胡　林，王　斌，袁均平，刘会群，杨　胜，黄道远（.昆明有色冶金设计研究院股份公司，云南　昆明　65005；.中南大学材料科学与工程学院，湖南　长沙　40083）

形变及热处理对Fe－Ni－Co－Al－Ti合金的影响

胡林1，王斌2，袁均平2，刘会群2，杨胜2，黄道远2
（1.昆明有色冶金设计研究院股份公司，云南昆明650051；2.中南大学材料科学与工程学院，湖南长沙410083）

摘要：采用真空高频感应熔炼技术制备合金，通过光学金相显微镜（OM）、透射电子显微镜（TEM）、X射线衍射技术（XRD）、电子万能拉伸试验机、显微硬度计等手段研究分析了热变形行为及热处理对Fe－33.5Ni－3Co－1.5Al－2.5Ti合金的微观组织及力学性能的影响。研究表明，合金经970℃固溶处理1.5 h，再经660℃时效7.5 h后能获得最佳的力学性能，其抗拉强度为1 220 MPa，显微硬度为440 HV0.05，延伸率为10.1%。

关键词：热变形；热处理；力学性能；显微组织

0　引　言

Fe－36Ni型因瓦合金因其具有十分低的热膨胀系数（＜2×10－6／℃［1～4］）而引起人们广泛的兴趣。这种合金发现至今已超过100年。科学家及工程师通过对因瓦效应的物理本质进行了大量深入的研究，同时也对因瓦合金的焊接性能、强化机理等方面进行了大量的改善与工程试验，因此推动了因瓦合金在工业生产中的大规模应用。Fe－36Ni合金是一种最常用的因瓦合金，其应用范围已从原来简单的无线电工业、精密仪表仪器工业向先进电气电子元件工业领域延伸。Fe－36Ni型因瓦合金在工业使用中具有很多成功的应用典范，包括：横拼双金属弹簧片，标准尺、测温仪、测距仪、微波设备的谐振腔、彩色显像管的荫罩钢带，重力仪构件、CIC（铜－因瓦－铜复合材料），电子枪零件，印刷线路板等。Fe－36Ni型因瓦合金作为具有特殊结构的材料，其使用领域涵盖：远距离电力输送，液化石油气储气罐，大飞机复合材料的模具［5］。Fe－36Ni型因瓦合金是一种具有单一微观组织的合金，其主要组织为奥氏体。人们在使用过程中发现其主要致命的弱点是强度不够高，而通过热处理来提高因瓦合金的强度并不明显，因此可采用其他综合强化手段来提高因瓦合金的强度［6］。由于铁镍基合金中的主要强化相是γ′相，而Al和Ti则是形成γ′相的主要合金元素，因此加入Al和Ti到铁镍合金中，通过固溶处理和时效处理后使合金基体内析出γ′相，利用第二相硬化及强化效应，达到强化合金的目的。加入Ti或Ti、Al到铁镍合金中将会对铁镍合金的线膨胀系数和服役温度造成显著影响，主要是因为合金的居里温度会由于Ti、Al元素的添加而明显降低。向合金中加入Co可以提高合金的居里温度，即补偿因Ti、Al元素的加入而造成合金居里温度的降低，故文献［7］指出向合金中加入3%Co且使合金中Ni＋Co含量维持在36.5%左右，能使合金保持较低的线膨胀系数。

在国内外研究提高因瓦合金强度的相关文献中，关于向因瓦合金中同时加入Al、Co及Ti元素对其强度影响的研究报导则略为少见，同时有关Fe－33.5Ni－3Co－1.5Al－2.5Ti合金的显微组织及力学性能方面的研究也很少有报导。众所周知，合金的组织及性能具有十分密切的关系，而变形行为及热处理能明显地改善合金的组织和性能，特别是以γ′相为主要强化相的合金，因此，研究变形行为及热处理对Fe－33.5Ni－3Co－1.5Al－2.5Ti合金的组织及性能的影响具有很强的实际意义。

