热处理对镍基钎焊层组织性能的影响文献综述

热处理对镍基钎焊层组织性能的影响

文献综述

1 引言

现代飞机发动机和燃气涡轮机的发展趋势是提高工作效率。要提高工作效率就必须提高燃气温度，因而给材料科学者提出了高温零部件的连接和连接材料的问题。早在1948年美国密执安州底特律市的WallColmong公司首次研制出了AMS4775钎料，并在航空、原子能、电子等工业中得到广泛应用。

我国镍基钎料的研制工作起步较晚，于70年代末期引进英国斯贝发动机才开始进行国产化研究，但进展迅速，目前已经系列化、标准化的产品有近20个牌号。这些钎料都有极好的润湿性、流动性和可焊性。既可在较低温度下钎焊，又可在略高于钎焊温度下使用。如NiCrOBRAZ125钎料的熔化温度为970～1040℃，经钎焊热循环后，钎缝熔化温度高达1370℃。因此，用这种粉末钎焊的接头，工作温度可达1000℃，且具有极高的抗拉强度、抗剪强度和良好的高温抗氧化性及抗盐雾腐蚀性等。一般钎焊技术要求钎料应具有的性质是:能润湿基体金属，且能与之互溶构成牢固的冶金结合;有恰当的熔点，成分应具有足够的均匀性和稳定性，在钎焊条件下不因液化而离析，特别是应不含易挥发性元素，如锌、汞、镉等;能制成满足使用要求的钎焊接头。

2镍基单晶合金热处理的组织演化与有限元分析

合金经热处理后的组织形貌见图１.其中，经1280℃保温4h进行均匀化处理，之后随炉升温至1320℃保温4h进行固溶处理后，迅速空冷至室温的组织形貌，见图1a。可以看出，合金的组织结构由菱形γ′相以共格方式嵌镶在γ基体中所组成，其特征是每4个较小尺寸的菱形γ′相聚集在一起，形成组合蝶形结构，其每个组合蝶形的尺寸约为0.45μｍ，在4个菱形γ′相之间存在细小的基体通道，且排列紧密，立方度较差。

图1 合金经热处理不同阶段的组织形貌（a）固溶处理（b）一次时效（c）二次时效

固溶处理合金经1040℃保温4h，进行一次时效后的组织形貌见图1b，可以观察到，蝶形组合之间的基体通道已经消失，而形成类立方体形态，但仍有较差的立方度，每个立方体的边缘尺寸约为0.4μｍ，与固溶态合金中的组合蝶形尺寸相当。经870℃保温32h完全热处理后γ′相粒子略有长大，立方度良好，合金经四级热处理后的组织形貌见图1c。可以看出，其特征是立方γ′相以共格方式嵌镶在γ基体相中，并沿＜100＞取向规则排列，γ′相的立方度明显增加，尺寸约为0.45μｍ，而γ基体通道的宽度约为0.1μｍ。合金中组合蝶形γ′相经不同工艺热处理后的形貌演化示意图见图2。合金经高温固溶及空冷后，γ′相形成的蝶形组合形态，见图2a。一次时效期间，γ′相形态演化由两个过程组成：①尖角钝化，基体通道尺寸减小，形成凹穴处逐渐平直的形态，见图2b；②细小基体通道逐渐消失，并使γ′相转变成近立方体形态，见图2c。在二次时效期间，γ′相的立方度增加，见图2d。

图2 合金中γ′相在热处理不同阶段演化的示意图（a）1320℃固溶处理（b）第一次时效初（c）第一次时效后（ｄ）二次时效

3杂质元素对钎焊性能的影响

3.1 钙和镁

在镍基钎料中，当钙含量≤0.015%时，可得到无裂纹的钎焊缝。因为在钎焊过程中钙起脱氧剂的作用，当钙含量过高时，它又成为杂质存在于晶界中，引起钎焊裂纹。镁含量在0.005%～0.05%时，可显著提高合金的持久性能和塑性，减少晶界碳化物、硼化物的数量，提高晶间结合力。当镁含量过高时，则生成NiNi2Mg共晶(熔点1095℃)，降低高温性能。

