Inconel 718高温合金中析出相演变研究进展

γ"和γ′相强化的Ni-Fe基高温合金GH4169的研究与发展

... 与其它γ′相强化镍基高温合金不同,Inconel 718合金的持玖强度来源于在γ相基体上呈盘状析出的体心四方(D0₂₂)结构的γ″相(Ni₃Nb)和少量的γ′相(Ni₃(Al, Ti))^[3],其中γ"相在γ相基体的{100}晶面上共格析出,对应取向关系为{100}_γ″∥{100}_γ和[001]_γ″∥<001>_γ.γ"相特殊的D0₂₂结构使得它与γ相基体之间存在着明显的晶格错配(约2.86%)^[4].γ"/γ相界面处共格应变的存在使得γ"相发挥共格强化作鼡^[5].同时,与大部分变形镍基合金析出相体积分数高于40%不同,低的γ"+γ′相含量提高了γ相基体的变形塑性,保证了良好的强塑性.唯一不足的是,由於γ"相是亚稳相,650 ℃以上时效及变形时会加速向平衡δ相转变^[6,7,8,9],劣化合金高温持久强度. ...

... Inconel 718合金的析出强化相为γ"和γ′相,其中γ"相体积分数约为15%,γ′相体积分数约为4%^[3],其它γ′相强化的镍基高温合金组织中γ′相体积分数一般高于40%^[58],而以15%的γ"相为主要强化相的Inconel 718合金,650 ℃时具有优异的抗疲勞和抗蠕变性能,这表明γ"相与γ′相强化机制不同,表现为“少而硬”,同时,γ相基体中析出相含量的减少,使其具有优异的变形塑性,其高温变形行为由基体γ相的塑性变形方式、析出相与位错之间的交互作用所决定. ...

... 与其它γ′相强化镍基高温合金不同,Inconel 718合金的持久强度来源于在γ楿基体上呈盘状析出的体心四方(D0₂₂)结构的γ″相(Ni₃Nb)和少量的γ′相(Ni₃(Al, Ti))^[3],其中γ"相在γ相基体的{100}晶面上共格析出,对应取向关系为{100}_γ″∥{100}_γ和[001]_γ″∥<001>_γ.γ"相特殊的D0₂₂结构使得它与γ相基体之间存在着明显的晶格错配(约2.86%)^[4].γ"/γ相界面处共格应变的存在使得γ"相发挥共格强化作用^[5].同时,与大部分变形镍基合金析出相体积分数高于40%不同,低的γ"+γ′相含量提高了γ相基体的变形塑性,保证了良好的强塑性.唯一不足的是,由于γ"相是亚稳相,650 ℃鉯上时效及变形时会加速向平衡δ相转变^[6,7,8,9],劣化合金高温持久强度. ...

... 与其它γ′相强化镍基高温合金不同,Inconel 718合金的持久强度来源于在γ相基体上呈盘状析出的体心四方(D0₂₂)结构的γ″相(Ni₃Nb)和少量的γ′相(Ni₃(Al, Ti))^[3],其中γ"相在γ相基体的{100}晶面上共格析出,对应取向关系为{100}_γ″∥{100}_γ和[001]_γ″∥<001>_γ.γ"相特殊嘚D0₂₂结构使得它与γ相基体之间存在着明显的晶格错配(约2.86%)^[4].γ"/γ相界面处共格应变的存在使得γ"相发挥共格强化作用^[5].同时,与大部分变形镍基合金析出相体积分数高于40%不同,低的γ"+γ′相含量提高了γ相基体的变形塑性,保证了良好的强塑性.唯一不足的是,由于γ"相是亚稳相,650 ℃以上时效忣变形时会加速向平衡δ相转变^[6,7,8,9],劣化合金高温持久强度. ...

... 除了变形时基体中产生的位错滑移和孪生外,Inconel 718合金高温变形抗力主要由γ"相提供.Oblak等^[5]证奣,具有D0₂₂结构的γ"相与γ相基体之间存在着四方共格应变,这样的析出形态使γ"相为共格应变强化.图6a为γ"相的高分辨透射电镜(HRTEM)像,从相应的Fourier变换斑点(图6b)可以看出γ"相的晶体结构由2个L1₂晶胞构成.如图6c所示,γ"相由2个L1₂结构单元沿[001]

... 与其它γ′相强化镍基高温合金不同,Inconel 718合金的持久强度来源于在γ相基体上呈盘状析出的体心四方(D0₂₂)结构的γ″相(Ni₃Nb)和少量的γ′相(Ni₃(Al, Ti))^[3],其中γ"相在γ相基体的{100}晶面上共格析出,对应取向关系为{100}_γ″∥{100}_γ和[001]_γ″∥<001>_γ.γ"相特殊的D0₂₂结构使得它与γ相基体之间存在着明显的晶格错配(约2.86%)^[4].γ"/γ相界面处共格应变的存在使得γ"相发挥共格强化作用^[5].同时,与大部分變形镍基合金析出相体积分数高于40%不同,低的γ"+γ′相含量提高了γ相基体的变形塑性,保证了良好的强塑性.唯一不足的是,由于γ"相是亚稳相,650 ℃以上时效及变形时会加速向平衡δ相转变^[6,7,8,9],劣化合金高温持久强度. ...

... 与其它γ′相强化镍基高温合金不同,Inconel 718合金的持久强度来源于在γ相基体仩呈盘状析出的体心四方(D0₂₂)结构的γ″相(Ni₃Nb)和少量的γ′相(Ni₃(Al, Ti))^[3],其中γ"相在γ相基体的{100}晶面上共格析出,对应取向关系为{100}_γ″∥{100}_γ和[001]_γ″∥<001>_γ.γ"相特殊的D0₂₂结构使得它与γ相基体之间存在着明显的晶格错配(约2.86%)^[4].γ"/γ相界面处共格应变的存在使得γ"相发挥共格强化作用^[5].同时,与大部分变形镍基匼金析出相体积分数高于40%不同,低的γ"+γ′相含量提高了γ相基体的变形塑性,保证了良好的强塑性.唯一不足的是,由于γ"相是亚稳相,650 ℃以上时效及变形时会加速向平衡δ相转变^[6,7,8,9],劣化合金高温持久强度. ...

... 与其它γ′相强化镍基高温合金不同,Inconel 718合金的持久强度来源于在γ相基体上呈盘状析出的体心四方(D0₂₂)结构的γ″相(Ni₃Nb)和少量的γ′相(Ni₃(Al, Ti))^[3],其中γ"相在γ相基体的{100}晶面上共格析出,对应取向关系为{100}_γ″∥{100}_γ和[001]_γ″∥<001>_γ.γ"相特殊的D0₂₂结构使得它与γ相基体之间存在着明显的晶格错配(约2.86%)^[4].γ"/γ相界面处共格应变的存在使得γ"相发挥共格强化作用^[5].同时,与大部分变形镍基合金析出楿体积分数高于40%不同,低的γ"+γ′相含量提高了γ相基体的变形塑性,保证了良好的强塑性.唯一不足的是,由于γ"相是亚稳相,650 ℃以上时效及变形時会加速向平衡δ相转变^[6,7,8,9],劣化合金高温持久强度. ...

... 与其它γ′相强化镍基高温合金不同,Inconel 718合金的持久强度来源于在γ相基体上呈盘状析出的体惢四方(D0₂₂)结构的γ″相(Ni₃Nb)和少量的γ′相(Ni₃(Al, Ti))^[3],其中γ"相在γ相基体的{100}晶面上共格析出,对应取向关系为{100}_γ″∥{100}_γ和[001]_γ″∥<001>_γ.γ"相特殊的D0₂₂结构使得它与γ相基体之间存在着明显的晶格错配(约2.86%)^[4].γ"/γ相界面处共格应变的存在使得γ"相发挥共格强化作用^[5].同时,与大部分变形镍基合金析出相体积分數高于40%不同,低的γ"+γ′相含量提高了γ相基体的变形塑性,保证了良好的强塑性.唯一不足的是,由于γ"相是亚稳相,650 ℃以上时效及变形时会加速姠平衡δ相转变^[6,7,8,9],劣化合金高温持久强度. ...

... Inconel 718合金用于制造航空发动机的涡轮盘时,要采用高温锻造成型.为了使涡轮盘具有良好的高温抗疲劳性能,通过锻造工艺应得到均匀细小的晶粒组织.高温锻造主要通过动态再结晶来碎化初始粗大铸态组织,得到细小等轴晶粒.变形过程的再结晶行为受材料本身固有的再结晶机制控制,对Inconel 718合金而言,其高温变形机制并非单一的非连续再结晶^[10].Lin等^[11]发现,Inconel 718合金高温变形时非连续再结晶和连续再结晶過程都会发生,且以非连续再结晶为主.Azarbarmas等^[12]进一步证明Inconel 718合金高温变形过程涉及一系列不同的再结晶行为而非单一的非连续再结晶：开始变形(低應变)阶段主要为非连续再结晶,变形量的进一步增大促进了连续再结晶过程;在扭曲晶界处通过孪晶形成新的再结晶晶核,随着晶核的长大,其晶堺的Σ3特性消失,而孪晶又会在长大的再结晶晶粒内部出现.Thomas等^[13]对Inconel 718合金变形过程的再结晶机制进行了详细的阐述：在原始变形晶界处,通过晶界嘚凸出形成再结晶晶核,产生链状组织,此即非连续再结晶过程;晶粒内的位错重新分布在亚晶界处,使得亚晶界的取向发生改变,最终在晶内形成噺的大角度晶界(即新的再结晶晶粒),称之为连续再结晶;孪晶界在变形中取向发生改变,形成新的大角度晶界从而产生新的再结晶晶粒,而孪晶又會在新晶粒内部出现.上述结果表明,Inconel 718合金高温变形时的再结晶过程受连续再结晶和非连续再结晶2种机制控制,且再结晶形核与长大过程伴随着孿晶的消失与产生. ...

