Inconel 718高溫合金的高溫組織穩(wěn)定性和抗氧化性優(yōu)良且其應(yīng)變時(shí)效效應(yīng)緩慢，在航空航天、石油化工等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[1~4] 但是，火箭發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪泵和推力室單元等大型復(fù)雜構(gòu)件整體成形的難度大，通常需要分體制造再將不同結(jié)構(gòu)單元連接 焊接是主要的連接方法，因此對(duì)Inconel 718高溫合金的焊接開(kāi)展了深入的應(yīng)用研究[4,5]

目前，Inconel 718合金的連接，主要有摩擦焊、高能束流焊和鎢極惰性氣體保護(hù)焊(Tungstun inert gas arc welding，TIG)等方式 摩擦焊不涉及熔化和凝固等冶金變化，焊縫不存在偏析、氣孔和液化裂紋，因此大量應(yīng)用于圓形截面、板材等構(gòu)件的連接[6~8] 高能束流焊的能量密度高、熱輸入小、焊縫深寬比高且需要一定的真空環(huán)境，主要用于鈦合金等活性材料以及難焊接材料的連接[9~11] 摩擦焊和高能束流焊設(shè)備靈活性差且受構(gòu)件結(jié)構(gòu)的限制，因此在某些區(qū)域難以實(shí)現(xiàn)構(gòu)件的連接；TIG焊的結(jié)構(gòu)限制小、焊接熱的輸入容易調(diào)控以及適用于現(xiàn)場(chǎng)操作，是目前應(yīng)用廣泛的低成本焊接技術(shù)[12~14]

在Inconel 718合金的焊后凝固過(guò)程中難熔元素(Nb和Mo等)往往發(fā)生偏析而在枝晶間生成Laves相，加之焊接產(chǎn)生的殘余應(yīng)力使材料焊接后的力學(xué)性能惡化[15,16] 為了消除焊接應(yīng)力和顯微偏析，對(duì)Inconel 718變形合金焊接和增材制造合金的熱處理進(jìn)行了大量研究 Chlebus E和M Cao等[17~20]研究了不同熱處理制度對(duì)用激光性選擇熔化法制備的Inconel 718合金顯微組織和力學(xué)性能的影響 結(jié)果表明，合適的熱處理工藝可使Inconel 718合金具有最佳的綜合高溫力學(xué)性能，各項(xiàng)性能均滿足鍛造標(biāo)準(zhǔn) Reddy G M等[21]研究了鍛造合金焊接工藝和焊后熱處理對(duì)電子束焊接接頭力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)震蕩電子束焊后固溶時(shí)效處理比直接時(shí)效處理的延伸率更高 關(guān)于鍛造Inconel 718合金的焊接和增材制造合金的后熱處理的研究較多，而關(guān)于用熱等靜壓工藝制備的粉末冶金Inconel 718合金的焊接熱處理的研究較少 鑒于此，本文用真空感應(yīng)熔煉惰性氣體霧化法(Vacuum induction melting inert gas atomization, VIGA)制備Inconel 718預(yù)合金粉末，然后用熱等靜壓(Hot isostatic pressing, HIP)工藝制備粉末Inconel 718高溫合金板材，測(cè)試粉末Inconel 718板材焊接接頭的室溫和高溫拉伸性能并分析接頭斷裂的原因

1 實(shí)驗(yàn)方法

用VIGA法制備Inconel 718合金粉末，用ICP 7300DV光譜儀測(cè)試其化學(xué)成分，用TCH600氫氧氮測(cè)試儀檢測(cè)粉末中H、O和N的含量，用Masterlizer粒度儀測(cè)試粉末的粒度，用S-3400N型掃描電鏡(SEM)觀察預(yù)合金粉末的表面形貌

將Inconel 718粉末裝入不銹鋼包套內(nèi)，振實(shí)、真空脫氣和封焊后放入熱等靜壓爐中壓制成形，熱等靜壓制度為：1220~1260℃/0.5~2 h→FC→1090~1130℃/2~6 h→FC→RT，壓力均高于120 MPa[22]

為了研究粉末冶金Inconel 718合金的焊接性能，在兩塊180 mm×50 mm×5 mm熱等靜壓板材上開(kāi)一個(gè)60°坡口 進(jìn)行TIG焊后對(duì)板材進(jìn)行熱處理，熱處理制度為：(1) 固溶時(shí)效處理：980℃/1 h/AC+720℃/8 h→2 h→620℃/8 h/AC，記為SA；(2) 均勻化處理：1095℃/1.5 h/AC+955℃/1.5 h/AC+720℃/8 h→2 h→620℃/8 h/AC，記為HT；(3) 熱等靜壓：將板材放到密閉容器中，在高溫基礎(chǔ)上施以各向同等的壓力，記為HIP