3.2 铝和磷

这两种元素若存在于钎料中，会引起热裂。特别是磷，即使含量很低也会引起热裂纹，所以在有些镍基钎料中磷的允许含量0.02%。

3.3 硫

它是镍基钎焊合金中最有害的元素之一。可形成MgS、NiS等脆性相，在钎焊过程中引起热脆。

3.4 钛

它的影响大致与铝相同，使焊料金属产生热裂纹，并难以得到无裂纹的焊缝。

3.5 锌、汞、镉

它们都是易挥发元素，沸点低，含量在0.05%时，会出现低熔点杂质，降低高温性能并产生热裂纹，甚至影响钎焊的进行。

3.6氧、氢、氮气体

这3种气体的存在是使焊缝金属产生疏松的主要原因，英国焊接协会对NiCrMo型钎料焊缝进行过研究，认为氢使焊缝热影响区产生裂纹，当含硫量高时会助长氢裂。美国俄亥俄州航空基地实验室焊接组曾研究了氮对不锈钢焊缝金属的显微组织与应力腐蚀裂纹的影响，认为氮气含量超过0.2%以上时，将促使焊缝金属以初生奥氏体结晶，当焊缝冷却时，焊缝金属无铁素体，晶粒明显长大。在304型焊缝金属中，随氮气量增加(指0.2%N20.044%)时，在沸腾的MgCl2溶液中抗应力腐蚀裂纹能力趋于降低。因此，在钎料合金中都应对氧、氢、氮气体严格控制。

4 钎焊粉末质量控制措施

4.1 制粉前的准备

粉末质量的好坏与制粉前的准备工作是分不开的，需高度重视。工艺路线和最佳工艺参数要预先确定好。如炉衬耐火材料以碱性为好，且要求经过筛分和磁选;炉料需经去蚀、烘干，并应具有成分分析才能使用。

4.2 冶炼工艺控制

人们至今还不能解除高温合金熔体与耐火材料在高温下的一定程度的反应。特别是当熔体从氧化条件全部达到还原条件时，它们之间的相互扩散激烈，炉渣增多，最终炉衬出现腐蚀坑或槽，从而难免要污染熔体，时间愈长则污染愈严重。解决的办法是采用高温快速熔炼工艺。例如，在非真空中频感应炉中熔炼镍铬硼硅系钎料时，先将镍板平放于炉底，然后加入少量硅(不宜一次加完)，若有返回料，可加部分返回料，这一加料方法易于实现满负荷送电，达到快速的目的，一般50kg中频感应炉在7～10min就可出现熔池。当然熔炼者要时刻注意炉况，防止炉料搭桥，当炉中出现半熔融状态时，降低电流电压，将易于氧化的硼插于熔池中，然后迅速升温，通常在25～30min可达到出炉雾化的温度，若是热炉，则更快，否则45min也难以出炉。

4.3 雾化过程控制

雾化时靠中间包将熔体送入雾化喷嘴，此时的中间包需经900℃以上的高温烘烤，并根据不同粘性的熔体选择漏嘴直径，才能实现顺利的雾化。雾化操作是在熔体倒入漏包之前的瞬间先开氮气，使漏嘴处形成负压，当熔体一进入就可被吸入雾化，才不致于堵塞漏包。先开氮气的好处，还在于赶走了雾化室的空气，基本可保证雾化过程在惰性气体保护下进行。

4.4 粉末干燥处理

干燥宜求快而温度又不宜过高，要求粉末先经脱水处理后再进行干燥，一般真空干燥较理想，炉温控制在150℃以内。

4.5 粉末中异物的去除

粉末中有时不可避免的带进了炉渣和其它异物，由于密度不同，可以通过水淘和筛分去除，也可通过磁选将铁锈等物分离出去。

5 焊缝

5.1 焊缝组织分析

图3焊接态试样焊缝及其附近组织的微区成分分析(面扫描)结果。图3(a)是观察和分析区域的组织形貌，可看到其局部聚集了大量的点状和短杆状的强化相；图3(b)、(c)、(d)分别是对该区域进行面扫描得到的Mg、Si、Al的分布状况。众所周知，面扫描图中的亮点的稀疏与密集程度即反映该元素的分布浓度的高低。比较Mg、Si的分布状况能够清楚地看到，Si、Mg的高浓度区域正好对应着图3(a)的强化相聚集区。

