IncoloyH合金具有耐高温、耐腐蚀和良好的力学性能，特别是高温蠕变性能、持久性能优异，在石化等行业℃以上环境的高温设备中被大量选用。IncoloyH合金是时效硬化型合金，以γ为强化相，随Al和Ti的含量增加，γ(Ni?(Al,Ti))析出量也会增加。γ的析出对提高合金的抗蠕变性能有利，而对韧性有所损害。研究表明，合金成分能显著影响合金的强化效应，Al和Ti质量分数之和为0.5%～1.0%时，合金具有较理想的抗蠕变性能和较好的韧性。热处理制度对合金的组织有很大影响，改变合金的热处理工艺可改变合金中相的组成、分布、数量和形态，还可改善合金的晶界状态，从而改善合金性能[]。通过调整热加工工艺，可实现对合金微观组织的控制。
对IncoloyH合金的研究局限于腐蚀性能及焊接性能，对其热加工性能的研究较少。对该合金进行了不同温度、不同变形量下的热变形试验，并对经热变形处理后的试样进行固溶处理，研究了变形温度和变形量对合金组织和性能的影响。
1实验材料及方法
试验用IncoloyH合金的化学成分：w(C)=0.08%,w(Cr)=19%～22%,w(A1)=0.45%,
w(Ti)=0.45%,w(Ni)=30%～35%,w(Cu)=0.35%,余量为Fe。试样的原始状态为轧制棒材。将其加工成直径8mm高12mm的圆柱体，在Gleeble-3热模拟试验机上进行热压缩试验。热压缩试验采用的变形速率为1s-1;变形温度分别为,,,,和℃;变形量分别为10%,20%,30%,40%,50%和60%。
热模拟实验后，对压扁试样进行外观检查；随后，用线切割将压扁试样沿轴线对半抛开。将其中一块制作成金相试样，采用ZEISS光学金相显微镜观察试样经热模拟后的再结晶情况。另一半试样在箱式电阻炉中进行℃×1h/空冷的固溶处理，观察试样经热模拟试验及固溶处理后的回复再结晶情况。采用JSMLV型扫描电镜及其自带能谱仪观察析出相的数量和形貌，并分析成分。
金相试样腐蚀液由5g的CuSO?+mL的HCl+50mL的C?H?OH配制而成。进行金相观察时，重点观察试样的中心区域。
2实验结果
2.1热变形参数对IncoloyH合金组织的影响
图1给出了IncoloyH合金经不同温度和不同变形量热压缩后的金相照片。由图1可见，在同一变形温度下，随着变形量的增加，合金发生再结晶的比例增大，组织由发生形变的畸变晶粒转变为无畸变的等轴晶。在相同变形量下，高温相对于低温再结晶程度有很大提高，而且再结晶晶粒长大。
在整个热模拟实验的温度范围内，IncoloyH合金表现出良好的塑性，试样表面未出现裂纹。变形温度为℃变形量60%时，心部出现微小裂纹。其金相组织如图li所示。变形量为40%,在℃该合金组织未发生明显变化，晶粒因被压扁呈扁平状；直到温度达到℃,合金才开始在晶界处等有利于再结晶形核的部位产生再结晶[12.1+1],这是由于晶界等特殊部位能够同时具备大角度界面和高密度缺陷两个再结晶形核的基本条件，有利于在变形过程中不连续动态再结晶核心的形成。在℃变形量为20%时，合金有部分发生再结晶；之后，随变形量的增加，该合金再结晶程度逐步升高。在图1h所示的条件下，无畸变的等轴晶粒全部取代畸变严重的变形晶粒，再结晶完成。由此可见，在同一变形温度下，变形量越大，再结晶驱动力越大，再结晶温度越低；变形量越小，开始再结晶温度就越高，意味着临界变形量随着热加工温度的升高而减小。
再结晶是自由能降低的自发过程，包括形核和长大两个过程。动态再结晶的发生取决于压缩试样所储存的变形能是否能够提供位错开动所需的能量。快，有利于再结晶的形核和晶粒的长大。较大的应变量不仅提供了较高的应变能，而且使压缩试样产生温升，有利于动态再结晶的发生[1]。总之，变形温度高，变形量大，都有利于变形过程中动态再结晶的发生。
图2为IncoloyH合金再结晶三维比例图示。在每一个形变温度下，转变曲线如S形。根据再结晶的转变动力学，发生再结晶需要一段孕育期，热加工温度越高，孕育期越短。开始再结晶时，转变速率很低，随着转变量增加，转变速率逐渐加快；到约50%时速率达到最大；之后，再增加速率又减慢。
2.2热变形条件对IncoloyH合金的力学行为的影响