將金相樣品打磨、拋光后進(jìn)行腐蝕 腐蝕液的配比為：35 g氯化鐵，100 mL鹽酸，40 mL乙醇，10 mL氫氟酸和40 mL去離子水 將腐蝕液配好后，靜置0.5 h 用TESCAN MIRA3型掃描電子顯微鏡觀察合金的微觀組織和斷口的形貌 將樣品表面拋光3~6 h以去除表面應(yīng)力，通過(guò)EBSD數(shù)據(jù)分析得到晶粒尺寸和取向特征

使用FM-700e維氏顯微硬度計(jì)測(cè)試焊接接頭的硬度，加載力為200 g，加載時(shí)間為15 s，相鄰兩點(diǎn)間距為500 μm 分別在INSTRON 5982和5582系列萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫和高溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸屈服前的速率為0.3 mm/min，屈服后的速率為2.3 mm/min，高溫拉伸屈服前的速率為0.1 mm/min，屈服后的拉伸速率為1.6 mm/min 圖1給出了拉伸試樣的取樣位置和尺寸

圖1



圖1焊接板尺寸和拉伸試樣示意圖

Fig.1Welding plate size (a) and diagram of tensile specimen (b) (unit: mm)

2 結(jié)果和討論2.1 粉末的成分和形貌

用VIGA法制備的Inconel 718預(yù)合金粉末，其主要化學(xué)成分列于表1 含量為150×10-6的氧有利于降低成形合金的原始顆粒邊界(Prior particle boundaries, PPBs)數(shù)量，從而提高粉末顆粒間的結(jié)合強(qiáng)度 圖2a給出了粉末粒度的分布，粉末粒徑為5~140 μm，呈正態(tài)分布，平均粒徑約為50 μm，有利于粉末的填充和提高振實(shí)密度，促進(jìn)粉末致密化 圖2b給出了粉末的形貌，可見(jiàn)粉末顆?；緸榍蛐危砻嬗猩倭康男l(wèi)星球 由于氣體霧化過(guò)程中冷卻速度較高，粉末表面主要由胞狀晶和樹(shù)枝晶構(gòu)成，具有典型的快速凝固粉末特征

Table 1

表1

表1Inconel 718預(yù)合金粉末的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

Table 1Chemical compositions of Inconel 718 powder (%, mass fraction)

Element	B	C	Al	Si	Ti	Cr	Fe	Ni	Nb	Mo	H	O	N
Content	0.001	0.041	0.53	0.12	0.99	18.76	Bal	53.4	4.85	3.04	<0.0010	0.015	0.017

圖2



圖2Inconel 718預(yù)合金粉末的獨(dú)立粒度分布和粉末顆粒的表面形貌

Fig.2Independent particle size distribution (a) and surface morphology (b) of Inconel 718 pre-alloyed powder

2.2 Inconel 718粉末合金的組織和力學(xué)性能

采用相同的熱等靜壓制度制備Inconel 718粉末合金坯料，觀察不同熱處理狀態(tài)坯料的微觀組織和測(cè)試其力學(xué)性能

對(duì)Inconel 718粉末合金坯料進(jìn)行顯微CT(Micro computerized tomography)測(cè)試，對(duì)孔隙的統(tǒng)計(jì)結(jié)果在圖3中給出 結(jié)果表明，測(cè)試樣品內(nèi)只有少量的孔隙，最大尺寸為50 μm的孔隙極少 Ti2AlNb粉末冶金的單位孔隙率約為41 mm-3 [23]，而粉末冶金Inconel 718合金單位體積的孔隙率低于1 mm-3 這表明，用該熱等靜壓工藝成形的Inconel 718粉末合金實(shí)現(xiàn)了完全致密化，可以用作焊接母材