图3 焊接态试样焊缝及附近组织的微区成分分析(面扫描)350

从Al-Si二元相图可知，只有硅含量大于1.65%才能出现共晶硅。而从局部的共晶硅的量可以判断，该处的硅含量接近共晶点(12.6%Si)，而焊缝处的钎料的Si含量是8%～10%。大量的Si集中在一个微小的区域，必然会导致该区域生成足够多的共晶硅或者是Mg2Si，如果Mg含量足够的话。所以，可以认为局部富集共晶硅或Mg2Si的区域是焊缝，同时也可以认为，焊缝处的Si还没有来得及向基体扩散。

焊缝的原始Mg含量为1%～2%，明显高于基体的Mg含量。因为该区域的Si含量也高，必然生成较多的Mg2Si。这样的现象既可说明该处为焊缝区也可说明Mg还没有来得及向基体扩散。

总的说来，焊接态的焊缝区域仍然存在明显的Si、Mg富集区。

从经过固溶处理的焊缝组织图(图4)中可以看到，在低的放大倍数条件下，不仅能够观察到某些视场里存在着某种第二相的焊缝区(如图4(a))，也能够观察到很干净的焊缝区(如图4(b))。可以说明，钎料和基体之间已经有了更明显的Si、Mg、Al原子的相互扩散，即已经形成了更好的冶金结合。

图4 固溶态试样焊缝及附近组织(SEM)

从图5中Si的分布状况可看出，焊缝中心区仍然存在硅颗粒。而Mg的分布是比较均匀的，Al的分布也看不出差别。这个视场也是具有代表性的良好的冶金结合区域。

图5 固溶态试样焊缝及附近组织的微区成分分析(面扫描)

尽管经过了固溶处理，但少数焊缝区仍然存在强化相的富集现象，如图5所示。图5是把看起来存在Si相富集的焊缝及其附近组织放大以后进行的微区成分分析(面扫描)结果。Si、Mg的分布状况说明，焊缝区仍然存在明显的Si和Mg的富集。

经过时效处理以后，在焊缝看起来已经基本上结合在一起了，但进一步放大以后观察、搜寻，可以看到局部区域存在如图7(a)所显示的疑似缝隙的现象。对这样的区域进行微区成分分析(面扫描)，可以看到只有极微小的区域里存在Mg的富集，而其它区域的Si和Mg的分布是均匀的。说明时效处理也能够促进焊缝处Si、Mg含量与基体的Si、Mg含量趋于一致，尽管温度比较低。

图6 固溶态试样存在明显富集区的焊缝及附近组织的微区成分分析(面扫描)

图7 固溶时效处理试样焊缝及附近组织的微区成分分析(面扫描)