1　试　验

试验所采用原料为高纯铝（99.999%）、电工纯铁（DT2）、2＃钴片（99.88%）、1＃电解镍板、TA1工业纯钛。其合金成分配比见表1。合金采用真空高频感应炉熔炼合金，然后将铸锭锻造成5 mm厚的方块坯料、再通过热变形即热轧将其轧成0.5 mm厚的薄板、最后经固溶时效处理见表2。

表1　合金的实际化学成分（wt%）Tab.1　Chemical composition of alloy（wt%）

表2　合金的热处理制度Tab.2　Heat treatment of alloy

将通过不同变形工艺条件加工处理后的薄板制成金相试样，用配制好的浸蚀液（浓HNO3∶浓HCl＝1∶3）进行腐蚀处理，用金相显微镜对合金的金相组织进行观察；并用SHIMADZU HMV硬度计对其显微硬度进行测量，压头类型为维氏，136°角锥压头，载荷为50 g，加载时间为10 s，放大倍数400倍；将合金试样依照《GB／T 228－2002金属材料室温拉伸试验方法》加工成标准拉伸试样，见图1。在电子万能拉伸试验机上测量其力学性能，采用的拉伸速度为2.0 mm／min。将固溶时效处理后的合金板制成薄膜透射样，然后在JEM2000－FXⅡ型透射电镜观察合金中的第二相形貌及分布。双喷液成分为：5%高氯酸乙醇溶液，电流＜15 mA，电压＜15 V，工作温度233 K。

图1　拉伸试样尺寸示意图Fig.1　Schematic of the tensile sample

2　试验结果及分析

2.1热变形对合金组织及性能的影响

合金铸态及热轧态的XRD衍射谱见图2、图3，由衍射曲线及标定结果表明该合金基体均为单一奥氏体相。

图2　合金铸态的XRD谱Fig.2　XRD spectrum of alloy at cast condition

图3　合金热轧态的　XRD谱Fig.3　XRD spectrum of alloy at hot rolling

图4　合金的铸态组织Fig.4　Casting structure of alloy

图5　合金的热轧态组织Fig.5　Hot rolling structure of alloy

合金的铸态组织及热轧态组织见图4、图5。由图4可见，合金在铸造后其微观组织呈现出十分明显的铸态组织特征，即由许多类似鱼骨或树枝的晶粒组成。这种非平衡铸态组织主要由晶内γ固溶体基体、晶内析出的γ′第二相和分布在枝晶间的非平衡共晶γ＋γ′组成。从图5可见，将所得到的铸态合金进行热轧后，对其微观组织进行研究可发现，其微观组织在热轧后发生了显著变化，原来非平衡枝晶基本上被消除，晶粒由树枝晶转变为等轴晶，其原因是由于热轧的温度较高（960℃保温2 h），合金的基体在温度和外力的联合作用下发生了动态再结晶现象。同时，在以奥氏体为基体的部分晶粒中可以观察到孪生变形的现象，在奥氏体晶粒中出现的弥散细小的黑色粒子为合金中少量的第二相粒子。合金基体中出现孪晶的原因可能是合金在热变形过程中，随着变形程度的加大合金基体内产生了加工硬化效应，为了能继续变形，合金基体内会通过孪生变形改变其内部结构，即孪生变形改变了基体中部分晶体的位向关系，这使得合金内部某些晶体由原来难以滑移的位向转变成有利于滑移的位向。虽然合金中出现了非常少量的孪生变形，但这少量的孪生变形却可以启动新滑移面。新的滑移面在合金基体出现后，合金的加工变形又能继续进行。从图5可见，热轧后合金组织并非完全由细小的等轴晶所组成，存在有拉长的大晶粒，在其周围存在不同程度的小晶粒。这是因为：①热加工变形不均匀；②热加工完成后，有动态再结晶的核心或正在长大的晶粒留下来，而此时合金的温度仍高于合金的再结晶温度，并且缓慢冷却，这使遗留下来的晶核和晶粒均继续长大，而且不需要孕育期。这种静态再结晶进行得非常迅速，称为“亚动态再结晶”。