圖3



圖3粉末合金內(nèi)顯微孔洞的大小和分布

Fig.3Micro-porosity size and distribution of powder metallurgy alloy

圖4給出了不同狀態(tài)合金的微觀組織，可見(jiàn)合金中未見(jiàn)明顯的孔洞，且在熱處理過(guò)程中未出現(xiàn)熱誘導(dǎo)孔洞 三種狀態(tài)均為等軸組織，晶粒細(xì)小，組織均勻，晶界分布著彌散的碳化物和δ相 其中熱等靜壓態(tài)合金中的碳化物斷斷續(xù)續(xù)，只有少量在熱等靜壓爐冷過(guò)程中產(chǎn)生的δ相(圖4a) 在980℃固溶處理的合金中析出一定量δ相，與碳化物構(gòu)成明顯不連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，部分為圓形或者橢圓形，為原始顆粒邊界，在一定程度影響合金的塑性(圖4b) 在960℃長(zhǎng)時(shí)固溶處理后，以碳化物為形核質(zhì)點(diǎn)析出了大量的δ相，形成連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，原始顆粒邊界明顯增多，使合金的塑性進(jìn)一步惡化

圖4



圖4不同狀態(tài)粉末冶金Inconel 718合金的組織

Fig.4Microstructure of powder metallurgy Inconel 718 alloy in different states (a) hot isostatic pressing (b) 980℃ solution and aging (c) 960℃ solution and aging

三種狀態(tài)合金的室溫和650℃拉伸性能的測(cè)試結(jié)果，列于表2 可見(jiàn)三種狀態(tài)合金的強(qiáng)度略低于鍛件，延伸率均達(dá)到鍛件標(biāo)準(zhǔn) 其中熱等靜壓態(tài)、980℃固溶處理合金的室溫和650℃的延伸率，均接近20% 在960℃長(zhǎng)時(shí)間固溶的合金其650℃延伸率為12%，與鍛件的最低延伸率相當(dāng) 這表明，用這種熱等靜壓工藝成形的Inconel 718粉末合金母材具有優(yōu)異的性能，可進(jìn)行后續(xù)的焊接 用SA(980℃)熱處理制度可制備出更加優(yōu)異的綜合性能，因此對(duì)后續(xù)的焊接接頭用該熱處理制度處理

Table 2

表2

表2不同狀態(tài)Inconel 718合金的拉伸性能

Table 2Tensile properties of Inconel 718 alloy in different states

State	T / ℃	Rp0.2 / MPa	Rm / MPa	A / %
As-HIPed	RT	912	1244	28
SA	RT	1065	1297	21
SA2	RT	1083	1379	22
Wrought[24]	RT	1100	1345	15
As-HIPed	650	787	1036	20
SA	650	864	1043	20
SA2	650	893	1115	12
Wrought[24]	650	930	1080	12

Note: As-HIPed——As hot isostatic pressing; SA——980℃/1 h/AC+720℃/8 h→2 h→620℃/8 h/AC; SA2——960℃/2.5 h/FC+720℃/8 h→2 h→620℃/8 h/FC



2.3 粉末合金Inconel 718的可焊性分析和焊接接頭的組織

焊接后焊縫區(qū)域的組織和基體組織的差別，是評(píng)價(jià)焊縫質(zhì)量的重要參數(shù) X射線探傷未觀察到焊接接頭有宏觀裂紋、氣孔和夾雜等缺陷 Inconel 718的焊接接頭分為三個(gè)區(qū)域：母材(Base metal, BM)焊縫(Weld metal, WM)和熱影響區(qū)(Heat affected zone, HAZ)，如圖5所示 圖6a給出了Inconel 718合金的焊接態(tài)顯微組織 可以看出，焊縫區(qū)有不同形態(tài)的富含Nb的脆性金屬間化合物L(fēng)aves相 Laves相的化學(xué)式為(Ni, Cr, Fe)2(Nb, Mo, Ti)，在枝晶間區(qū)域形成 Laves相對(duì)材料的拉伸延性、疲勞和蠕變斷裂性能有害[25]，因?yàn)樗谋M了沉淀強(qiáng)化相所需的主要元素并使裂紋萌生和擴(kuò)展降低了合金的力學(xué)性能 因此，必須進(jìn)行適當(dāng)?shù)臒崽幚硐齃aves相以提高合金的性能 Inconel 718合金中Laves相的溶解過(guò)程分為三個(gè)階段，即Laves相顆粒的破碎、沿界面轉(zhuǎn)移和向基體內(nèi)擴(kuò)散 前兩個(gè)過(guò)程較快完成，長(zhǎng)程擴(kuò)散過(guò)程是影響Laves相溶解速率的決定因素[26] 在980℃固溶處理，較低的溫度不足以促進(jìn)Nb元素長(zhǎng)程擴(kuò)散，只有Laves相部分溶解并在其周圍形成δ相(圖6b) 在1095℃均勻化處理時(shí)，因升溫速率較高很快達(dá)到了Laves相的溶解溫度，Nb、Mo等易偏析元素向基體的長(zhǎng)程擴(kuò)散使Laves相溶解；根據(jù)不少于10張掃描圖片襯度的對(duì)比，使用Image pro plus軟件統(tǒng)計(jì)了Laves相的含量，發(fā)現(xiàn)焊接態(tài)Laves相的含量約為2.9%；在固溶時(shí)效處理過(guò)程中，含量約為2.4%的Laves相溶解并在其周圍析出針狀δ相，如圖6b所示 均勻化處理后Laves相基本上全部溶解，如圖6c所示