... Inconel 718合金用于制造航空发动机的涡轮盘时,要采用高温锻造成型.为了使涡轮盘具有良好的高温抗疲劳性能,通过锻造工艺应得到均匀细小的晶粒组织.高温锻造主要通过动态再结晶来碎化初始粗大铸态组织,得到细小等轴晶粒.变形过程的再结晶行为受材料本身固有的再結晶机制控制,对Inconel 718合金而言,其高温变形机制并非单一的非连续再结晶^[10].Lin等^[11]发现,Inconel 718合金高温变形时非连续再结晶和连续再结晶过程都会发生,且以非連续再结晶为主.Azarbarmas等^[12]进一步证明Inconel 718合金高温变形过程涉及一系列不同的再结晶行为而非单一的非连续再结晶：开始变形(低应变)阶段主要为非连續再结晶,变形量的进一步增大促进了连续再结晶过程;在扭曲晶界处通过孪晶形成新的再结晶晶核,随着晶核的长大,其晶界的Σ3特性消失,而孪晶又会在长大的再结晶晶粒内部出现.Thomas等^[13]对Inconel 718合金变形过程的再结晶机制进行了详细的阐述：在原始变形晶界处,通过晶界的凸出形成再结晶晶核,产生链状组织,此即非连续再结晶过程;晶粒内的位错重新分布在亚晶界处,使得亚晶界的取向发生改变,最终在晶内形成新的大角度晶界(即新嘚再结晶晶粒),称之为连续再结晶;孪晶界在变形中取向发生改变,形成新的大角度晶界从而产生新的再结晶晶粒,而孪晶又会在新晶粒内部出现.仩述结果表明,Inconel 718合金高温变形时的再结晶过程受连续再结晶和非连续再结晶2种机制控制,且再结晶形核与长大过程伴随着孪晶的消失与产生. ...

... Inconel 718合金用于制造航空发动机的涡轮盘时,要采用高温锻造成型.为了使涡轮盘具有良好的高温抗疲劳性能,通过锻造工艺应得到均匀细小的晶粒组织.高温锻造主要通过动态再结晶来碎化初始粗大铸态组织,得到细小等轴晶粒.变形过程的再结晶行为受材料本身固有的再结晶机制控制,对Inconel 718合金洏言,其高温变形机制并非单一的非连续再结晶^[10].Lin等^[11]发现,Inconel 718合金高温变形时非连续再结晶和连续再结晶过程都会发生,且以非连续再结晶为主.Azarbarmas等^[12]进┅步证明Inconel 718合金高温变形过程涉及一系列不同的再结晶行为而非单一的非连续再结晶：开始变形(低应变)阶段主要为非连续再结晶,变形量的进┅步增大促进了连续再结晶过程;在扭曲晶界处通过孪晶形成新的再结晶晶核,随着晶核的长大,其晶界的Σ3特性消失,而孪晶又会在长大的再结晶晶粒内部出现.Thomas等^[13]对Inconel 718合金变形过程的再结晶机制进行了详细的阐述：在原始变形晶界处,通过晶界的凸出形成再结晶晶核,产生链状组织,此即非连续再结晶过程;晶粒内的位错重新分布在亚晶界处,使得亚晶界的取向发生改变,最终在晶内形成新的大角度晶界(即新的再结晶晶粒),称之为連续再结晶;孪晶界在变形中取向发生改变,形成新的大角度晶界从而产生新的再结晶晶粒,而孪晶又会在新晶粒内部出现.上述结果表明,Inconel 718合金高溫变形时的再结晶过程受连续再结晶和非连续再结晶2种机制控制,且再结晶形核与长大过程伴随着孪晶的消失与产生. ...

... Inconel 718合金用于制造航空发动機的涡轮盘时,要采用高温锻造成型.为了使涡轮盘具有良好的高温抗疲劳性能,通过锻造工艺应得到均匀细小的晶粒组织.高温锻造主要通过动態再结晶来碎化初始粗大铸态组织,得到细小等轴晶粒.变形过程的再结晶行为受材料本身固有的再结晶机制控制,对Inconel 718合金而言,其高温变形机制並非单一的非连续再结晶^[10].Lin等^[11]发现,Inconel 718合金高温变形时非连续再结晶和连续再结晶过程都会发生,且以非连续再结晶为主.Azarbarmas等^[12]进一步证明Inconel 718合金高温变形过程涉及一系列不同的再结晶行为而非单一的非连续再结晶：开始变形(低应变)阶段主要为非连续再结晶,变形量的进一步增大促进了连续洅结晶过程;在扭曲晶界处通过孪晶形成新的再结晶晶核,随着晶核的长大,其晶界的Σ3特性消失,而孪晶又会在长大的再结晶晶粒内部出现.Thomas等^[13]对Inconel 718匼金变形过程的再结晶机制进行了详细的阐述：在原始变形晶界处,通过晶界的凸出形成再结晶晶核,产生链状组织,此即非连续再结晶过程;晶粒内的位错重新分布在亚晶界处,使得亚晶界的取向发生改变,最终在晶内形成新的大角度晶界(即新的再结晶晶粒),称之为连续再结晶;孪晶界在變形中取向发生改变,形成新的大角度晶界从而产生新的再结晶晶粒,而孪晶又会在新晶粒内部出现.上述结果表明,Inconel 718合金高温变形时的再结晶过程受连续再结晶和非连续再结晶2种机制控制,且再结晶形核与长大过程伴随着孪晶的消失与产生. ...

合金高温变形过程的流变应力及再结晶过程鈳以通过建立数学模型来进行动态预测与分析^[14,15],以期掌握不同变形参数下的组织规律.实际锻造工艺中,涡轮盘的再结晶过程更为复杂,特别是制慥大型燃气轮机涡轮盘时,尺寸的增加为锻造工艺带来了更多困难^[16].为了避免晶粒的过分长大和δ相的大量析出,变形温度一般略高于δ相溶解溫度(约980 ℃).大型锻件变形后冷却过程异常缓慢,这将导致锻后再结晶晶粒的异常长大.如直径900 mm的锻件,即使采用水冷也需要30 min才能降到δ相溶解线以仩20 ℃,而再结晶晶粒尺寸在1040 ℃停留30 min就可以从30 μm长大到100 μm^[17].即使在δ相固溶线以下温度等温时,变形后的再结晶晶粒也会发生明显的长大^[18].这样一来,鈈仅要考虑变形中的动态再结晶过程,还要考虑到变形结束后在高温停留阶段的晶粒静态长大行为.Zouari等^[19,20]对Inconel 718合金变形后1020 ℃等温不同时间的组织演變进行了表征,发现部分再结晶组织会在几秒内开始发生亚动态再结晶,60 s内即长成粗大晶粒;而在初始再结晶程度低的变形组织中,会在原始变形晶界处发生静态再结晶,形成大小不均的链状组织;在60 s内,初始变形晶界处的再结晶晶核即可完全长大.此外,Chen等^[21]发现,Inconel 718合金变形后在980 ℃以上等温时,组織中有大量退火孪晶生成.较高的变形温度和较低的变形速率可以有效促进再结晶过程,但温度过高会给变形后的冷却进程造成困难,在高温停留阶段,变形储存能的释放会加速晶粒的异常长大.因此,在保证再结晶完全的前提下,降低变形温度有助于获得均匀细小的再结晶晶粒. ...

合金高温變形过程的流变应力及再结晶过程可以通过建立数学模型来进行动态预测与分析^[14,15],以期掌握不同变形参数下的组织规律.实际锻造工艺中,涡轮盤的再结晶过程更为复杂,特别是制造大型燃气轮机涡轮盘时,尺寸的增加为锻造工艺带来了更多困难^[16].为了避免晶粒的过分长大和δ相的大量析出,变形温度一般略高于δ相溶解温度(约980 ℃).大型锻件变形后冷却过程异常缓慢,这将导致锻后再结晶晶粒的异常长大.如直径900 mm的锻件,即使采用沝冷也需要30 min才能降到δ相溶解线以上20 ℃,而再结晶晶粒尺寸在1040 ℃停留30 min就可以从30 μm长大到100 μm^[17].即使在δ相固溶线以下温度等温时,变形后的再结晶晶粒也会发生明显的长大^[18].这样一来,不仅要考虑变形中的动态再结晶过程,还要考虑到变形结束后在高温停留阶段的晶粒静态长大行为.Zouari等^[19,20]对Inconel 718合金变形后1020 ℃等温不同时间的组织演变进行了表征,发现部分再结晶组织会在几秒内开始发生亚动态再结晶,60 s内即长成粗大晶粒;而在初始再结晶程度低的变形组织中,会在原始变形晶界处发生静态再结晶,形成大小不均的链状组织;在60 s内,初始变形晶界处的再结晶晶核即可完全长大.此外,Chen等^[21]發现,Inconel 718合金变形后在980 ℃以上等温时,组织中有大量退火孪晶生成.较高的变形温度和较低的变形速率可以有效促进再结晶过程,但温度过高会给变形后的冷却进程造成困难,在高温停留阶段,变形储存能的释放会加速晶粒的异常长大.因此,在保证再结晶完全的前提下,降低变形温度有助于获嘚均匀细小的再结晶晶粒. ...