图3为IncoloyH合金在同一最大名义变形量S不同变形温度下的真应力-应变(σe)曲线。由图3可见，各组σe曲线呈现出明显的动态再结晶特征。在形变初期，流变应力随着应变量的增加迅速上升，为加工硬化阶段。随着变形量增大，位错不断增殖，位错间的交互作用又增大了位错运动阻力，从而呈现加工硬化现象[18]。形变初期的加工硬化大于动态回复软化。随着变形进行，合金发生动态再结晶。再结晶时，大量位错随再结晶核心大角度界面推移而消除，当这样的软化过程占主导地位时，流变应力下降，ve曲线出现峰值。图3中的σe曲线周期性地出现峰值。这是因为：当动态再结晶发生软化后，加工硬化与动态软化达不到平衡，位错密度来不及增长到足以使再结晶达到能与加工硬化相抗衡的程度；在第一个峰值之后，重新出现以硬化为主的上升曲线；随着位错密度累积，使动态再结晶占据主导地位，曲线下降，出现另一峰值。这一过程反复进行，使曲线周期性地出现峰值。
由图3可见，对于同一应变值，变形温度越高，所对应的应力越低；随着变形温度降低，应力峰值向应变增大方向移动。这是由于在较低温度下变形时，加工硬化率较高，回复软化进行比较困难。变形温度越高，空位原子扩散和位错进行交滑移、攀移的驱动力越大，越易于发生动态再结晶。当变形温度降低时，应力峰值向应变增大方向移动，表明变形温度对发生动态再结晶临界变形量的影响：峰值应变越大，再结晶越难进行。
2.3固溶处理对IncoloyH合金析出相的影响
图4为IncoloyH合金热模拟后试样析出相形貌。由图4可以看到，在晶内及晶界分布有一定数量的析出相，呈薄片状、菱形或不规则块状，尺寸大多在2～3μm。
图4a中析出相的成分为：x(C)=28.65%,x(N)=31.07%,x(Al)=0.79%,x(Ti)=39.50%;图4b中条状析出相的成分为x(C)=20.56%,x(O)=9.07%,x(S)=6.39%,x(Ti)=11.94%,x(Cr)=17.47%,x(Fe)=20.93%,x(Ni)=13.64%;图4c中析出相的成分为：x(C)=21.40%,x(N)=18.00%,x(Ti)=35.10%,x(Cr)=6.91%,x(Fe)=11.61%,x(Ni)=6.99%;图4d中析出相的成分为：x(N)=33.44%,x(Ti)=66.56%。晶界处析出较多碳化物，这是因为含钛析出相减少，使基体中碳含量相对提高。碳和其他元素之间的交互作用非常复杂，根据碳和其他元素的质量分数不同，可能形成不同类型碳化物。钛和铬是一对很强的碳化物形成元素，钛和碳的亲和力比铬和碳的亲和力要强，在平衡状态下，首先析出TiC而不是Cr?C。但是，对于该成分合金来说，因为基体中Ti含量低，除了形成TiC之外，还有部分碳要与Cr生成碳化物。对于一定的铬含量，碳含量较高时，Cr?C?的析出倾向较大。
固溶处理后的IncoloyH合金，在晶内及晶界都出现大量明显弥散分布于基体之上的析出相。图5为经过固溶处理的IncoloyH合金的析出相。固溶处理之后，该合金在晶界处多析出含碳及含硫薄片间隙相。图5a中析出相的成分为：x(C)=16.84%,x(N)=21.21%,x(Ti)=31.61%,x(Cr)=7.70%,x(Fe)=13.99%,x(Ni)=8.65%;图5b中析出相的成分：
x(C)=22.40%,x(N)=9.30%,x(S)=6.95%,x(Ti)=36.45%,x(Cr)=10.60%,x(Fe)=8.45%,x(Ni)=
5.85%;图5c中析出相的成分为x(C)=21.59%,x(O)=14.71%,x(Cr)=28.95%,x(Fe)=
20.37%,x(Ni)=14.37%;图5d中析出相的成分为x(C)=31.70%,x(O)=17.28%,x(Cr)=
27.54%,x(Fe)=14.68%,x(Ni)=8.80%。固溶处理之后，晶界和晶内块状TiC都发生了明显的退化，在其周围生成细粒状Cr?C。退化反应表示为
TiC+(Cr)→Cr?3C?+(Al,Ti)(1)
这些碳化物在晶界处都为薄片状，是裂纹易于产生和扩展区域，对组织性能不利。
3结论
(1)在试验采用的温度范围内，低铝钛IncoloyH合金表现出良好的塑性，试样表面未出现裂纹；变形温度为℃,变形量为60%时，心部出现微小裂纹。(2)随着变形温度降低，低铝钛IncoloyH合金应力峰值向应变增大的方向移动。即峰值应变越大，再结晶越难进行。(3)低铝钛IncoloyH合金热加工温度越高，再结晶的孕育期越短。开始再结晶时，转变速率很小，到转变量约为50%时速率达到最大；转变量再增加，速率又减小。(4)低铝钛IncoloyH合金析出相呈薄片状、菱形或不规则块状，尺寸大多在2～3μm。固溶处理后，该合金析出大量的弥散细小的析出相。晶界和晶内块状TiC发生了退化反应，在其周围生成细粒状Cr?Cs。这些碳化物在晶界处为薄片状，是裂纹易于产生和扩展区域，对组织性能不利。
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