圖5



圖5Inconel 718粉末合金焊縫的X射線探傷結(jié)果和焊縫組織

Fig.5X-ray inspection results of Inconel 718 welding joints (a) and microstructure of the welding joints (b)

圖6



圖6不同熱處理狀態(tài)焊接接頭橫截面的顯微組織

Fig.6Microstructure of cross sections of welding joints after various heat treatments (a) as welded; (b) solution and aging; (c) homogenization and (d) hot isostatic pressing

由圖5b可見(jiàn)，在焊縫內(nèi)出現(xiàn)一定數(shù)量的顯微孔洞 顯微孔洞的存在使合金的組織不連續(xù)，受到外力作用時(shí)產(chǎn)生應(yīng)力集中而成為潛在的裂紋源 裂紋源進(jìn)一步成為裂紋擴(kuò)展的通道，使合金的力學(xué)性能降低，成為構(gòu)件的安全隱患 進(jìn)行高溫?zé)崽幚碓谝欢ǔ潭壬峡上齃aves相和原始顆粒邊界，但是也可能產(chǎn)生熱誘導(dǎo)孔洞(Thermal induced porosity，TIP) 用熱等靜壓工藝，可對(duì)構(gòu)件中的孔洞進(jìn)行組織修復(fù)[27,28] 進(jìn)行熱等靜壓熱處理可防止熱誘導(dǎo)孔洞的產(chǎn)生，通過(guò)擴(kuò)散使組織致密化可消除顯微孔洞，提高合金的綜合力學(xué)性能和力學(xué)性能的穩(wěn)定性，從而提高合金的安全性和可靠性 圖6d給出了熱等靜壓處理后的組織 較高的熱處理溫度超過(guò)了Laves相的溶解溫度，使Laves相的溶解擴(kuò)散過(guò)程順利進(jìn)行，壓力的存在使顯微孔洞愈合和氣孔明顯減少

2.4 粉末合金Inconel 718焊接接頭的晶粒尺寸和織構(gòu)分析

在焊接過(guò)程中焊縫發(fā)生合金的熔化和凝固，充分認(rèn)識(shí)焊縫區(qū)晶粒和母材晶粒尺寸的差異和取向關(guān)系，有助于解釋焊接接頭的組織和性能之間的關(guān)系 圖7中的EBSD反極圖(IPFs)和極圖(PFs)給出了母材TIG焊接后不同熱處理狀態(tài)焊縫橫截面的晶粒形貌和晶粒取向 圖7a給出了母材的晶粒和取向特征，圖7b和c分別給出了焊接態(tài)和均勻化處理態(tài)的TIG焊接中焊縫的晶粒和取向特征 EBSD統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明，母材的平均晶粒尺寸僅為28 μm，焊縫組織以粗大的柱狀晶為主，平均晶粒尺寸為54 μm；均勻化處理后晶粒明顯長(zhǎng)大，平均晶粒尺寸為81 μm

圖7



圖7TIG焊接接頭橫截面不同熱處理態(tài)的EBSD取向圖、極圖和反極圖

Fig.7EBSD analyse of cross sections of TIG welding joints after different heat treatments (a) base metal; (b) as welded and (c) homogenization

圖7a1中母材的反極圖(IPF)沒(méi)有擇優(yōu)取向，說(shuō)明用本文的工藝制備的粉末高溫合金晶粒細(xì)小均勻，沒(méi)有織構(gòu)，對(duì)應(yīng)圖6a2極圖(PF)極密度最大為1.67 焊接接頭焊縫中晶粒的取向如圖7b所示，可見(jiàn)柱狀晶形成了立方織構(gòu) 在焊縫的重熔過(guò)程中晶粒傾向于沿著最容易生長(zhǎng)的方向生長(zhǎng)，Inconel 718合金的容易生長(zhǎng)方向是<100> 因此，沿<100>方向的晶粒容易長(zhǎng)大，并排擠那些取向不利的晶粒[29] 焊接態(tài)對(duì)應(yīng)圖7b2極圖，極密度最大為7.11 均勻化處理時(shí)發(fā)生再結(jié)晶，晶?？焖匍L(zhǎng)大，使最大極密度降低，如圖7c2極圖所示，織構(gòu)減弱