图5、6为代表的现象表明，固溶能够促进Si、Mg原子向基体中扩散，且局部的Si、Mg原子的富集现象却是不能完全消除的。

图7为代表的现象也说明，固溶 时效处理也不能完全消除局部的Si、Mg元素富集。

5.2加压钎焊对钎缝组织的影响

不同压力下钎焊其钎缝宽度及接头强度的测试结果见表1。

压力的作用引起接头组织的变化，在低压水平下(图8a)，虽然沿钎缝轴线方向的黑色相已破碎、断续，但尺寸仍较大，甚至有横贯钎缝的黑色相。随压力升高(图8b)，钎缝中黑色相大大减少。并呈点状弥散分布，同时界面区黑色相亦减步，甚至消失。当压力达到120MPa时(图8c)，钎缝中的黑色相几乎全部消失。而界面区的黑色相却有连续分布的趋势^[3]。对钎缝组织进行EPM半定量成分分析表明，钎缝中黑色相里偏聚了BNi-2钎料中全部碳、硼、硅元素，而界面区黑色相中还含有较多的钛元素。参考有关合金相图可知，钎缝区的黑色相主要是NiSi化合物，灰色相是镍固溶体，而界面区的黑色相可能是Cr3Si和TiCr2一类化合物。增大钎焊压力，除拘束强化作用之外，还能促进钎缝中碳、硼、硅，特别是硅元素的扩散，从而对抑制钎缝中脆性相和提高钎焊接头强度有利。当钎焊压力过高时，会使界面区硅、钛含量升高而生成r3Si和TiCr2一类脆性化合物，使接头强度降低。

表1 钎缝宽度,接头强度测量值

注：钎焊温度1050C，保温时间15min，真空度^-2Pa

图8 钎焊接头SEM照片1600

5.3 钎缝宽度对接头强度的影响

由于搭接试样的钎缝圆角对试验结果精度影响很大，故采用对接试样测定接头的拉伸断裂强度。试样的形状和尺寸参考GB113663-89标准确定，试样周边采用精铣，钎焊面采用精磨。精加工后的试样在专用夹具上定位、点焊固定，可保证其尺寸精度，特别是保证准确的钎焊间隙。试样点焊固定后，在JTT-1型投影仪上测量其实际钎焊间隙，去除钎焊间隙不符合要求的试样(钎焊间隙变化应从零开始按0.01mm的整数倍增大)。采用相同成分的三种形态钎料焊接：非晶态钎料、粉状钎料、粘带状钎料；其中后两种为晶态钎料。由于1Cr18Ni9Ti是奥氏体不锈钢，其钎焊温度不宜过高，当钎焊温度高于1150℃时，晶粒开始猛烈长大。奥氏体不锈钢晶粒一旦长大，就不能再用热处理方法使其晶粒细化^[4]。所以采用了四种典型的钎焊工艺进行研究，钎焊温度和钎焊保温时间匹配如下：①1050℃10min；②1085℃10min；③1120℃10min；④1050℃50min。试样钎焊好后，用磨床加工掉钎缝突出部分，使其与母材等厚，为2mm。最后用铣床对称的加工掉试样两边点焊区，最终宽度为15mm。所有钎焊接头试样均采用慢速率拉伸方式在WE-30型万能拉伸试验机上进行拉伸试验，加载速率约为0.5mm/min。试验过程中记录拉伸断裂载荷。

图9 不同形态钎料下钎焊奸细对接头拉伸强度的影响

在四种典型的钎焊工艺下，三种形态钎料的钎焊接头拉伸强度随钎焊间隙的变化如图9所示。可见，在钎焊规范一定时，每一种形态钎料钎焊接头的拉伸强度随钎焊间隙变化的规律是相同的，即当钎焊间隙从零开始增加时，接头强度也明显提高，当钎焊间隙增加到某一值时，接头强度达到最高值，并且该最高值在一定的钎焊间隙变化范围内维持基本不变，即出现强度平台，然后随着钎焊间隙的再增大，接头强度剧烈下降^[5]。接头强度随钎焊间隙变化的这种规律实际上与钎缝组织形态随钎焊间隙变化的情况相对应。从非晶态钎料接头强度的变化看(图4a)，当钎焊间隙为0.01mm时(即Wmin=0.01mm)，接头开始达到最高强度，当钎焊间隙大于0.03mm时，接头强度开始随钎焊间隙的增加而剧烈降低，而在0.01～0.03mm范围内，接头强度变化不大，可近似认为保持不变，用非晶态BNi-2钎料在1050℃10min规范下钎焊时临界钎焊间隙为0.032mm。其他两种形态钎料的接头强度随钎焊间隙的变化具有与非晶态钎料相同的规律。钎焊间隙较大时，尽管可采取措施保证焊缝组织由镍基固溶体构成，但对接头强度仍是不利。从研究结果看，出现这种情况时的钎焊间隙约为0.06～0.08mm。这说明，镍基钎料钎焊不锈钢、高温合金等材料时适宜采用较小的钎焊间隙。钎焊间隙为零时，钎料难以填满整个钎焊间隙，易导致钎缝中出现空白、未钎着等缺陷；为保证钎缝填缝质量及利于成形，用这三种形态的BNi-2钎料钎焊1Crl8Ni9Ti不锈钢时，最小可用钎焊间隙不应小于0.01mm。

