Ni基高温合金中Nb的固溶强化

Ni基高温合金中Nb的固溶强化

晶格中的部分原子被其他原子置换可产生和位错相互作用的晶格畸变。Nb在Ni和

Cr20-Ni80合金中的溶解度不大，在1200℃时，Nb在Cr20-Ni80中的溶解度为7％，且随着温度的降低溶解度也减小。Nb和Ni之间的原子尺寸错配度高达15％左右，这限制了Nb在Ni中的充分溶解。然而，这样高的原子尺寸错配度在另一方面也表明Nb在产生晶格畸变方面具有很强的能力。

无论Nb含量多少，Nb主要存在于γ相中(~57％)，其次存在于γ…相中 (-28％)，在碳化物中的Nb最少 (-15％)。研究发现Nb含量从0％提高到2．46％，7相的点阵间隔从3．5634nm增加到3．5713nm。γ和γ…相的晶格错配度先从无Nb时的0．76增加到含Nbl．24％时的0．81，之后又开始下降，含Nb量为2．46％时晶格错配度降到原始值。随着Nb含量从o％提高到2．46％，剪切模量从81．7x103提高到85．0x103。研究已证实．在含 Cr20％的Ni和Ni-Fe基625、706和 718合金中Nb能起到固溶强化的效果。据估算，加入2．46％的Nb产生的固溶强化可使合金的屈服强度提高约 44Mpa。这大概占由于Nb的添加而产生的室温屈服强度增加量的一半。由于随着Nb含量的增加，γ和γ…相的晶格错配度变化不大，因此，Nb对由于晶格错配所产生的共格应变的贡献不大。结果，合金强度增量的其余部分就主要归因于由于Nb增大合金的反相畴界能而产生的共格应变强化。

Ni基高温合金中Nb的共格相强化

我们就可以推测Nb在625、706和718合金中所起的作用。Nb所具有的适中的熔点和低弹性模量使Nb在固溶强化方面效果不明显。其较大的原子半径限制了其在镍基合金中的溶解度，而其正电性特性使Nb易形成稳定的碳化物和氮化物。另外，Nb的低密度使含Nb合金适于制作转动件，实际上，Nb的最大优势在于其可促进γ，和γ…相的形成。Nb 倾向于偏聚在这两个相中，从而导致其体积分数的增加。同时，Nb可减少Al和Ti在基体中的溶解度，从而进一步增加γ和γ…相的含量。此外，Nb可增加γ…相的反相畴界能，这增大了位错切割γ…相的阻力从而提高合金的高温强度。

在对Nb的特性有一个初步了解后，就可以开始研究Nb在625、706和718合金中的作用了。首先，我们将对三种合金中最富Ni的625合金进行研究。

625合金中Nb的冶金特性

在航空航天领域，625合金被广泛用来制作推力换向器、消声器、壳体、排气管、燃烧室、转换导管、排气元件和发动机安装法兰及支架。多年来，随着对 625合金的性能优化已出现了一些新的商用合金，比如725合金、Custom Age 625Plus?合金、626合金、625LCF?合金和718合金(通过增加Nb含量来增加高温强度)。

最终因子试验确定了Nb、Mo、Cr、A1和Ti的最佳含量。Nb在625合金中的溶解度大约为2．5％，且随着Mo+Cr含量的降低而增加(基于和718合金时效效果的比较)。

在固溶状态，Nb只是略微增大625合金的基体强度。然而．在时效状态 (704℃／16h

／AC)，当Nb含量超过 2．5％时，屈服强度显著增大。这些研究表明，Mo可增大基体的

固溶强度，并且还可单独或与Nb一起增大高温时效合金的时效强化效果，同时降低高温

时效合金的冲击韧性。

Nb在镍铁基高温合金中的作用

大量的以Nb强化的变形高温合金从技术上来说就是镍铁基高温合金，这类合金包括

众所周知的：706，718，903和909合金。这些合金具有一些共同的特点：这些合金主要

以锻造或变形态应用，使用温度不超过650℃的。这些合金都以Nb进行强化，并且常常

主要通过沉淀析出共格的γ和γ…相来提高合金的使用性能。这些合金的Ni含量必须超过2 5％，这样才能保证在面心立方奥氏体基体中可以析出γ…相。

镍铁基高温合金的固溶强化

在镍铁基高温合金中，Co、Cr、Mo及w元素连同Nb一起，使合金得到固溶强化，但对Nb元素来说，沉淀强化相起着更重要的作用。 Stoloff估计在718合金的固溶体中，Nb大约占3％

镍铁基高温合金中铌对碳化物强化的作用

镍铁基高温合金中可形成MC型碳化物，这类高温合金广泛用于制造涡轮盘和涡轮转子，而它们中的碳化物在合金锻造及热处理过程中，将在合金晶粒度的控制上发挥重要作用。这些碳化物中一般富集Ti、Ti与Nb的复合物以及其它难熔元素。Nb可以使MC型碳