2.5 粉末合金Inconel 718焊接接頭的顯微硬度

顯微硬度在一定條件下能敏感地反映出焊接接頭不同區(qū)域的化學(xué)成分、組織結(jié)構(gòu)和性能的差異[30] 進(jìn)行硬度測(cè)試，可研究不同熱處理工藝改變合金組織和性能變化的規(guī)律 Inconel 718 TIG焊后焊接接頭的顯微硬度曲線，如圖8所示 焊接狀態(tài)下的焊縫區(qū)其硬度明顯較低，約為200~250 HV，其原因是是其緩慢應(yīng)變時(shí)效的特點(diǎn) 在焊接凝固過(guò)程中冷卻速度較高，沒(méi)有析出強(qiáng)化相；母材的硬度也比熱處理態(tài)的低，約為380 HV 主要原因是，較高的熱等靜壓溫度使強(qiáng)化相溶解，而在隨爐冷卻過(guò)程中較低的冷速使強(qiáng)化相析出并長(zhǎng)大，導(dǎo)致硬度降低 焊后熱處理，使焊縫和熱影響區(qū)的硬度與母材接近 固溶時(shí)效態(tài)焊縫的硬度波動(dòng)，高于均勻化處理態(tài) 其原因是，固溶時(shí)效態(tài)熔合區(qū)的Laves相沒(méi)有完全溶解并在Laves相周圍析出較多的針狀δ相，消耗了基體中大量的Nb，而化學(xué)式為Ni3Nb的γ"強(qiáng)化相其形成需要一定的Nb，從而使部分區(qū)域γ"的形成量減少，使熔合區(qū)的硬度波動(dòng)較大

圖8



圖8Inconel 718合金焊接接頭不同熱處理態(tài)的硬度分布

Fig.8Hardness distribution of Inconel 718 alloy welded joints in different heat treatment conditions Note:WM—Weld metal; HAZ—Heat affected zone; BM—Base metal

2.6 粉末合金Inconel 718焊接接頭的拉伸性能

焊接態(tài)試樣的強(qiáng)度最低，室溫抗拉強(qiáng)度僅為813 MPa 其原因是，焊接使γ"和γ'強(qiáng)化相溶解，較快的冷卻使γ"和γ'相來(lái)不及析出，因此其強(qiáng)度比母材明顯降低 固溶時(shí)效處理后抗拉強(qiáng)度明顯提高，約為1259 MPa，強(qiáng)化相析出，Laves相部分溶解并在其周圍析出針狀δ相，δ相與Laves相連接成網(wǎng)使其塑性有所降低；均勻化處理后Laves相基本上全部溶解，與固溶時(shí)效處理相比，Laves相的溶解使γ基體中Nb的含量提高，從而使γ"的形成量增加，強(qiáng)度提高，抗拉強(qiáng)度達(dá)到1295 MPa Laves相作為硬脆相，其溶解同時(shí)使合金塑性提高 均勻化處理后的合金，其綜合力學(xué)性能較高 熱等靜壓處理后Laves相溶解，組織更加均勻，顯微孔洞減少，使力學(xué)性能更加穩(wěn)定 650℃拉伸性能如圖9b所示，與室溫拉伸性能的變化趨勢(shì)相似，但是高溫拉伸強(qiáng)度和室溫相比，都有所降低

圖9



圖9Inconel 718合金TIG焊后的拉伸性能

Fig.9Tensile properties of Inconel 718 TIG welding joints at room (a) andelevated temperature 650℃ (b)