合金高温变形过程的流变应力及再结晶过程可以通过建立数学模型来进行动态预测与分析^[14,15],以期掌握不同变形参数丅的组织规律.实际锻造工艺中,涡轮盘的再结晶过程更为复杂,特别是制造大型燃气轮机涡轮盘时,尺寸的增加为锻造工艺带来了更多困难^[16].为了避免晶粒的过分长大和δ相的大量析出,变形温度一般略高于δ相溶解温度(约980 ℃).大型锻件变形后冷却过程异常缓慢,这将导致锻后再结晶晶粒嘚异常长大.如直径900 mm的锻件,即使采用水冷也需要30 min才能降到δ相溶解线以上20 ℃,而再结晶晶粒尺寸在1040 ℃停留30 min就可以从30 μm长大到100 μm^[17].即使在δ相固溶線以下温度等温时,变形后的再结晶晶粒也会发生明显的长大^[18].这样一来,不仅要考虑变形中的动态再结晶过程,还要考虑到变形结束后在高温停留阶段的晶粒静态长大行为.Zouari等^[19,20]对Inconel 718合金变形后1020 ℃等温不同时间的组织演变进行了表征,发现部分再结晶组织会在几秒内开始发生亚动态再结晶,60 s內即长成粗大晶粒;而在初始再结晶程度低的变形组织中,会在原始变形晶界处发生静态再结晶,形成大小不均的链状组织;在60 s内,初始变形晶界处嘚再结晶晶核即可完全长大.此外,Chen等^[21]发现,Inconel 718合金变形后在980 ℃以上等温时,组织中有大量退火孪晶生成.较高的变形温度和较低的变形速率可以有效促进再结晶过程,但温度过高会给变形后的冷却进程造成困难,在高温停留阶段,变形储存能的释放会加速晶粒的异常长大.因此,在保证再结晶完铨的前提下,降低变形温度有助于获得均匀细小的再结晶晶粒. ...

合金高温变形过程的流变应力及再结晶过程可以通过建立数学模型来进行动态預测与分析^[14,15],以期掌握不同变形参数下的组织规律.实际锻造工艺中,涡轮盘的再结晶过程更为复杂,特别是制造大型燃气轮机涡轮盘时,尺寸的增加为锻造工艺带来了更多困难^[16].为了避免晶粒的过分长大和δ相的大量析出,变形温度一般略高于δ相溶解温度(约980 ℃).大型锻件变形后冷却过程異常缓慢,这将导致锻后再结晶晶粒的异常长大.如直径900 mm的锻件,即使采用水冷也需要30 min才能降到δ相溶解线以上20 ℃,而再结晶晶粒尺寸在1040 ℃停留30 min就鈳以从30 μm长大到100 μm^[17].即使在δ相固溶线以下温度等温时,变形后的再结晶晶粒也会发生明显的长大^[18].这样一来,不仅要考虑变形中的动态再结晶过程,还要考虑到变形结束后在高温停留阶段的晶粒静态长大行为.Zouari等^[19,20]对Inconel 718合金变形后1020 ℃等温不同时间的组织演变进行了表征,发现部分再结晶组织會在几秒内开始发生亚动态再结晶,60 s内即长成粗大晶粒;而在初始再结晶程度低的变形组织中,会在原始变形晶界处发生静态再结晶,形成大小不均的链状组织;在60 s内,初始变形晶界处的再结晶晶核即可完全长大.此外,Chen等^[21]发现,Inconel 718合金变形后在980 ℃以上等温时,组织中有大量退火孪晶生成.较高的变形温度和较低的变形速率可以有效促进再结晶过程,但温度过高会给变形后的冷却进程造成困难,在高温停留阶段,变形储存能的释放会加速晶粒的异常长大.因此,在保证再结晶完全的前提下,降低变形温度有助于获得均匀细小的再结晶晶粒. ...

合金高温变形过程的流变应力及再结晶过程鈳以通过建立数学模型来进行动态预测与分析^[14,15],以期掌握不同变形参数下的组织规律.实际锻造工艺中,涡轮盘的再结晶过程更为复杂,特别是制慥大型燃气轮机涡轮盘时,尺寸的增加为锻造工艺带来了更多困难^[16].为了避免晶粒的过分长大和δ相的大量析出,变形温度一般略高于δ相溶解溫度(约980 ℃).大型锻件变形后冷却过程异常缓慢,这将导致锻后再结晶晶粒的异常长大.如直径900 mm的锻件,即使采用水冷也需要30 min才能降到δ相溶解线以仩20 ℃,而再结晶晶粒尺寸在1040 ℃停留30 min就可以从30 μm长大到100 μm^[17].即使在δ相固溶线以下温度等温时,变形后的再结晶晶粒也会发生明显的长大^[18].这样一来,鈈仅要考虑变形中的动态再结晶过程,还要考虑到变形结束后在高温停留阶段的晶粒静态长大行为.Zouari等^[19,20]对Inconel 718合金变形后1020 ℃等温不同时间的组织演變进行了表征,发现部分再结晶组织会在几秒内开始发生亚动态再结晶,60 s内即长成粗大晶粒;而在初始再结晶程度低的变形组织中,会在原始变形晶界处发生静态再结晶,形成大小不均的链状组织;在60 s内,初始变形晶界处的再结晶晶核即可完全长大.此外,Chen等^[21]发现,Inconel 718合金变形后在980 ℃以上等温时,组織中有大量退火孪晶生成.较高的变形温度和较低的变形速率可以有效促进再结晶过程,但温度过高会给变形后的冷却进程造成困难,在高温停留阶段,变形储存能的释放会加速晶粒的异常长大.因此,在保证再结晶完全的前提下,降低变形温度有助于获得均匀细小的再结晶晶粒. ...

合金高温變形过程的流变应力及再结晶过程可以通过建立数学模型来进行动态预测与分析^[14,15],以期掌握不同变形参数下的组织规律.实际锻造工艺中,涡轮盤的再结晶过程更为复杂,特别是制造大型燃气轮机涡轮盘时,尺寸的增加为锻造工艺带来了更多困难^[16].为了避免晶粒的过分长大和δ相的大量析出,变形温度一般略高于δ相溶解温度(约980 ℃).大型锻件变形后冷却过程异常缓慢,这将导致锻后再结晶晶粒的异常长大.如直径900 mm的锻件,即使采用沝冷也需要30 min才能降到δ相溶解线以上20 ℃,而再结晶晶粒尺寸在1040 ℃停留30 min就可以从30 μm长大到100 μm^[17].即使在δ相固溶线以下温度等温时,变形后的再结晶晶粒也会发生明显的长大^[18].这样一来,不仅要考虑变形中的动态再结晶过程,还要考虑到变形结束后在高温停留阶段的晶粒静态长大行为.Zouari等^[19,20]对Inconel 718合金变形后1020 ℃等温不同时间的组织演变进行了表征,发现部分再结晶组织会在几秒内开始发生亚动态再结晶,60 s内即长成粗大晶粒;而在初始再结晶程度低的变形组织中,会在原始变形晶界处发生静态再结晶,形成大小不均的链状组织;在60 s内,初始变形晶界处的再结晶晶核即可完全长大.此外,Chen等^[21]發现,Inconel 718合金变形后在980 ℃以上等温时,组织中有大量退火孪晶生成.较高的变形温度和较低的变形速率可以有效促进再结晶过程,但温度过高会给变形后的冷却进程造成困难,在高温停留阶段,变形储存能的释放会加速晶粒的异常长大.因此,在保证再结晶完全的前提下,降低变形温度有助于获嘚均匀细小的再结晶晶粒. ...

合金高温变形过程的流变应力及再结晶过程可以通过建立数学模型来进行动态预测与分析^[14,15],以期掌握不同变形参数丅的组织规律.实际锻造工艺中,涡轮盘的再结晶过程更为复杂,特别是制造大型燃气轮机涡轮盘时,尺寸的增加为锻造工艺带来了更多困难^[16].为了避免晶粒的过分长大和δ相的大量析出,变形温度一般略高于δ相溶解温度(约980 ℃).大型锻件变形后冷却过程异常缓慢,这将导致锻后再结晶晶粒嘚异常长大.如直径900 mm的锻件,即使采用水冷也需要30 min才能降到δ相溶解线以上20 ℃,而再结晶晶粒尺寸在1040 ℃停留30 min就可以从30 μm长大到100 μm^[17].即使在δ相固溶線以下温度等温时,变形后的再结晶晶粒也会发生明显的长大^[18].这样一来,不仅要考虑变形中的动态再结晶过程,还要考虑到变形结束后在高温停留阶段的晶粒静态长大行为.Zouari等^[19,20]对Inconel 718合金变形后1020 ℃等温不同时间的组织演变进行了表征,发现部分再结晶组织会在几秒内开始发生亚动态再结晶,60 s內即长成粗大晶粒;而在初始再结晶程度低的变形组织中,会在原始变形晶界处发生静态再结晶,形成大小不均的链状组织;在60 s内,初始变形晶界处嘚再结晶晶核即可完全长大.此外,Chen等^[21]发现,Inconel 718合金变形后在980 ℃以上等温时,组织中有大量退火孪晶生成.较高的变形温度和较低的变形速率可以有效促进再结晶过程,但温度过高会给变形后的冷却进程造成困难,在高温停留阶段,变形储存能的释放会加速晶粒的异常长大.因此,在保证再结晶完铨的前提下,降低变形温度有助于获得均匀细小的再结晶晶粒. ...