6 涂层

6.1 涂层的硬度分布

热处理前涂层和基体的硬度分别为32HRC和17HRC，经过正火处理后，涂层和基体的硬度为3113HRC和3013HRC;调质处理后分别为3110HRC和3618HRC。在经过正火和调质处理后，基体的硬度提高较大，但对涂层的硬度及其硬度分布影响不大。因为镍基合金的相变温度在1000℃左右，钢的常规热处理温度无法使涂层的组态发生变化，对涂层的性能基本没有影响。显微硬度测试条件，载荷砝码50g，保持时间10s，测量结果见图10。在复合涂层中，沿深度方向的硬度变化较大，涂层中部的硬度远大于涂层与基体的界面和表面处的硬度。由于在熔覆涂层时，WC上浮，在靠近界面处的WC的含量较低，其硬度下降;而在涂层表面存在杂质，疏松组织，也使其硬度降低。在这3种状态下，扩散层的硬度都很低，因为扩散层是含Fe达到69%的富铁镍基合金^[10]，硬度较低，而且通过正火和调质处理不能提高它的硬度。

图10 涂层沿厚度方向的显微硬度分布

6.2 涂层的微观形貌

用SEM观察涂层的微观形貌，图11分别为涂层在熔覆状态、正火和调质处理后的微观形貌。涂层中的WC在熔覆后发生偏聚现象，分布不均匀。另外，图11d显示涂层调质后在过渡层出现裂纹。由图11的涂层SEM分析，WC在镍基合金中不均匀分布的形貌与未经过热处理的涂层基本一样，而且有一部分WC与合金中的元素发生反应，形成块状的多元复相化合物，小颗粒的是未溶解WC。观察图11中的WC分布及形状，正火和调质处理对涂层的组织基本没有影响。但调质处理使涂层的扩散层中产生了裂纹。

6.3试样的疲劳性能

疲劳试验在弯曲疲劳机上进行，做了5～6级载荷的疲劳试验，每级载荷3～5根试样，试验结果如图12所示。在经过正火处理后，涂层试样的疲劳强度比未涂层试样大80MPa左右，首先，涂层阻碍疲劳裂纹的萌生，由于在镍基自熔合金中加入B和Si元素，这些元素的原子半径比镍原子的小得多，易于扩散到镍合金中，使金属的晶格发生较大的畸变。而金属的疲劳是位错运动的结果，晶格的畸变能有效地阻碍疲劳过程中的位错运动。又因为在镍基合金中加入30%的WC，而WC的熔点较高，并且弥散在镍基合金中，它们在位错运动中产生钉扎现象，也同样阻碍了位错运动。因此合金元素的加入，阻止了位错的交错滑移和胞状结构形成的倾向，有效地阻碍疲劳裂纹的萌生，增加试样表面的屈服强度，提高试样抵抗疲劳的能力。其宏观上表现为涂层合金的硬度大于母材，表面强度大于母材，并与试验相符合。再者由于大量的C、B原子与Ni、Cr原子扩散，使临近界面的母材形成合金珠光体组织而强化了基体。在涂层与基体之间存在硬度较低的扩散层(见图11)，它是富铁的镍基合金，具有良好的韧性，能够有效地阻碍裂纹的萌生与扩展，对提高疲劳强度也起着重要的作用。另外电镜照片显示了在镍基合金中加入了30%的碳化钨硬质相，它们与合金中的一些元素相结合，形成金属复相化合物，并以块状形式存在(见图11)，同样对合金起到强化作用。