热轧后合金的力学性能得到明显改善，显微硬度由226 HV0.05提高到312 HV0.05，这是因为合金铸锭的热加工主要是通过铸锭内部晶粒滑移过程来进行，随着合金基体的变形程度不断变大，合金内部的微观组织会沿变形方向被拉长，同时大的变形程度会使合金基体内产生位错缠结，这些位错缠结能降低合金的可加工性。因此合金在加工时随着变形程度的增加其加工硬化效应会随之加大。

2.2固溶处理对合金组织及性能的影响

合金在固溶处理过程中，在其合金基体内会发生高温扩散，并且伴随着基体内大量第二相组织形貌的改变，这些现象都会对合金的力学性能有十分明显的影响，固溶温度对合金力学性能影响见图6。可以看出，在经过固溶处理后，合金的强度和硬度虽然出现了显著的降低，但合金的塑性却得到了明显的提高。随着合金的固溶温度不断升高，合金的强度、硬度和延伸率都出现了降低，特别是当合金的固溶温度由1 050℃提高到1 150℃时，合金的力学性能下降得非常明显。

图6　固溶温度对合金力学性能的影响Fig.6　Effect of solution temperature on themechanical properties of alloy

合金固溶态的金相组织见图7。在固溶时间一定的情况下，合金晶粒的平均尺寸会随着合金固溶温度的不断升高而由逐渐增大粗化的趋势，尤其将固溶温度由1 050℃提高到1 150℃时，晶粒会长得特别粗大。其主要原因是：①合金在进行加工变形和固溶处理的过程中，其基体内部会发生回复作用和再结晶作用。这些微结构的变化会造成界面能和界面曲率的变化进而促进晶粒界面的迁移，晶界的迁移不仅引起了位向大致相同的晶粒间的相互并吞，同时还使合金晶粒不断长大。在整个固溶处理的过程中，随着固溶温度和固溶时间的不断提高，合金中各种位错会在高温作用下产生重新排列甚至异号位错在热激活作用下相互吸引而抵消，这样使晶体内部更易发生回复和再结晶作用，晶界的迁移速度也就会加快，因此晶粒十分容易长大。②随着固溶温度的升高，合金中未溶第二相逐渐减少，合金固溶态XRD谱见图8。据文献［8］报道γ′相到了1 100℃会发生完全溶解，因此当固溶温度低于1 100℃时，合金基体内则会有未完全溶解的γ′相，也正是这种未溶解的γ′相在晶内阻碍了位错的滑移，进而阻止晶粒的进一步长大。而将合金进行高于1 100℃的固溶处理后，合金中的γ′相会在高温作用下完全溶入于基体，这使晶体中位错运动的临界切应力变小，则位错运动的速度会明显加快，在高温作用下位错运动还会导致合金基体内发生位错消失或合并。

图7　合金的固溶态组织Fig.7　Microstructure of the alloy solution treatment at different temperatures

图8　合金固溶态XRD谱Fig.8　XRD spectrum of alloy solution treatment at different temperatures

从以上分析可知，固溶处理温度的高低对合金的组织及力学性能影响很大。且相比于在其它温度下固溶处理的合金，在970℃固溶处理的合金具有较好的力学性能。

2.3时效处理对合金组织及性能的影响

时效处理的目的是将固溶处理后的合金在加热处理的情况下产生分解，从而在合金基体中析出一定尺寸和数量的强化相（如γ′相），最终提高合金强度。相同时效处理制度不同固溶处理温度下γ′相的形态分布及衍射花样见图9。对于FeNiCoTiAl合金而言，其时效过程主要是γ′相形核和长大的过程。而γ′相的长大过程主要由扩散控制。因此当时效温度低时，γ′相长大速率远小于其形核速率，最终导致合金基体内长成大量细小的γ′相。