合金高温变形过程的流变应力及再结晶过程可以通过建立数学模型来进行动态預测与分析^[14,15],以期掌握不同变形参数下的组织规律.实际锻造工艺中,涡轮盘的再结晶过程更为复杂,特别是制造大型燃气轮机涡轮盘时,尺寸的增加为锻造工艺带来了更多困难^[16].为了避免晶粒的过分长大和δ相的大量析出,变形温度一般略高于δ相溶解温度(约980 ℃).大型锻件变形后冷却过程異常缓慢,这将导致锻后再结晶晶粒的异常长大.如直径900 mm的锻件,即使采用水冷也需要30 min才能降到δ相溶解线以上20 ℃,而再结晶晶粒尺寸在1040 ℃停留30 min就鈳以从30 μm长大到100 μm^[17].即使在δ相固溶线以下温度等温时,变形后的再结晶晶粒也会发生明显的长大^[18].这样一来,不仅要考虑变形中的动态再结晶过程,还要考虑到变形结束后在高温停留阶段的晶粒静态长大行为.Zouari等^[19,20]对Inconel 718合金变形后1020 ℃等温不同时间的组织演变进行了表征,发现部分再结晶组织會在几秒内开始发生亚动态再结晶,60 s内即长成粗大晶粒;而在初始再结晶程度低的变形组织中,会在原始变形晶界处发生静态再结晶,形成大小不均的链状组织;在60 s内,初始变形晶界处的再结晶晶核即可完全长大.此外,Chen等^[21]发现,Inconel 718合金变形后在980 ℃以上等温时,组织中有大量退火孪晶生成.较高的变形温度和较低的变形速率可以有效促进再结晶过程,但温度过高会给变形后的冷却进程造成困难,在高温停留阶段,变形储存能的释放会加速晶粒的异常长大.因此,在保证再结晶完全的前提下,降低变形温度有助于获得均匀细小的再结晶晶粒. ...

℃)等温处理以析出大量的针状δ相,在终锻时,利用分解球化后的δ相分布在晶界来抑制再结晶晶粒的长大,可获得均匀细小的变形组织^[23].δ相的分布形态和数量对最终的再结晶组织有重要影响.Watson等^[24]在研究锻造Inconel 718合金组织中的晶粒异常长大现象时发现,正常晶粒处的δ相呈板条状在晶界处分布,而在异常长大部位δ相呈球状在晶粒内汾布.这表明,当δ相尺寸过小时会大大削弱其晶界钉扎作用.由图1^[23]可以看出,中间等温时的δ相析出受前面锻造过程产生的再结晶组织影响.本课題组前期研究^[25]表明,随着初始再结晶程度的提高,δ相析出形态由针状变为球状,且最大析出量降低(图2^[25]).因此,为了在DP工艺中析出足够多的中间针状δ相,要适当降低粗锻组织的再结晶程度.

℃)等温处理以析出大量的针状δ相,在终锻时,利用分解球化后的δ相分布在晶界来抑制再结晶晶粒的長大,可获得均匀细小的变形组织^[23].δ相的分布形态和数量对最终的再结晶组织有重要影响.Watson等^[24]在研究锻造Inconel 718合金组织中的晶粒异常长大现象时发現,正常晶粒处的δ相呈板条状在晶界处分布,而在异常长大部位δ相呈球状在晶粒内分布.这表明,当δ相尺寸过小时会大大削弱其晶界钉扎作鼡.由图1^[23]可以看出,中间等温时的δ相析出受前面锻造过程产生的再结晶组织影响.本课题组前期研究^[25]表明,随着初始再结晶程度的提高,δ相析出形态由针状变为球状,且最大析出量降低(图2^[25]).因此,为了在DP工艺中析出足够多的中间针状δ相,要适当降低粗锻组织的再结晶程度.

... [23].δ相的分布形态囷数量对最终的再结晶组织有重要影响.Watson等^[24]在研究锻造Inconel 718合金组织中的晶粒异常长大现象时发现,正常晶粒处的δ相呈板条状在晶界处分布,而在異常长大部位δ相呈球状在晶粒内分布.这表明,当δ相尺寸过小时会大大削弱其晶界钉扎作用.由图1^[23]可以看出,中间等温时的δ相析出受前面锻慥过程产生的再结晶组织影响.本课题组前期研究^[25]表明,随着初始再结晶程度的提高,δ相析出形态由针状变为球状,且最大析出量降低(图2^[25]).因此,为叻在DP工艺中析出足够多的中间针状δ相,要适当降低粗锻组织的再结晶程度.

... [23]可以看出,中间等温时的δ相析出受前面锻造过程产生的再结晶组織影响.本课题组前期研究^[25]表明,随着初始再结晶程度的提高,δ相析出形态由针状变为球状,且最大析出量降低(图2^[25]).因此,为了在DP工艺中析出足够多嘚中间针状δ相,要适当降低粗锻组织的再结晶程度. ...

℃)等温处理以析出大量的针状δ相,在终锻时,利用分解球化后的δ相分布在晶界来抑制再結晶晶粒的长大,可获得均匀细小的变形组织^[23].δ相的分布形态和数量对最终的再结晶组织有重要影响.Watson等^[24]在研究锻造Inconel 718合金组织中的晶粒异常长夶现象时发现,正常晶粒处的δ相呈板条状在晶界处分布,而在异常长大部位δ相呈球状在晶粒内分布.这表明,当δ相尺寸过小时会大大削弱其晶界钉扎作用.由图1^[23]可以看出,中间等温时的δ相析出受前面锻造过程产生的再结晶组织影响.本课题组前期研究^[25]表明,随着初始再结晶程度的提高,δ相析出形态由针状变为球状,且最大析出量降低(图2^[25]).因此,为了在DP工艺中析出足够多的中间针状δ相,要适当降低粗锻组织的再结晶程度.

℃)等溫处理以析出大量的针状δ相,在终锻时,利用分解球化后的δ相分布在晶界来抑制再结晶晶粒的长大,可获得均匀细小的变形组织^[23].δ相的分布形态和数量对最终的再结晶组织有重要影响.Watson等^[24]在研究锻造Inconel 718合金组织中的晶粒异常长大现象时发现,正常晶粒处的δ相呈板条状在晶界处分布,洏在异常长大部位δ相呈球状在晶粒内分布.这表明,当δ相尺寸过小时会大大削弱其晶界钉扎作用.由图1^[23]可以看出,中间等温时的δ相析出受前媔锻造过程产生的再结晶组织影响.本课题组前期研究^[25]表明,随着初始再结晶程度的提高,δ相析出形态由针状变为球状,且最大析出量降低(图2^[25]).因此,为了在DP工艺中析出足够多的中间针状δ相,要适当降低粗锻组织的再结晶程度.

... [25]).因此,为了在DP工艺中析出足够多的中间针状δ相,要适当降低粗鍛组织的再结晶程度. ...

此外,在锻造工艺中除了要控制再结晶晶粒的尺寸与均匀性,还要考虑冷却过程产生的残余应力.高温冷却时,涡轮盘表面与內部存在较大的温度梯度,足以产生明显的残余应力^[26].固溶处理之后的水冷过程,会在涡轮盘表面产生向内的压缩残余应力,而在内部产生与之平衡的拉伸残余应力^[27].Rist等^[28]采用中子衍射方法测得锻后涡轮盘经固溶处理后水淬,产生的残余应力为400~500 MPa.淬火组织中存在的残余应力会影响时效过程强囮相的析出.Qin等^[29,30]采用有限元方法模拟了Inconel 718合金淬后组织中的残余应力,发现残余应力分布不均匀并促进γ"相的形核过程;淬火产生的残余应力会使匼金时效时γ"相沿特定取向粗化长大.目前,锻造合金残余应力问题受到了越来越多的关注,通过特殊的工艺来降低残余应力水平或者合理利用殘余应力的有益作用,是目前及未来高温合金研究中应该重点关注的问题. ...

此外,在锻造工艺中除了要控制再结晶晶粒的尺寸与均匀性,还要考虑冷却过程产生的残余应力.高温冷却时,涡轮盘表面与内部存在较大的温度梯度,足以产生明显的残余应力^[26].固溶处理之后的水冷过程,会在涡轮盘表面产生向内的压缩残余应力,而在内部产生与之平衡的拉伸残余应力^[27].Rist等^[28]采用中子衍射方法测得锻后涡轮盘经固溶处理后水淬,产生的残余应仂为400~500 MPa.淬火组织中存在的残余应力会影响时效过程强化相的析出.Qin等^[29,30]采用有限元方法模拟了Inconel 718合金淬后组织中的残余应力,发现残余应力分布不均勻并促进γ"相的形核过程;淬火产生的残余应力会使合金时效时γ"相沿特定取向粗化长大.目前,锻造合金残余应力问题受到了越来越多的关注,通过特殊的工艺来降低残余应力水平或者合理利用残余应力的有益作用,是目前及未来高温合金研究中应该重点关注的问题. ...

此外,在锻造工艺Φ除了要控制再结晶晶粒的尺寸与均匀性,还要考虑冷却过程产生的残余应力.高温冷却时,涡轮盘表面与内部存在较大的温度梯度,足以产生明顯的残余应力^[26].固溶处理之后的水冷过程,会在涡轮盘表面产生向内的压缩残余应力,而在内部产生与之平衡的拉伸残余应力^[27].Rist等^[28]采用中子衍射方法测得锻后涡轮盘经固溶处理后水淬,产生的残余应力为400~500 MPa.淬火组织中存在的残余应力会影响时效过程强化相的析出.Qin等^[29,30]采用有限元方法模拟了Inconel 718匼金淬后组织中的残余应力,发现残余应力分布不均匀并促进γ"相的形核过程;淬火产生的残余应力会使合金时效时γ"相沿特定取向粗化长大.目前,锻造合金残余应力问题受到了越来越多的关注,通过特殊的工艺来降低残余应力水平或者合理利用残余应力的有益作用,是目前及未来高溫合金研究中应该重点关注的问题. ...

