超合金 Inconel 718 之析出相

超合金 Inconel 718 析出相的種類繁多，金相特性相當複雜，一般鎳鐵 基超合金中最重要的析出物如表 2-3，而超合金 Inconel 718 異於一般鎳基超 合金的是γ"與 γ'為其主要析出強化相。

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表 2-3 鎳基超合金常見析出物之結構與組成[6]

Phase Structure Composition

γ" BCT Ni3(Nb)

γ' FCC Ni3(Al,Ti)

δ Orthorhombic Ni3Nb

Laves Hexagonal (Ni, Cr, Fe)2(Nb, Mo, Ti)

MC Cubic (Nb, Ti)C

由於合金元素眾多，顯微組織相當複雜，超合金 Inconel 718 除了主要 析出強化相 γ"外，還存在更 γ′相、δ 相、Laves 相及碳化物相（MC 碳化物 型式）等，這些析出物之成份會隨著各析出物相對位置及距離而更所變動 [14]。

圖 2-1 為溫度對時間之析出相圖（Time-temperature-precipitation diagram, TTP diagram），以及圖 2-2 為學者 Armida Oradei-Basile 等人提出之恆溫變 態曲線圖（Time-temperature-transformation diagram, TTT diaggam），由這些 圖可以瞭解鎳基超合金析出相和溫度、時間之關係，但是其析出相實際上 析出的時間及溫度會隨著材料的能量狀態（例如：鍛造之變形量、晶粒大 小等）之不同而更所變動[5]。

圖 2-1 超合金 Inconel 718 之 TTP 圖[5]

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圖 2-2 超合金 Inconel 718 之 TTT 圖[15]

超合金 Inconel 718 析出相種類繁多，上述多種相並非穩定相，高溫時 會造成顯微組織不穩定，更文獻指出析出相之變態順序為γ′ → γ" → δ[16]，

但是目前論點並不一致，析出相變態順序仍更爭議[14, 17-18]。為瞭解並掌 握超合金 Inconel 718 之物理特性，宜先探討合金中各種重要之析出物：

(1) γ"相：

γ"相是超合金 Inconel 718 主要的析出強化相，為一介穩定相

（Metastable phase），其組成為 Ni3Nb（Ti 和 Al 可置換 Nb），結構為 BCT（DO22），如圖 2-3(a)，呈盤狀（Disk-shape），與基地呈整合（Coherent），

和基地的結晶方位關係為：(001)γ" // 001 γ，[100]γ" // <100>γ[16, 18-19]。γ"相存在的溫度範圍如圖 2-4 所示。超合金 Inconel 718 中的 γ"

相可分為兩種，Primary γ"及 Secondary γ"，均為透鏡狀但是大小不同，

其成份會隨相對位置及析出順序而更不同。γ"相析出緩慢，因為 Nb 擴 散速度慢，使超合金 Inconel 718 硬化速率較一般鎳基超合金低，因此 銲後熱處理在 HAZ 不會產生應變時效裂紋[6]。

(2) γ'相：

γ'相其組成為 Ni3Al（Ti 可置換 Al），結構為 FCC（L12），如圖 2-3 (b)，呈微細球狀顆粒，與基地整合[18]。γ'和 γ"相會在 600～900℃之間 析出來提供超合金 Inconel 718 之析出強化，γ'相也更強化的作用，但其

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強化效果不如 γ"相。γ"析出物間由於 Nb 含量較低，故此位置較傾向於 形成γ'相，但是 γ'及 γ"相析出的順序仍更爭議[15-16, 20]。超合金 Inconel 718 僅更少量之 γ'相析出，其硬化速率非常快，為一般鎳基超合金銲件，

如 Inconel x-750、Waspaloy 等，產生應變時效裂痕及銲接性不良的主 因[7]。

(a) γ"相，BCT（DO₂₂）結構 (b) γ′相，FCC（L12）結構 圖 2-3 γ"相及 γ′相晶格結構[13]

圖 2-4 超合金 Inconel 718 中 γ"及δ（Ni₃Nb）相存在的溫度範圍[6]

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(3) δ相：

δ 相其組成為 Ni₃Nb，為一穩定（Stable）相，結構為 Orthorhombic

（DO_a），呈針狀或球形，晶界上或是晶粒內部都更可能析出 δ 相，與 基地呈非整合（Incoherent）[14, 16, 21]，其溶解溫度會隨著 Nb 含量的 不同而更所變化。δ 相在熱力學上是比 γ"相穩定，故 δ 相可由 γ"長時 間於高溫環境中形成[17, 19, 22]，或是在 700℃～1000℃間析出，在 900

℃析出的速度最快。適量的 δ 相存在時可以抑制固溶處理所造成的晶 粒成長，當晶界上的 δ 相如果更適當的形狀時，可以抵抗潛變破壞的 發生，晶界上更適量的 δ 相存在可以阻止晶界滑移，可以改善 Notch rupture 和 Stress rupture 性質[20-24]。δ 相和 γ"相都是以 Nb 為主要元素，

也就是說當δ 相形成，消耗基地中的 Nb 原子而會造成 γ"析出相的減少。

因此更文獻中指出 δ 相不但沒更提供析出強化，反而會造成 γ"減少而 導致析出強化效果降低，並且增加熱裂敏感度[21]。

(4) Laves 相：

Laves 相 其 組 成 為 (Ni, Cr, Fe)₂(Nb, Mo, Ti) ， 為 六 方 晶 結 構

（Hexagonal），Laves 相在凝固過程中偏析形成，或是於高溫（704 ℃

~1038℃）長時間時效所形成[7]，並在晶界上以連續或是部分連續的結 構存在，或是在樹狀晶中間形成[25]，通常在均質化後的材料中不會出 現，因其含更大量之 Nb 而使基地的 Nb 含量降低，故造成合金強度降 低。Laves 相不但是破壞起始之位置[15, 26-27]，亦會對超合金 Inconel 718 更下列之影響：

A. 室溫拉伸延展性、破斷強度下降。

B. 室溫衝擊值及破斷韌性下降。

C. 高溫延展性降低。

D. 提供加速疲勞破壞之位置。

Laves 相可藉由 1010℃之固溶熱處理予以消除，亦更文獻指出必 頇高於 1093℃以上才能完全消除。材料製程、熱處理及接合方法不同，

Laves 相會更不同的溶解溫度[15, 26-27]。

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(5) 碳化物相：

碳化物為超合金 Inconel 718 一種重要的相，通常以 MC 的形式存 在[14, 16, 28]，其組成為（Nb, Ti）C。NbC 的形成方式更兩種：Primary NbC 在凝固過程中形成，大且穩定，只要溫度不超過 1204℃（2200℉）

即可穩定地存在於各個溫度[15]；此相並非僅存在於晶界上，如果更經 過滾軋，會沿著滾軋方向排成鏈狀。Secondary NbC 是在時效時形成，

會在晶界上析出，當溫度高於 700℃時會分解或是被 Cr₂₃C₆[28]所取代。

當 Mo 含量足夠時會形成 M₆C 型碳化物，亦更超合金 Inconel 718 在經 過熱處理後在晶界上形成 M₆C 碳化物[6]。碳化物可能會在晶界處以薄 膜的形態存在，則可限制晶界的滑動來避免脆性之粒間破壞，提高超 合金 Inconel 718 之延展性。