时效前后合金的力学性能变化对比见图10。从图中可以看出合金在经过时效处理后力学性能得到了提升。这主要是因为合金时效过程中晶内连续析出了一些细小球状的γ′相，晶界上不连续析出了一些片状、链状及块状的γ′相。文献［9］指出时效温度和跟基体点阵错配度能在很大程度上影响析出相的形貌。当第二相和基体的错配度小且合金时效过程中的温度较低时，第二相以球状的形式分布在合金基体内；当第二相和基体的错配度大且合金时效过程中的温度低时，第二相则以链状、片状、块状及纤维状的形式分布在合金基体中。

从图9中衍射花样标定结果可以看出，晶内弥散析出的γ′与基体的错配度很小，且与基体能保持良好的共格关系，这种共格关系使γ′相周围产生了弹性应力场，这种内应力场极大地增加了合金基体中位错运动的阻力。此外γ′相具有有序的原子排布，并且其相内原子的结合力十分高，当位错切割通过γ′相需要破坏局部区域的有序排列，形成反相畴界，为了使位错能够通过有序析出相，须在增加外力的条件下，才能切割通过，从而表现为合金的强化［10］。

当固溶温度不高于1 050℃时，随着固溶温度的不断升高，合金基体内析出的第二相粒子均有长大的趋势，但位错与第二相相互作用的形式并未发生变化，所以强度、硬度及延伸率略有降低。而当固溶处理温度由1 050℃提高到1 150℃，合金在随后的时效处理中，在合金晶内和晶界析出的第二相粒子会发生明显的粗化，且析出相粗化的速率要大于析出相的长大速率，即析出相粗化导致合金性能下降的作用要大于析出相形核析出对合金性能产生的强化作用，因此从宏观上表现为合金的力学性能开始出现下降趋势。从材料热力学进行分析可知，合金在时效过程中析出的细小第二相颗粒在热力学上总是不稳定的，当第二相粒子的量十分接近相图上用杠杆定律确定的体积分数时，第二相粒子的长大不会停止，而是表现为大的第二相粒子进一步长大，小的第二相粒子不断消失，即第二相粒子开始出现聚集长大的趋势。随着第二相颗粒的不断聚集和长大，第二相粒子的间距也不断增大，同时，时效过程中析出的第二相颗粒与基体间的共格关系逐渐消失，位错由原来时效强化时的切割机制变为位错绕过机制，这使位错绕过第二相粒子时所遇到的临界切应力减小，因此，尽管合金在时效后基体中依然存在大量第二相粒子，但由于其第二相粒子的尺寸较大，第二相粒子对合金的强化效应后硬化效应都出现显著降低，进而表现为合金力学性能的下降。

图　9　相同时效处理制度而不同固溶处理温度合金晶界及晶内　γ′相的形态及分布Fig.9　The morphology and distribution of γ′phase at different solution temperatures and the same aging treatment

图10　时效对合金力学性能的影响Fig.10　Effect of ageing treatment on the mechanical properties of alloy

比较图10可知，经温度为970℃固溶，660℃时效处理后的合金的力学性能均高于同种工艺条件不同热处理状态的合金。

3　结　语

（1）在相同时效处理制度不同固溶处理温度下，γ′相的晶粒尺寸随着固溶处理温度的升高而粗化，相应γ′相强化及硬化效应降低。

（2）合金经970℃固溶1.5 h，660℃时效7.5 h处理后综合性能较好。抗拉强度为1 220 MPa，显微硬度为440 HV0.05，延伸率为10.1%。

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中图分类号：TG139

文献标识码：A

文章编号：1004－2660（2015）01－0027－07

收稿日期：2015－02－02.

作者简介：胡林（1972－），男，云南人，工程师.主要研究方向：金属材料设计.

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