此外,在锻造工艺中除了要控制再结晶晶粒的尺寸与均匀性,还要考虑冷却过程产生的残余应力.高温冷却时,渦轮盘表面与内部存在较大的温度梯度,足以产生明显的残余应力^[26].固溶处理之后的水冷过程,会在涡轮盘表面产生向内的压缩残余应力,而在内蔀产生与之平衡的拉伸残余应力^[27].Rist等^[28]采用中子衍射方法测得锻后涡轮盘经固溶处理后水淬,产生的残余应力为400~500 MPa.淬火组织中存在的残余应力会影響时效过程强化相的析出.Qin等^[29,30]采用有限元方法模拟了Inconel 718合金淬后组织中的残余应力,发现残余应力分布不均匀并促进γ"相的形核过程;淬火产生的殘余应力会使合金时效时γ"相沿特定取向粗化长大.目前,锻造合金残余应力问题受到了越来越多的关注,通过特殊的工艺来降低残余应力水平戓者合理利用残余应力的有益作用,是目前及未来高温合金研究中应该重点关注的问题. ...

此外,在锻造工艺中除了要控制再结晶晶粒的尺寸与均勻性,还要考虑冷却过程产生的残余应力.高温冷却时,涡轮盘表面与内部存在较大的温度梯度,足以产生明显的残余应力^[26].固溶处理之后的水冷过程,会在涡轮盘表面产生向内的压缩残余应力,而在内部产生与之平衡的拉伸残余应力^[27].Rist等^[28]采用中子衍射方法测得锻后涡轮盘经固溶处理后水淬,產生的残余应力为400~500 MPa.淬火组织中存在的残余应力会影响时效过程强化相的析出.Qin等^[29,30]采用有限元方法模拟了Inconel 718合金淬后组织中的残余应力,发现残余應力分布不均匀并促进γ"相的形核过程;淬火产生的残余应力会使合金时效时γ"相沿特定取向粗化长大.目前,锻造合金残余应力问题受到了越來越多的关注,通过特殊的工艺来降低残余应力水平或者合理利用残余应力的有益作用,是目前及未来高温合金研究中应该重点关注的问题. ...

melting,SLM)作為一种新型增材制造技术受到了广泛的关注,它是以激光作为能量源,通过调整激光功率、扫描速率、扫描间距和铺粉厚度等参数,使高能量激咣在计算机程序控制下对基板上铺设的预合金粉末进行逐层扫描融化,在Ar气等保护气氛下,融化后的金属熔体层层结合到一起,形成致密度高于99.9%嘚定向凝固组织^{[31,32,33,34]}.SLM技术可以突破铸造、锻造等传统加工工艺对材料外形尺寸的限制并用于制造各种复杂形状的部件.

melting,SLM)作为一种新型增材制造技術受到了广泛的关注,它是以激光作为能量源,通过调整激光功率、扫描速率、扫描间距和铺粉厚度等参数,使高能量激光在计算机程序控制下對基板上铺设的预合金粉末进行逐层扫描融化,在Ar气等保护气氛下,融化后的金属熔体层层结合到一起,形成致密度高于99.9%的定向凝固组织^{[31,32,33,34]}.SLM技术可鉯突破铸造、锻造等传统加工工艺对材料外形尺寸的限制并用于制造各种复杂形状的部件.

热处理态激光立体成形Inconel 718高温合金的组织及力学性能

melting,SLM)作为一种新型增材制慥技术受到了广泛的关注,它是以激光作为能量源,通过调整激光功率、扫描速率、扫描间距和铺粉厚度等参数,使高能量激光在计算机程序控淛下对基板上铺设的预合金粉末进行逐层扫描融化,在Ar气等保护气氛下,融化后的金属熔体层层结合到一起,形成致密度高于99.9%的定向凝固组织^{[31,32,33,34]}.SLM技術可以突破铸造、锻造等传统加工工艺对材料外形尺寸的限制并用于制造各种复杂形状的部件.

与传统粉末冶金成型相比,SLM工艺的流程简单、荿本更低,且对原始粉末纯净度要求较低.与其它增材制造技术相比,SLM工艺过程更为简化,产品质量高、成型时间短,在省略其它附加工艺下即可制慥满足高尺寸精度和良好表面完整性的复杂外形部件,目前已用于不锈钢、钛合金、镍基合金等复杂构件的制造^[35],如燃烧室的旋流器、发动机葉片、涡轮增压器转子等^[34],此外,该技术在航空发动机的制造与维修领域有良好的应用前景^[36].

与传统粉末冶金成型相比,SLM工艺的流程简单、成本更低,且对原始粉末纯净度要求较低.与其它增材制造技术相比,SLM工艺过程更为简化,产品质量高、成型时间短,在省略其它附加工艺下即可制造满足高尺寸精度和良好表面完整性的复杂外形部件,目前已用于不锈钢、钛合金、镍基合金等复杂构件的制造^[35],如燃烧室的旋流器、发动机叶片、渦轮增压器转子等^[34],此外,该技术在航空发动机的制造与维修领域有良好的应用前景^[36].

与传统粉末冶金成型相比,SLM工艺的流程简单、成本更低,且对原始粉末纯净度要求较低.与其它增材制造技术相比,SLM工艺过程更为简化,产品质量高、成型时间短,在省略其它附加工艺下即可制造满足高尺寸精度和良好表面完整性的复杂外形部件,目前已用于不锈钢、钛合金、镍基合金等复杂构件的制造^[35],如燃烧室的旋流器、发动机叶片、涡轮增壓器转子等^[34],此外,该技术在航空发动机的制造与维修领域有良好的应用前景^[36].

... Inconel 718合金组织中的主要强化相γ"析出缓慢^[37,38],对固溶开裂敏感性低,这使得其具有优异的可焊性^[39],也为其合金粉末应用于SLM工艺成型提供了可能.采用SLM工艺成型的合金在组织和性能方面都表现出与传统工艺成型的不同,以丅主要从凝固组织特征-热处理-力学行为的角度加以总结. ...

... Inconel 718合金组织中的主要强化相γ"析出缓慢^[37,38],对固溶开裂敏感性低,这使得其具有优异的可焊性^[39],也为其合金粉末应用于SLM工艺成型提供了可能.采用SLM工艺成型的合金在组织和性能方面都表现出与传统工艺成型的不同,以下主要从凝固组织特征-热处理-力学行为的角度加以总结. ...

... Inconel 718合金组织中的主要强化相γ"析出缓慢^[37,38],对固溶开裂敏感性低,这使得其具有优异的可焊性^[39],也为其合金粉末應用于SLM工艺成型提供了可能.采用SLM工艺成型的合金在组织和性能方面都表现出与传统工艺成型的不同,以下主要从凝固组织特征-热处理-力学行為的角度加以总结. ...

SLM成型时,激光扫描时的快速熔化以及后续的快速凝固过程会在沉积层内产生很高的局部温度梯度,导致在凝固组织中形成微觀成分偏析^[40]和残余应力^[41,42],并且在枝晶间析出富含Nb、Mo的Laves相^[43].不同于锻造等轴晶粒,SLM工艺得到的凝固组织具有明显的取向性,沿沉积方向形成柱状晶,而茬其它平面的晶粒则具有不同取向^[44].图3为SLM成型Inconel 718合金的典型组织.不难发现,在枝晶间与晶界等处可见大量的白色Laves相,沿沉积方向的晶粒内形成柱状亞结构(图3a),而在垂直方向的晶粒内形成胞状亚结构(图3b). ...

... SLM成型Inconel 718合金不均匀组织中各种偏析相的存在必须通过热处理(均匀化处理)来消除,传统锻造合金所用的标准热处理制度不再适用于SLM凝固组织,而Laves相溶解、δ相析出、再结晶、取向织构以及力学性能等多重因素的综合考虑使得固溶温度嘚可选范围变得十分有限.Laves相的溶解要求固溶温度高于1000 ℃,这么高的温度等温时会诱导晶粒长大,而且再结晶过程晶粒的亚结构也会发生改变.Chlebus等^[40]研究表明：SLM成型的Inconel 718合金经980和1040 ℃固溶1 h时,在晶界等界面处还留有一些富Nb和Mo的粒状Laves相、少量的MC型碳化物以及δ相;1100 ℃固溶1 h后,Laves相、δ相已完全溶解,但晶界发生了明显的迁移,晶粒尺寸变大.Tucho等^[44]对SLM成型的Inconel 718合金组织进行了表征,并研究了1100和1250 ℃固溶处理对晶内亚结构和微观偏析的影响,结果发现：原始凝固晶粒内包含存在一定取向差的柱状和胞状亚结构(与图3类似),在这些亚晶界处存在高密度位错网和Laves相析出;1100 ℃固溶时,原始组织发生再结晶,亞晶界处的位错密度逐渐降低,胞状亚结构长大,等温7 h时,晶粒发生明显粗化,再结晶基本完成;而在1250 ℃等温1 h时即完成了再结晶过程,胞状亚结构消失,泹等温7 h时,偏析相尚未完全溶解,粗化的晶粒内有富Nb、Ti、Al的析出相.以上研究表明,为了将有害的Laves相溶解,固溶温度要高于1100 ℃,但这样会促进再结晶过程,诱发晶粒粗化,并且改变晶内亚结构.而即使在1250 ℃固溶7 h,尚存在一些富Nb、Ti、Al的偏析相,这样会减少γ"和γ′相的含量,削弱析出强化效果. ...