经过调质处理后，涂层试样和未涂层试样疲劳强度试验结果是:在低周疲劳时，涂层试样强度比未涂层试样高，但在高周疲劳时低于未涂层试样。这是由于镍基合金具有较高的硬度，涂层试样相当于在较软的基体上包了一层较硬的合金外壳，承载能力比基体材料大，表现为低周疲劳强度大。在高周疲劳时，由于涂层材料是高温熔铸在基体上，组织的致密性不如基体材料，在涂层内部存在着一些缺陷，而且在调质时过渡层中产生裂纹，如图11d所示，它们都能萌生成疲劳裂纹，使涂层试样的疲劳强度下降。经过涂层的材料的疲劳强度与基体的强度有密切关系，当熔覆在高强度基体材料上时，使材料疲劳强度降低;当熔覆在低强度基体材料上，使材料的疲劳强度提高^[6]。

正火涂层试样与调质涂层试样在高周疲劳时，其疲劳强度相差不大，但在低周疲劳时，调质试样的疲劳强度大于正火试样，其原因是热处理后涂层的硬度相同，调质后基体的硬度大于正火的硬度，在低周疲劳时，试样基体硬度高的变形小，体现出疲劳强度高;而在高周疲劳时，虽然调质试样的基体硬度较高，但在扩散层中存在裂纹，成为疲劳裂纹源，没有呈现出疲劳强度提高的现象。

图11 不同状态下涂层截面的微观组织(SEM)

(a)熔覆状态 （b）正火处理后 （c）调质处理后 （d）调制处理后扩散层中的裂纹

图12 涂层与未涂层试样的疲劳寿命比较

7热处理

7.1热处理对合金组织的影响

7.1.1 金相分析

Inconel718合金经不同的热处理之后其金相组织见图13、图14。

图13 不同温度固溶 时效处理后的金相组织

（a）940℃ （b）960℃ （c）980℃ （d）1000℃

从图13可以看出随着固溶处理温度的升高，晶粒变粗，在960℃以上处理的组织为单相奥氏体，即化合物充分溶入基体中。

从图14可以看出经过固溶 时效处理后的Inconel718合金中有第二相析出。

图14 不同温度固溶处理后的金相组织

（a）940℃ （b）960℃ （c）980℃ （d）1000℃

7.1.2 扫描电镜分析

为了分析时效处理后析出相的型态，对试样进行扫描电镜观察，如图15所示。

图15 不同温度固溶 时效处理后的SEM照片

（a）940℃ （b）960℃ （c）980℃ （d）1000℃

由图15可以看出在晶内和晶界上都有析出相。文献^[5]中指出镍基高温合金时效后有γ"相、γ′相、δ相及碳化物析出。γ"(Ni3Nb)是主要强化相，尺寸非常细小，γ"相是一个亚稳定的过渡相，在适当的条件下将会转变成正交结构的δ-Ni3Nb，δ呈短棒状在晶界析出。γ′相是(Ni，Co)3(Al，Ti)形式，其形状与基体晶格错配有关，当发生0～0.2%错配时，γ′为球状;当错配上升到0.5%～1.0%时，变为立方体;当错配达1.25%以上后，变成板条状。MC(TiC，NbC)通常呈粗大不规则形态或，它们经常存在枝晶间。M6C(Cr23C6)呈块状在晶界析出。

7.2热处理对合金硬度的影响

本研究中合金的强度用维氏硬度试验来表征，通常，合金的硬度和拉伸强度的关联性比和屈服强度的关联性要好，热处理对合金硬度的影响主要取决于合金中γ"和γ′相的形态、尺寸和分布[6]。

不同温度固溶、固溶 时效处理后硬度值如图16所示。

图16 合金硬度随固溶温度的变化

从图16可以看出，固溶处理后合金的硬度随着温度的升高而减小。固溶 时效处理后合金的硬度随着温度的升高先是增大再减小，到980℃时达到最大值，且硬度值比仅固溶处理的增加约一倍。