化物更加稳定，但是在后序高温热处理及热时效中，MC型碳化物还是会转变成为 M23C6

和M6C。

镍铁基高温合金中铌对共格相强化的作用

在镍铁基高温合金中可以形成两种共格相即γ…和γ“相。γ?相是一种有序共格相，是Ti

和Ni反应形成的，它与在镍基合金中Ni和Al反应形成的γ…相相比有差异。由于镍铁基合

金中Nb的存在，γ“相成为了合金强度的主要提供者，这个共格相是体心四方结构(BCT)，(它的结构可以看作是两个FCC单胞的堆垛)。在基体中γ“相是圆盘和片状析出的，还曾观

察到有γ“包覆着γ…颗粒，这种γ”相的稳定性明显高于γ…。γ“相的析出依赖于 Nb和Fe的存在，这是因为Nb和Nb提供了γ“形成所需的电子—原子比以及基体与沉淀错配相的关系。

δ相是圆盘或胞状，与基体不共格，用δ相可以来控制晶粒度，而δ相对合金强度则

具有双重作用。另一种直接来自于γ…的相是η相(Ni3Ti)，合金中Ti和 Nb的高含量是η相

的形成的原因，η相通常在晶界呈盘状或胞状，它会大大降低合金的塑性。某种热处理可

以使镍铁基合金中析出一种更加温和的块状析出相，它可以象δ相一样，在制造中用于控

制合金的晶粒度。刀相和δ相的形成，将会降低合金潜在的强度，因为它们二者都会占用

形成强化相γ…和γ“所需的Ti和Nb。镍铁基合金中也可以形成拓扑密排相(TCP)和Laves相。Laves相比较常见，它与合金中的Nb、Fe和Si有关。

Nb在706合金中的冶金行为

706合金是60年代后期由718合金发展而来的，以满足大型锻造燃气涡轮件的冶金需求。706合金中的Ni、Mo及强化元素含量较低，因而提高了合金的可锻性，减少了大尺寸合金锭横截面上形成宏观偏析的趋势，同时合金的机械加工性能也得到了改善，降低了成本。合金中Nb、Al含量的降低，也使得合金形成偏析和黑斑的趋势降低。另外，在合金强化元素降低的同时，增加了一定的Ti含量以保持706合金的强度，为了改善706合金加工性能，合金中的c含量控制的比718合金要低。706合金中主要的相及它们典型的形貌。

706合金中的第三种析出相是刀相 (Ni3Ti，Nb)，它是六方晶系D024晶体结构，在晶

界以细小片状析出，在晶内以长片状(针状)析出，在760-870℃之间η相以消耗γ…和γ“相

的方式粗化长大。经过1120℃的退火处理，η相可以在晶内均匀形核，但低于该温度则不

均匀，这可能是因为残余亚结构，这些亚结构与预先析出的MC型碳化物颗粒有关，而碳

化物的形成会对η相溶解温度产生影响。从斜方晶系的Ni3Nb) γ“相转变为六方晶系的(Ni3 NbO．33TiO．67)η相时，存在一些成分的转变。随着合金中Ti含量的增加，合金中的η

相还会进一步转变为三角晶系的(Ni3 NbO．11 Ti0．89)η相、六方晶系的(Ni3

NbO．03Ti0．97)η相，利用析出的，η相可以在合金锻造过程中控制晶粒尺寸(24，30，32)。在低于η相溶解温度下，706合金的流变应力大大增加，同样锻造所需的压力也大大增加了。

706合金在经过高达870-930℃的高温时效后，就会析出Laves相(Fe2Nb) [六方晶系

C36的晶体结构]，显微组织中Laves相看起来像晶界上的η相，但略粗大些。

在加工和时效热处理过程中，706合金中还会形成富Nb和Ti的MC型碳化物(面心立

方结构，a=4．43埃)，这些碳化物如同非常细小沉淀相大多位于晶界。706合金显微组织

中通常还可以观察到少量的M23C6，NbC，NbN或Nb(C，N)。

Nb在718合金中的冶金行为

718合金是最主要的镍铁基高温合金，它几乎占了全世界高温合金用量的一半。可以

制成各种各样的产品，它可用于制造盘件、轴、承力件、紧固件、薄板件及结构件。53％

Ni~20％Fe的基体中合金的强化作用主要靠5．3％Nb来形成γ“(18％-20％)，这使得718

合金的屈服强度比其它靠同样数量γ…强化的合金更高。但是γ“相是一种亚稳定相，在650℃以上的长期使用中会转变成δ相导致合金的强度降低。

和706合金一样，在718合金的γ基体中会析出共格的细小片状γ“相，在某种热处理

条件和特定的(AL+Ti／Nb比率下，γ“可能会包覆在立方体γ…相所有6个面上，这种结构被

证明可以推迟γ“相的粗化。随着合金中Nb含量从 3．5％增至6．5％，合金的强度不断

提高，但当Nb>5％时，就会促进合金中 Laves相及δ相的析出，从而对合金的塑性和强

度产生潜在的危害，因为Laves相中会占有28％Nb和10％Mo，从而减少这些元素对合金

强度的作用。