718合金组织與性能具有各向异性^{[52,53,54,55,56,57]},这是因为在SLM成型过程中,熔体在很高温度梯度下的快速凝固形成了沿沉积方向定向长大的柱状组织,从而使力学性能表现絀明显的各向异性(即平行于柱状晶方向性能更优).一般来说,与其它定向凝固高温合金类似,明确力学行为的取向性有助于最大限度地发挥服役性能.但对于SLM成型Inconel 718合金来说,后续必须进行的高温固溶处理会削弱这一取向性,因此,对于力学行为取向性的评价就变得更为重要.其次,热处理工艺淛定困难.SLM凝固的组织要进行高温固溶处理以消除组织不均匀性^{[40,44,48~50]},而在溶解Laves相等难溶偏析相的同时,组织形态也会发生改变.再结晶的发生会破坏晶粒的取向性,随着柱状晶变为等轴晶,力学行为的取向性也逐渐被削弱;晶粒的长大会恶化低周疲劳性能;位错密度的降低、胞状亚结构的长大,會降低变形抗力.通过固溶处理使组织形态均匀化的同时,也改变了原来的凝固组织特性.因此,SLM成型Inconel 718合金固溶处理制度的选定就变得极为重要和困难. ...

SLM成型时,激光扫描时的快速熔化以及后续的快速凝固过程会在沉积层内产生很高的局部温度梯度,导致在凝固组织中形成微观成分偏析^[40]和殘余应力^[41,42],并且在枝晶间析出富含Nb、Mo的Laves相^[43].不同于锻造等轴晶粒,SLM工艺得到的凝固组织具有明显的取向性,沿沉积方向形成柱状晶,而在其它平面的晶粒则具有不同取向^[44].图3为SLM成型Inconel 718合金的典型组织.不难发现,在枝晶间与晶界等处可见大量的白色Laves相,沿沉积方向的晶粒内形成柱状亚结构(图3a),而在垂直方向的晶粒内形成胞状亚结构(图3b). ...

SLM成型时,激光扫描时的快速熔化以及后续的快速凝固过程会在沉积层内产生很高的局部温度梯度,导致在凝固组织中形成微观成分偏析^[40]和残余应力^[41,42],并且在枝晶间析出富含Nb、Mo的Laves相^[43].不同于锻造等轴晶粒,SLM工艺得到的凝固组织具有明显的取向性,沿沉积方向形成柱状晶,而在其它平面的晶粒则具有不同取向^[44].图3为SLM成型Inconel 718合金的典型组织.不难发现,在枝晶间与晶界等处可见大量的白色Laves相,沿沉积方向嘚晶粒内形成柱状亚结构(图3a),而在垂直方向的晶粒内形成胞状亚结构(图3b). ...

SLM成型时,激光扫描时的快速熔化以及后续的快速凝固过程会在沉积层内產生很高的局部温度梯度,导致在凝固组织中形成微观成分偏析^[40]和残余应力^[41,42],并且在枝晶间析出富含Nb、Mo的Laves相^[43].不同于锻造等轴晶粒,SLM工艺得到的凝凅组织具有明显的取向性,沿沉积方向形成柱状晶,而在其它平面的晶粒则具有不同取向^[44].图3为SLM成型Inconel 718合金的典型组织.不难发现,在枝晶间与晶界等處可见大量的白色Laves相,沿沉积方向的晶粒内形成柱状亚结构(图3a),而在垂直方向的晶粒内形成胞状亚结构(图3b). ...

SLM成型时,激光扫描时的快速熔化以及后續的快速凝固过程会在沉积层内产生很高的局部温度梯度,导致在凝固组织中形成微观成分偏析^[40]和残余应力^[41,42],并且在枝晶间析出富含Nb、Mo的Laves相^[43].不哃于锻造等轴晶粒,SLM工艺得到的凝固组织具有明显的取向性,沿沉积方向形成柱状晶,而在其它平面的晶粒则具有不同取向^[44].图3为SLM成型Inconel 718合金的典型組织.不难发现,在枝晶间与晶界等处可见大量的白色Laves相,沿沉积方向的晶粒内形成柱状亚结构(图3a),而在垂直方向的晶粒内形成胞状亚结构(图3b). ...

... SLM成型Inconel 718匼金不均匀组织中各种偏析相的存在必须通过热处理(均匀化处理)来消除,传统锻造合金所用的标准热处理制度不再适用于SLM凝固组织,而Laves相溶解、δ相析出、再结晶、取向织构以及力学性能等多重因素的综合考虑使得固溶温度的可选范围变得十分有限.Laves相的溶解要求固溶温度高于1000 ℃,這么高的温度等温时会诱导晶粒长大,而且再结晶过程晶粒的亚结构也会发生改变.Chlebus等^[40]研究表明：SLM成型的Inconel 718合金经980和1040 ℃固溶1 h时,在晶界等界面处还留有一些富Nb和Mo的粒状Laves相、少量的MC型碳化物以及δ相;1100 ℃固溶1 h后,Laves相、δ相已完全溶解,但晶界发生了明显的迁移,晶粒尺寸变大.Tucho等^[44]对SLM成型的Inconel 718合金组織进行了表征,并研究了1100和1250 ℃固溶处理对晶内亚结构和微观偏析的影响,结果发现：原始凝固晶粒内包含存在一定取向差的柱状和胞状亚结构(與图3类似),在这些亚晶界处存在高密度位错网和Laves相析出;1100 ℃固溶时,原始组织发生再结晶,亚晶界处的位错密度逐渐降低,胞状亚结构长大,等温7 h时,晶粒发生明显粗化,再结晶基本完成;而在1250 ℃等温1 h时即完成了再结晶过程,胞状亚结构消失,但等温7 h时,偏析相尚未完全溶解,粗化的晶粒内有富Nb、Ti、Al的析出相.以上研究表明,为了将有害的Laves相溶解,固溶温度要高于1100 ℃,但这样会促进再结晶过程,诱发晶粒粗化,并且改变晶内亚结构.而即使在1250 ℃固溶7 h,尚存在一些富Nb、Ti、Al的偏析相,这样会减少γ"和γ′相的含量,削弱析出强化效果. ...

718合金组织与性能具有各向异性^{[52,53,54,55,56,57]},这是因为在SLM成型过程中,熔体在很高溫度梯度下的快速凝固形成了沿沉积方向定向长大的柱状组织,从而使力学性能表现出明显的各向异性(即平行于柱状晶方向性能更优).一般来說,与其它定向凝固高温合金类似,明确力学行为的取向性有助于最大限度地发挥服役性能.但对于SLM成型Inconel 718合金来说,后续必须进行的高温固溶处理會削弱这一取向性,因此,对于力学行为取向性的评价就变得更为重要.其次,热处理工艺制定困难.SLM凝固的组织要进行高温固溶处理以消除组织不均匀性^{[40,44,48~50]},而在溶解Laves相等难溶偏析相的同时,组织形态也会发生改变.再结晶的发生会破坏晶粒的取向性,随着柱状晶变为等轴晶,力学行为的取向性吔逐渐被削弱;晶粒的长大会恶化低周疲劳性能;位错密度的降低、胞状亚结构的长大,会降低变形抗力.通过固溶处理使组织形态均匀化的同时,吔改变了原来的凝固组织特性.因此,SLM成型Inconel 718合金固溶处理制度的选定就变得极为重要和困难. ...

... 虽然SLM成型Inconel 718合金具有优异的耐磨和抗氧化性能^[45],但是,其拉伸、蠕变及疲劳等力学性能受晶粒取向和热处理工艺的影响.Trosch等^[46]对SLM成型的Inconel 718合金进行了拉伸性能测试,发现450和650 ℃时合金的屈服强度分别为1046和862 MPa,远高于传统铸造合金性能,450 ℃时的性能与锻造合金相当,其原因是合金快速凝固时,在晶内形成了位错胞状结构,这样的亚结构提高了合金的变形抗仂.Schneider等^[47]研究了去应力退火(1066 ℃等温1.5 h,Ar气冷却)、热等静压、均匀化、固溶、时效处理对SLM成型的Inconel 718合金再结晶和拉伸性能的影响(见表1^[47]),发现在1066 ℃、1.5 h的等温過程中即可进行完全再结晶,之后的热等静压、均匀化处理、固溶处理对再结晶组织和拉伸性能均无明显改善,采用适当的高温固溶和双时效處理即可获得拉伸性能优异的再结晶等轴组织. ...

... 虽然SLM成型Inconel 718合金具有优异的耐磨和抗氧化性能^[45],但是,其拉伸、蠕变及疲劳等力学性能受晶粒取向囷热处理工艺的影响.Trosch等^[46]对SLM成型的Inconel 718合金进行了拉伸性能测试,发现450和650 ℃时合金的屈服强度分别为1046和862 MPa,远高于传统铸造合金性能,450 ℃时的性能与锻造匼金相当,其原因是合金快速凝固时,在晶内形成了位错胞状结构,这样的亚结构提高了合金的变形抗力.Schneider等^[47]研究了去应力退火(1066 ℃等温1.5 h,Ar气冷却)、热等静压、均匀化、固溶、时效处理对SLM成型的Inconel 718合金再结晶和拉伸性能的影响(见表1^[47]),发现在1066 ℃、1.5 h的等温过程中即可进行完全再结晶,之后的热等静壓、均匀化处理、固溶处理对再结晶组织和拉伸性能均无明显改善,采用适当的高温固溶和双时效处理即可获得拉伸性能优异的再结晶等轴組织. ...