当固溶温度过低时，合金组织中除了有奥氏体基体相还有第二相(如γ"、γ′相)并没有完全溶于基体中，由于存在未溶解的第二相强化使合金的硬度值较高。随着固溶温度的升高第二相会逐渐溶解到奥氏体基体中，第二相的强化作用减弱，合金的硬度值逐渐下降。同时随着温度继续升高，合金的晶粒尺寸增大，硬度值下降。

对于固溶 时效处理时，时效处理后的硬度比固溶处理后的大的多，这主要就是因为时效处理后有很多细小的析出相，如γ"相这种主要强化相，而且在980℃时析出相达到最多，并且呈细小弥散状分布在晶粒内及晶界上，使得强化效果达到最佳。

高温合金主要依赖于第二相强化，强化相主要是γ′-Ni3Al，γ"-Ni3Nb相^[7]。合金时效处理后有γ"和γ′相析出，且均匀弥散分布，故第二相强化果显著，时效处理后强度、硬度比时效前高。

7.3 热处理对合金耐蚀性能的影响

由于合金在980℃固溶处理时力学性能最好，在保证合金力学性能最好的条件下研究其耐蚀性能，所以只研究980℃固溶和980℃固溶 时效处理对合金耐蚀性能的影响。

7.3.1 极化曲线对比

980℃固溶和980℃固溶 时效处理样品的极化曲线如图17所示。

图17980℃不同热处理的极化曲线

从图17中可以看出980℃固溶处理后合金的致钝电流imax为:310-6A/cm2;维钝电流ip为:110-6A/cm2;而时效处理合金的致钝电流imax为:3.210-5A/cm2;维钝电流ip为:110-5A/cm2。从所测得的数据可以看出980℃固溶处理后的致钝电流、维钝电流比时效处理后的小。致钝电流越小说明合金越易钝化，也就是易形成钝化膜，这样合金就更耐腐蚀;维钝电流越小钝化膜的保护性也越好，钝化膜保护性好说明合金耐腐蚀^[8-9]。故固溶处理比固溶 时效处理后的合金耐蚀性好。

7.3.2 电化学阻抗谱

980℃不同热处理的电化学阻抗谱和等效电路图、等效电路元件参数如图18，19及表2所示。

图18980℃不同热处理的电化学阻抗谱及等效电路图

由图18得知，980℃固溶和980℃固溶 时效阻抗谱均只有一个时间常数，因此交流阻抗谱由单容抗弧组成，表明腐蚀过程受电化学反应控制。在低频时，反映CPE的性能;在高频时，反映电荷转移电阻Rt的性能。结合图19，不同热处理的容抗几乎相同，在高频时，固溶处理的Rt比时效后的大，说明固溶 时效的电荷转移更易进行，易发生腐蚀。

出现上述结果是由于:时效处理后有第二相析出，这样在合金中不同的相之间的电位不同就易形成微观腐蚀电池，基体相为阳极，析出相为阴极，析出相越多，微电池数目越多，使得合金的耐蚀性下降。而固溶处理后的合金中基本上形成了单相奥氏体组织，微电池数量少，这样合金的耐蚀性就会比时效处理后的好的多。

图19980℃不同热处理的电化学Bode图

表2 等效电路元件参数

7.3.3 H2S/CO2应力腐蚀实验

经H2S/CO2应力腐蚀实验前后试样的宏观形貌分别如图20(a)、(b)所示。

图20 H₂S/CO₂应力腐蚀试样

（a）腐蚀前（b）腐蚀后

扫描电镜观察U型试样顶部应力腐蚀程度如图21所示。

图21 H₂S/CO₂应力腐蚀试样表面SEM照片

（a）980℃固溶 （b）980℃固溶 时效

从图21中可见，无论是980℃固溶还是980℃固溶 时效的试样经过720h的H2S/CO2应力腐蚀试验后，表面仅有部分点蚀坑，没有腐蚀微裂纹产生。根据GB/T15970.3标准的检测规定，试样暴露在规定的周期后，试样没有发现裂纹，说明该试样是耐应力腐蚀的。上述实验结果表明Inconel718合金耐H2S/CO2应力腐蚀性能较好。

参考文献

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