理后的合金在加熱處理的情況下產(chǎn)生分解，從而在合金基體中析出一定尺寸和數(shù)量的強化相（如γ′相），最終提高合金強度。相同時效處理制度不同固溶處理溫度下γ′相的形態(tài)分布及衍射花樣見圖9。對于FeNiCoTiAl合金而言，其時效過程主要是γ′相形核和長大的過程。而γ′相的長大過程主要由擴散控制。因此當時效溫度低時，γ′相長大速率遠小于其形核速率，最終導(dǎo)致合金基體內(nèi)長成大量細小的γ′相。

時效前后合金的力學(xué)性能變化對比見圖10。從圖中可以看出合金在經(jīng)過時效處理后力學(xué)性能得到了提升。這主要是因為合金時效過程中晶內(nèi)連續(xù)析出了一些細小球狀的γ′相，晶界上不連續(xù)析出了一些片狀、鏈狀及塊狀的γ′相。文獻［9］指出時效溫度和跟基體點陣錯配度能在很大程度上影響析出相的形貌。當?shù)诙嗪突w的錯配度小且合金時效過程中的溫度較低時，第二相以球狀的形式分布在合金基體內(nèi)；當?shù)诙嗪突w的錯配度大且合金時效過程中的溫度低時，第二相則以鏈狀、片狀、塊狀及纖維狀的形式分布在合金基體中。

從圖9中衍射花樣標定結(jié)果可以看出，晶內(nèi)彌散析出的γ′與基體的錯配度很小，且與基體能保持良好的共格關(guān)系，這種共格關(guān)系使γ′相周圍產(chǎn)生了彈性應(yīng)力場，這種內(nèi)應(yīng)力場極大地增加了合金基體中位錯運動的阻力。此外γ′相具有有序的原子排布，并且其相內(nèi)原子的結(jié)合力十分高，當位錯切割通過γ′相需要破壞局部區(qū)域的有序排列，形成反相疇界，為了使位錯能夠通過有序析出相，須在增加外力的條件下，才能切割通過，從而表現(xiàn)為合金的強化［10］。

當固溶溫度不高于1 050℃時，隨著固溶溫度的不斷升高，合金基體內(nèi)析出的第二相粒子均有長大的趨勢，但位錯與第二相相互作用的形式并未發(fā)生變化，所以強度、硬度及延伸率略有降低。而當固溶處理溫度由1 050℃提高到1 150℃，合金在隨后的時效處理中，在合金晶內(nèi)和晶界析出的第二相粒子會發(fā)生明顯的粗化，且析出相粗化的速率要大于析出相的長大速率，即析出相粗化導(dǎo)致合金性能下降的作用要大于析出相形核析出對合金性能產(chǎn)生的強化作用，因此從宏觀上表現(xiàn)為合金的力學(xué)性能開始出現(xiàn)下降趨勢。從材料熱力學(xué)進行分析可知，合金在時效過程中析出的細小第二相顆粒在熱力學(xué)上總是不穩(wěn)定的，當?shù)诙嗔Ｗ拥牧渴纸咏鄨D上用杠桿定律確定的體積分數(shù)時，第二相粒子的長大不會停止，而是表現(xiàn)為大的第二相粒子進一步長大，小的第二相粒子不斷消失，即第二相粒子開始出現(xiàn)聚集長大的趨勢。隨著第二相顆粒的不斷聚集和長大，第二相粒子的間距也不斷增大，同時，時效過程中析出的第二相顆粒與基體間的共格關(guān)系逐漸消失，位錯由原來時效強化時的切割機制變?yōu)槲诲e繞過機制，這使位錯繞過第二相粒子時所遇到的臨界切應(yīng)力減小，因此，盡管合金在時效后基體中依然存在大量第二相粒子，但由于其第二相粒子的尺寸較大，第二相粒子對合金的強化效應(yīng)后硬化效應(yīng)都出現(xiàn)顯著降低，進而表現(xiàn)為合金力學(xué)性能的下降。

圖　9　相同時效處理制度而不同固溶處理溫度合金晶界及晶內(nèi)　γ′相的形態(tài)及分布Fig.9　The morphology and distribution of γ′phase at different solution temperatures and the same aging treatment

圖10　時效對合金力學(xué)性能的影響Fig.10　Effect of ageing treatment on the mechanical properties of alloy

比較圖10可知，經(jīng)溫度為970℃固溶，660℃時效處理后的合金的力學(xué)性能均高于同種工藝條件不同熱處理狀態(tài)的合金。

3　結(jié)　語

（1）在相同時效處理制度不同固溶處理溫度下，γ′相的晶粒尺寸隨著固溶處理溫度的升高而粗化，相應(yīng)γ′相強化及硬化效應(yīng)降低。

（2）合金經(jīng)970℃固溶1.5 h，660℃時效7.5 h處理后綜合性能較好?？估瓘姸葹? 220 MPa，顯微硬度為440 HV0.05，延伸率為10.1%。

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中圖分類號：TG139

文獻標識碼：A

文章編號：1004－2660（2015）01－0027－07

收稿日期：2015－02－02.

作者簡介：胡林（1972－），男，云南人，工程師.主要研究方向：金屬材料設(shè)計.

Effect of Deformation and Heat Treatment on Fe－Ni－Co－Al－Ti Alloy

HU Lin1，WANG Bin2，YUAN Jun－ping2，LIU Hui－qun2，YANG Sheng2，HUANG Dao－yuan2
（1.Kunming Engineering＆Research Institute of Nonferrous Metallurgy Co.Ltd，Kunming 650051，China；2.School of Materials Science and Engineering，Central South University，Changsha 410083，China）

Abstract：The Fe－33.5Ni－3Co－1.5Al－2.5Ti alloy was prepared by vacuum high frequency induction melting method.Using optical microscopy（OM），transmission electronic microscopy（TEM），X－ray diffraction （XRD），electronic universal tensile testing machine and microhardness tester，the effect of thermal deformation and heat treatment on microstructure and mechanical properties of the alloy were investigated.The results show that after the solution treatment at 970℃ for 1.5 h firstly followed by the aging treatment at 660℃ for 7.5 h，the mechanical properties of the alloy was optimal with tensile strength of 1220 MPa，microhardness of 440 HV0.05and elongation of 10.1%.

Key words：thermal deformation；heat treatment；mechanical property；microstructure