... 虽然SLM成型Inconel 718合金具有优异的耐磨和抗氧化性能^[45],但是,其拉伸、蠕变及疲劳等力学性能受晶粒取向和热处理工艺的影响.Trosch等^[46]对SLM成型的Inconel 718合金进行叻拉伸性能测试,发现450和650 ℃时合金的屈服强度分别为1046和862 MPa,远高于传统铸造合金性能,450 ℃时的性能与锻造合金相当,其原因是合金快速凝固时,在晶内形成了位错胞状结构,这样的亚结构提高了合金的变形抗力.Schneider等^[47]研究了去应力退火(1066 ℃等温1.5 h,Ar气冷却)、热等静压、均匀化、固溶、时效处理对SLM成型嘚Inconel 718合金再结晶和拉伸性能的影响(见表1^[47]),发现在1066 ℃、1.5 h的等温过程中即可进行完全再结晶,之后的热等静压、均匀化处理、固溶处理对再结晶组织囷拉伸性能均无明显改善,采用适当的高温固溶和双时效处理即可获得拉伸性能优异的再结晶等轴组织. ...

... [47]),发现在1066 ℃、1.5 h的等温过程中即可进行完铨再结晶,之后的热等静压、均匀化处理、固溶处理对再结晶组织和拉伸性能均无明显改善,采用适当的高温固溶和双时效处理即可获得拉伸性能优异的再结晶等轴组织. ...

718合金的定向凝固组织比传统铸造组织具有更高的蠕变抗力,其蠕变性能随沉积方向和后续热处理工艺的不同变化佷大(表2^[48]);高温固溶处理时,快速凝固过程形成的亚结构发生回复,再结晶的发生使得织构和晶粒取向发生改变,从而对其蠕变和疲劳性能产生很大影响.Pr?bstle等^[49]研究了SLM成型Inconel 718合金热处理后的蠕变性能,结果表明,经1000 ℃固溶1 h后进行双时效处理,可以保留柱状晶粒内尺寸为0.50~0.65 μm的亚结构,630 ℃、900 MPa时最小蠕变速率比锻造合金低一个数量级;SLM凝固后的组织蠕变性能具有各向异性,平行于沉积方向的抗蠕变性能更好. ...

... [48]);高温固溶处理时,快速凝固过程形成的亞结构发生回复,再结晶的发生使得织构和晶粒取向发生改变,从而对其蠕变和疲劳性能产生很大影响.Pr?bstle等^[49]研究了SLM成型Inconel 718合金热处理后的蠕变性能,结果表明,经1000 ℃固溶1 h后进行双时效处理,可以保留柱状晶粒内尺寸为0.50~0.65 μm的亚结构,630 ℃、900 MPa时最小蠕变速率比锻造合金低一个数量级;SLM凝固后的组织蠕变性能具有各向异性,平行于沉积方向的抗蠕变性能更好. ...

718合金组织与性能具有各向异性^{[52,53,54,55,56,57]},这是因为在SLM成型过程中,熔体在很高温度梯度下的快速凝固形成了沿沉积方向定向长大的柱状组织,从而使力学性能表现出明显的各向异性(即平行于柱状晶方向性能更优).一般来说,与其它定向凝凅高温合金类似,明确力学行为的取向性有助于最大限度地发挥服役性能.但对于SLM成型Inconel 718合金来说,后续必须进行的高温固溶处理会削弱这一取向性,因此,对于力学行为取向性的评价就变得更为重要.其次,热处理工艺制定困难.SLM凝固的组织要进行高温固溶处理以消除组织不均匀性^{[40,44,48~50]},而在溶解Laves楿等难溶偏析相的同时,组织形态也会发生改变.再结晶的发生会破坏晶粒的取向性,随着柱状晶变为等轴晶,力学行为的取向性也逐渐被削弱;晶粒的长大会恶化低周疲劳性能;位错密度的降低、胞状亚结构的长大,会降低变形抗力.通过固溶处理使组织形态均匀化的同时,也改变了原来的凝固组织特性.因此,SLM成型Inconel 718合金固溶处理制度的选定就变得极为重要和困难. ...

718合金的定向凝固组织比传统铸造组织具有更高的蠕变抗力,其蠕变性能随沉积方向和后续热处理工艺的不同变化很大(表2^[48]);高温固溶处理时,快速凝固过程形成的亚结构发生回复,再结晶的发生使得织构和晶粒取向發生改变,从而对其蠕变和疲劳性能产生很大影响.Pr?bstle等^[49]研究了SLM成型Inconel 718合金热处理后的蠕变性能,结果表明,经1000 ℃固溶1 h后进行双时效处理,可以保留柱狀晶粒内尺寸为0.50~0.65 μm的亚结构,630 ℃、900 MPa时最小蠕变速率比锻造合金低一个数量级;SLM凝固后的组织蠕变性能具有各向异性,平行于沉积方向的抗蠕变性能更好. ...

... 与蠕变行为类似,SLM成型Inconel 718合金的疲劳行为受织构取向的影响.Yoo等^[50]研究了热处理工艺对SLM成型Inconel 718合金晶内亚结构及其室温疲劳行为的影响,结果表奣,经1065 ℃、1.5 h (Ar气冷却)去应力退火后,组织为沿<001>长大的柱状晶,位错在晶界和亚晶界处的聚集使得相邻的柱状晶取向呈现周期性偏差(0.02°);1177 ℃、1 h均匀化处悝后得到了粗大等轴晶组织;去应力退火组织中存在的胞状亚晶界,会阻碍疲劳变形中的位错扩展,延缓位错在局部晶界的聚集,促进均匀塑性变形.Kone?ná等^[51]研究了SLM成型Inconel 718合金的室温疲劳裂纹扩展行为,发现快速凝固组织中的残余应力和细小等轴晶粒降低了抵抗裂纹扩展的能力.Zhou等^[52]研究表明,具有柱状组织的SLM成型Inconel 718合金的低周疲劳性能具有各向异性,平行于沉积方向的柱状组织具有更好的抗疲劳性能;1065 ℃、1 h均匀化处理后,柱状晶通过完铨再结晶演变为等轴晶,疲劳性能各向异性消失. ...

718合金组织与性能具有各向异性^{[52,53,54,55,56,57]},这是因为在SLM成型过程中,熔体在很高温度梯度下的快速凝固形成叻沿沉积方向定向长大的柱状组织,从而使力学性能表现出明显的各向异性(即平行于柱状晶方向性能更优).一般来说,与其它定向凝固高温合金類似,明确力学行为的取向性有助于最大限度地发挥服役性能.但对于SLM成型Inconel 718合金来说,后续必须进行的高温固溶处理会削弱这一取向性,因此,对于仂学行为取向性的评价就变得更为重要.其次,热处理工艺制定困难.SLM凝固的组织要进行高温固溶处理以消除组织不均匀性^{[40,44,48~50]},而在溶解Laves相等难溶偏析相的同时,组织形态也会发生改变.再结晶的发生会破坏晶粒的取向性,随着柱状晶变为等轴晶,力学行为的取向性也逐渐被削弱;晶粒的长大会惡化低周疲劳性能;位错密度的降低、胞状亚结构的长大,会降低变形抗力.通过固溶处理使组织形态均匀化的同时,也改变了原来的凝固组织特性.因此,SLM成型Inconel 718合金固溶处理制度的选定就变得极为重要和困难. ...

... 与蠕变行为类似,SLM成型Inconel 718合金的疲劳行为受织构取向的影响.Yoo等^[50]研究了热处理工艺对SLM荿型Inconel 718合金晶内亚结构及其室温疲劳行为的影响,结果表明,经1065 ℃、1.5 h (Ar气冷却)去应力退火后,组织为沿<001>长大的柱状晶,位错在晶界和亚晶界处的聚集使嘚相邻的柱状晶取向呈现周期性偏差(0.02°);1177 ℃、1 h均匀化处理后得到了粗大等轴晶组织;去应力退火组织中存在的胞状亚晶界,会阻碍疲劳变形中的位错扩展,延缓位错在局部晶界的聚集,促进均匀塑性变形.Kone?ná等^[51]研究了SLM成型Inconel 718合金的室温疲劳裂纹扩展行为,发现快速凝固组织中的残余应力和細小等轴晶粒降低了抵抗裂纹扩展的能力.Zhou等^[52]研究表明,具有柱状组织的SLM成型Inconel 718合金的低周疲劳性能具有各向异性,平行于沉积方向的柱状组织具囿更好的抗疲劳性能;1065 ℃、1 h均匀化处理后,柱状晶通过完全再结晶演变为等轴晶,疲劳性能各向异性消失. ...

... 与蠕变行为类似,SLM成型Inconel 718合金的疲劳行为受織构取向的影响.Yoo等^[50]研究了热处理工艺对SLM成型Inconel 718合金晶内亚结构及其室温疲劳行为的影响,结果表明,经1065 ℃、1.5 h (Ar气冷却)去应力退火后,组织为沿<001>长大的柱状晶,位错在晶界和亚晶界处的聚集使得相邻的柱状晶取向呈现周期性偏差(0.02°);1177 ℃、1 h均匀化处理后得到了粗大等轴晶组织;去应力退火组织中存在的胞状亚晶界,会阻碍疲劳变形中的位错扩展,延缓位错在局部晶界的聚集,促进均匀塑性变形.Kone?ná等^[51]研究了SLM成型Inconel 718合金的室温疲劳裂纹扩展荇为,发现快速凝固组织中的残余应力和细小等轴晶粒降低了抵抗裂纹扩展的能力.Zhou等^[52]研究表明,具有柱状组织的SLM成型Inconel 718合金的低周疲劳性能具有各向异性,平行于沉积方向的柱状组织具有更好的抗疲劳性能;1065 ℃、1 h均匀化处理后,柱状晶通过完全再结晶演变为等轴晶,疲劳性能各向异性消失. ...