2.7 粉末合金Inconel 718焊接接頭斷口的形貌

圖10給出了焊接接頭室溫拉伸試樣的斷口形貌 可以看出，所有拉伸斷裂樣品的斷口均呈杯錐形，芯部為正斷區(qū)或纖維區(qū)，邊緣為切斷區(qū)或剪切唇 焊接接頭的斷裂位置位于焊縫區(qū)域，焊縫經(jīng)過(guò)合金熔化和凝固出現(xiàn)微小氣孔缺陷、共晶Laves相和粗大晶粒，在拉伸實(shí)驗(yàn)過(guò)程中容易開(kāi)裂 在焊縫向母材的過(guò)渡區(qū)域，焊接過(guò)程中的熱傳遞使熱影響區(qū)的晶粒長(zhǎng)大 焊接接頭沿枝晶優(yōu)先斷裂，Laves相的存在使基體與Laves相界面易出現(xiàn)微孔洞形核、長(zhǎng)大并聯(lián)通形成裂紋，裂紋的擴(kuò)展最終斷裂從而降低了焊接接頭的延性 在焊接態(tài)室溫拉伸斷口出現(xiàn)許多分布比較均勻的韌窩，且表面裂紋擴(kuò)展路徑比較曲折 其原因是，在焊縫冷卻過(guò)程中沒(méi)有析出γ"相，裂紋擴(kuò)展到Laves相時(shí)基體γ相協(xié)調(diào)發(fā)生塑性變形，改變了原有裂紋的擴(kuò)展路徑；固溶時(shí)效態(tài)韌窩沿枝晶間排列，在韌窩周圍出現(xiàn)較薄的撕裂棱，在其表面分布有Laves相；而在均勻化處理態(tài)斷口的表面沒(méi)有Laves相，只有較淺的韌窩 熱等靜壓處理后斷口呈顆粒狀，表面分布有淺韌窩且在顆粒之間出現(xiàn)裂紋 焊縫于母材的過(guò)渡區(qū)域成為薄弱的結(jié)合界面，裂紋由此產(chǎn)生并擴(kuò)展，最終斷裂 650℃拉伸斷口如圖11a~d所示，剪切斷裂主要沿45°方向，斷口的起伏較大，主要為切斷區(qū) 圖11a~d也給出了焊接接頭的拉伸斷口，與室溫拉伸相似，接頭優(yōu)先沿枝晶擴(kuò)展斷裂

圖10



圖10TIG焊接接頭不同熱處理態(tài)的室溫拉伸斷口

Fig.10Tensile fracture of TIG welding joints after different heat treatment at room temperature (a) as welded; (b) solution and aging; (c) homogenization (d) hot isostatic pressing

圖11



圖11TIG焊接接頭不同熱處理態(tài)在650℃的拉伸斷口

Fig.11Tensile fracture of TIG welding joints after different heat treatment at 650℃ (a) as welded; (b) solution and aging; (c) homogenization (d) hot isostatic pressing

3 結(jié)論

(1) 用包套熱等靜壓工藝制備的粉末Inconel 718合金為細(xì)小均勻的等軸晶，冶金結(jié)合良好，熱處理后拉伸性能接近鍛造的要求

(2) 粉末冶金Inconel 718合金的可焊性好，在焊接接頭未觀察到宏觀氣孔和夾雜等焊接缺陷，熱處理后接頭的強(qiáng)度與母材的性能相當(dāng) Laves相是影響焊接接頭力學(xué)性能的關(guān)鍵因素，均勻化處理后Laves相基本溶解，組織均勻，塑性明顯提高 熱等靜壓處理可消除焊接接頭中的顯微孔洞，使力學(xué)性能的穩(wěn)定性提高

(3) 在拉伸過(guò)程中微氣孔優(yōu)先在Laves相與基體界面處生成，其聚集形成微裂紋并最終斷裂

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Inconel 718高溫合金廣泛應(yīng)用于航空、航天、電力和國(guó)防等領(lǐng)域中復(fù)雜金屬結(jié)構(gòu)構(gòu)件的制造, 其高溫抗疲勞性能和蠕變持久強(qiáng)度與成形加工過(guò)程中微觀組織的演變密切相關(guān). 以往的研究側(cè)重于鎳基合金熱加工(如定向凝固、熱處理、鍛造和焊接等)工藝參數(shù)的優(yōu)化, 較少?gòu)奈龀鱿嗫刂频慕嵌葋?lái)闡明冷軋、熱變形、焊接等工藝與高溫服役性能之間的內(nèi)在聯(lián)系. 本文介紹了該合金中不同類型的析出相, 包括: 主要強(qiáng)化相(&gamma;'' 相)、輔助強(qiáng)化相(&gamma;' 相)、&gamma;'' 相的平衡相(&delta;相), 以及MX型碳氮化物和Laves相; 論述了鎳基合金制備過(guò)程中不同類型析出相的析出機(jī)制及其對(duì)合金高溫性能的影響; 指出了鎳基合金高能電子束焊接過(guò)程中, 焊接熱影響區(qū)微裂紋形成的影響因素.

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