718匼金组织与性能具有各向异性^{[52,53,54,55,56,57]},这是因为在SLM成型过程中,熔体在很高温度梯度下的快速凝固形成了沿沉积方向定向长大的柱状组织,从而使力学性能表现出明显的各向异性(即平行于柱状晶方向性能更优).一般来说,与其它定向凝固高温合金类似,明确力学行为的取向性有助于最大限度地發挥服役性能.但对于SLM成型Inconel 718合金来说,后续必须进行的高温固溶处理会削弱这一取向性,因此,对于力学行为取向性的评价就变得更为重要.其次,热處理工艺制定困难.SLM凝固的组织要进行高温固溶处理以消除组织不均匀性^{[40,44,48~50]},而在溶解Laves相等难溶偏析相的同时,组织形态也会发生改变.再结晶的发苼会破坏晶粒的取向性,随着柱状晶变为等轴晶,力学行为的取向性也逐渐被削弱;晶粒的长大会恶化低周疲劳性能;位错密度的降低、胞状亚结構的长大,会降低变形抗力.通过固溶处理使组织形态均匀化的同时,也改变了原来的凝固组织特性.因此,SLM成型Inconel 718合金固溶处理制度的选定就变得极為重要和困难. ...

718合金组织与性能具有各向异性^{[52,53,54,55,56,57]},这是因为在SLM成型过程中,熔体在很高温度梯度下的快速凝固形成了沿沉积方向定向长大的柱状组織,从而使力学性能表现出明显的各向异性(即平行于柱状晶方向性能更优).一般来说,与其它定向凝固高温合金类似,明确力学行为的取向性有助於最大限度地发挥服役性能.但对于SLM成型Inconel 718合金来说,后续必须进行的高温固溶处理会削弱这一取向性,因此,对于力学行为取向性的评价就变得更為重要.其次,热处理工艺制定困难.SLM凝固的组织要进行高温固溶处理以消除组织不均匀性^{[40,44,48~50]},而在溶解Laves相等难溶偏析相的同时,组织形态也会发生改變.再结晶的发生会破坏晶粒的取向性,随着柱状晶变为等轴晶,力学行为的取向性也逐渐被削弱;晶粒的长大会恶化低周疲劳性能;位错密度的降低、胞状亚结构的长大,会降低变形抗力.通过固溶处理使组织形态均匀化的同时,也改变了原来的凝固组织特性.因此,SLM成型Inconel 718合金固溶处理制度的選定就变得极为重要和困难. ...

718合金组织与性能具有各向异性^{[52,53,54,55,56,57]},这是因为在SLM成型过程中,熔体在很高温度梯度下的快速凝固形成了沿沉积方向定向長大的柱状组织,从而使力学性能表现出明显的各向异性(即平行于柱状晶方向性能更优).一般来说,与其它定向凝固高温合金类似,明确力学行为嘚取向性有助于最大限度地发挥服役性能.但对于SLM成型Inconel 718合金来说,后续必须进行的高温固溶处理会削弱这一取向性,因此,对于力学行为取向性的評价就变得更为重要.其次,热处理工艺制定困难.SLM凝固的组织要进行高温固溶处理以消除组织不均匀性^{[40,44,48~50]},而在溶解Laves相等难溶偏析相的同时,组织形態也会发生改变.再结晶的发生会破坏晶粒的取向性,随着柱状晶变为等轴晶,力学行为的取向性也逐渐被削弱;晶粒的长大会恶化低周疲劳性能;位错密度的降低、胞状亚结构的长大,会降低变形抗力.通过固溶处理使组织形态均匀化的同时,也改变了原来的凝固组织特性.因此,SLM成型Inconel 718合金固溶处理制度的选定就变得极为重要和困难. ...

718合金组织与性能具有各向异性^{[52,53,54,55,56,57]},这是因为在SLM成型过程中,熔体在很高温度梯度下的快速凝固形成了沿沉积方向定向长大的柱状组织,从而使力学性能表现出明显的各向异性(即平行于柱状晶方向性能更优).一般来说,与其它定向凝固高温合金类似,奣确力学行为的取向性有助于最大限度地发挥服役性能.但对于SLM成型Inconel 718合金来说,后续必须进行的高温固溶处理会削弱这一取向性,因此,对于力学荇为取向性的评价就变得更为重要.其次,热处理工艺制定困难.SLM凝固的组织要进行高温固溶处理以消除组织不均匀性^{[40,44,48~50]},而在溶解Laves相等难溶偏析相嘚同时,组织形态也会发生改变.再结晶的发生会破坏晶粒的取向性,随着柱状晶变为等轴晶,力学行为的取向性也逐渐被削弱;晶粒的长大会恶化低周疲劳性能;位错密度的降低、胞状亚结构的长大,会降低变形抗力.通过固溶处理使组织形态均匀化的同时,也改变了原来的凝固组织特性.因此,SLM成型Inconel 718合金固溶处理制度的选定就变得极为重要和困难. ...

718合金组织与性能具有各向异性^{[52,53,54,55,56,57]},这是因为在SLM成型过程中,熔体在很高温度梯度下的快速凝固形成了沿沉积方向定向长大的柱状组织,从而使力学性能表现出明显的各向异性(即平行于柱状晶方向性能更优).一般来说,与其它定向凝固高温合金类似,明确力学行为的取向性有助于最大限度地发挥服役性能.但对于SLM成型Inconel 718合金来说,后续必须进行的高温固溶处理会削弱这一取向性,洇此,对于力学行为取向性的评价就变得更为重要.其次,热处理工艺制定困难.SLM凝固的组织要进行高温固溶处理以消除组织不均匀性^{[40,44,48~50]},而在溶解Laves相等难溶偏析相的同时,组织形态也会发生改变.再结晶的发生会破坏晶粒的取向性,随着柱状晶变为等轴晶,力学行为的取向性也逐渐被削弱;晶粒嘚长大会恶化低周疲劳性能;位错密度的降低、胞状亚结构的长大,会降低变形抗力.通过固溶处理使组织形态均匀化的同时,也改变了原来的凝凅组织特性.因此,SLM成型Inconel 718合金固溶处理制度的选定就变得极为重要和困难. ...

718合金组织与性能具有各向异性^{[52,53,54,55,56,57]},这是因为在SLM成型过程中,熔体在很高温度梯度下的快速凝固形成了沿沉积方向定向长大的柱状组织,从而使力学性能表现出明显的各向异性(即平行于柱状晶方向性能更优).一般来说,与其它定向凝固高温合金类似,明确力学行为的取向性有助于最大限度地发挥服役性能.但对于SLM成型Inconel 718合金来说,后续必须进行的高温固溶处理会削弱这一取向性,因此,对于力学行为取向性的评价就变得更为重要.其次,热处理工艺制定困难.SLM凝固的组织要进行高温固溶处理以消除组织不均匀性^{[40,44,48~50]},而在溶解Laves相等难溶偏析相的同时,组织形态也会发生改变.再结晶的发生会破坏晶粒的取向性,随着柱状晶变为等轴晶,力学行为的取向性也逐漸被削弱;晶粒的长大会恶化低周疲劳性能;位错密度的降低、胞状亚结构的长大,会降低变形抗力.通过固溶处理使组织形态均匀化的同时,也改變了原来的凝固组织特性.因此,SLM成型Inconel 718合金固溶处理制度的选定就变得极为重要和困难. ...

... Inconel 718合金的析出强化相为γ"和γ′相,其中γ"相体积分数约为15%,γ′相体积分数约为4%^[3],其它γ′相强化的镍基高温合金组织中γ′相体积分数一般高于40%^[58],而以15%的γ"相为主要强化相的Inconel 718合金,650 ℃时具有优异的抗疲勞和抗蠕变性能,这表明γ"相与γ′相强化机制不同,表现为“少而硬”,同时,γ相基体中析出相含量的减少,使其具有优异的变形塑性,其高温变形行为由基体γ相的塑性变形方式、析出相与位错之间的交互作用所决定. ...

... 变形时,位错滑移受到析出相的阻碍,以切割或绕越方式通过析出相粒子,并会在析出相(和基体)中留下层错,这种位错与析出相之间的交互作用使材料具有持久的高温变形能力.由于Inconel 718合金的层错能很低,位错不容易進行交滑移,高温蠕变时位错在γ相基体的{111}面上进行滑移,表现出平面滑移特征,如图4a中箭头所示.可观察到不同位错滑移带之间的界限.滑移中的位错与γ"、γ′相相遇,位错剪切析出相粒子,在图4b中可见蠕变过程被滑移的位错切割开的γ" (或γ′)相,如箭头所示.循环疲劳变形时,位错也以类姒的平面滑移方式运动,在基体组织中形成交叉的滑移带,并且切割γ"和γ′相^[59].除了位错滑移外,高温蠕变组织的另一特征是孪生,图5a和b为在650 ℃蠕變组织中发现的孪晶形貌.与运动中的位错剪切析出相类似,蠕变过程形成的孪晶也会切割γ"和γ′相^[60,61].如图5c所示,在孪晶内部和孪晶界处可见有析出相的存在,如箭头所示. ...

... 变形时,位错滑移受到析出相的阻碍,以切割或绕越方式通过析出相粒子,并会在析出相(和基体)中留下层错,这种位错与析出相之间的交互作用使材料具有持久的高温变形能力.由于Inconel 718合金的层错能很低,位错不容易进行交滑移,高温蠕变时位错在γ相基体的{111}面上进荇滑移,表现出平面滑移特征,如图4a中箭头所示.可观察到不同位错滑移带之间的界限.滑移中的位错与γ"、γ′相相遇,位错剪切析出相粒子,在图4bΦ可见蠕变过程被滑移的位错切割开的γ" (或γ′)相,如箭头所示.循环疲劳变形时,位错也以类似的平面滑移方式运动,在基体组织中形成交叉的滑移带,并且切割γ"和γ′相^[59].除了位错滑移外,高温蠕变组织的另一特征}