含Nb高温合金的进展

1 中国含铌高温合金的研究和发展 Xishan Xie High Temperature Materials Research Laboratories, University of Science & Technology Beijing, Beijing 100083, China 关键词：铌，高温合金，强化 摘要：铌是铁基、镍铁基和镍基高温合金中的一个重要强化元素，中国对铌在改进和发展高 温合金方面给以特别的关注。含 0.5-0.6％铌 A-286 合金的变种 GH4871*铁基高温合金可以 在 600-650℃的范围内作为叶片式盘材使用。为了使含 5-5.5％Nb 的镍铁基高温合金 Inconel718（中国标号 GH4169）的使用温度由 650℃提高到 700℃，在中国正进行着系统的 研究和发展。 中国自己发明和发展的镍基高温合金 GH4133 含 1.5％Nb 以及 2.5-3.0％Ti 和 0.7-1.2％ Al，在中国喷气发动机中已广泛地应用在 700℃下的各类涡轮盘件。从经济因素出发，在 B-1900 镍基高温合金中仅以强化的作用来研讨用 Nb 代 Ta 的可能性。 1 引言 Ni3M，其中 M 可以是 Al，Ti，Nb 或 Ta，是铁基、镍铁基和镍基高温合金中最重要的 析出强化相，诸如 γ’或 γ’’。在当今航空发动机和燃气轮机工业中因发展和使用了 Inconel718 （约含 5％Nb）合金而使 Nb 具有特殊的重要性，因为 Inconel718 在高温合金的使用量中占 了很大的比例。铌不仅具有 γ’和 γ’’析出强化的优异效果并且还对高温合金基体具有固溶强 化的作用。 中国对铌在改进和发展高温合金方面给以特别的关注。一种含 0.5—1.6％Nb 以及 2％Ti 和 0.4％Al 的铁基高温合金 GH4871（A—286 合金加铌后的变种）可以在 600—650℃作为 叶片和盘材使用。为了使 Inconel718（中国标号 GH4169）合金的使用温度由 650℃提高到 700℃，采用 γ’和 γ’’的包覆组织（compact morphology）和复合析出（associated precipitation） 的组织以及化学成分的调整，使合金的 700℃蠕变性能颇具有吸引力。含 1.5％Nb 以及 2.5—3.0％Ti 和 0.7—1.2％Al 的 GH4133 镍基盘材合金在中国喷气发动机中已经获得广泛应 用。从经济因素出发,期望在 B1900 铸造高温合金中用 Nb 来代替 Ta 以获得同样的强化效果。 上述四个含铌高温合金的研究和发展将在本文中进行论述。 2 2 铁基高温合金 GH4871 15Cr—25Ni—1Mo—2Ti—Al 型（A—286）铁基高温合金之所以在世界上被广泛地应用 于动力、化工和航空发动机等工业,是在于它具有便宜的价格以及良好的综合力学性能和工 艺性能。随着高温工业发展的要求，在中国发展了一个在 A—286 合金中加入 Nb 和 W 的新 型变种合金（15Cr—25Ni—1.5Mo—1W—2Ti—Nb—Al），被命名为 GH4871[1,2]。GH4871 可 以采用非真空感应＋电渣（AIM＋ESR）或者真空感应＋电渣（VIM＋ESR）冶炼生产。GH4871 的成分见表 1。 表1 GH4871合金的化学成分（wt％） 元素 成份 C ≤0.08 Mn ≤0.5 Si ≤0.5 P ≤0.03 S ≤0.02 Cr 12.5~15.0 Ni 26.0~30.0 W 0.5~1.2 Mo 1.0~2.0 元素 成份 Al ≤0.45 Ti 1.80~2.40 V ≤0.30 B 0.005~0.02 Ce ≤0.02 Nb 0.2~0.8 Fe bal. 注:热处理: 980~1000 /℃ 1~2h/油冷+700~720 /14~18h/℃ 空冷 *GH是中国高温合金的标号 合金中加入的铌进入 γ’形成 Ni3（Ti，Nb，Al）析出物，在使 γ’强化相数量增加的同时 亦提高了 γ’相的稳定性。Ni3（Ti，Nb，Al）型 γ’相均匀地分布在 γ 基体中，其平均尺寸为 10—20nm，析出相的重量百分数大约为 3％。与 A—286 相比 GH4871 中 γ’相的析出量增加 了三分之一。γ’强化相与 γ基体保持共格关系，γ’—γ’’的点阵错配度约为 0.49％。 GH4871 合金的拉伸和持久性能与 A—286（GH4132）合金的对比见图 1 和图 2。GH4871 合金的持久性能在采用真空冶炼的条件下可以得到进一步的提高。图 3 显示在 650℃真空冶 炼（VIM＋ESR）的 GH4871 不仅使持久寿命而且在持久塑性上与大气冶炼（AIM＋ESR） 的 GH4871[3]合金相比都可以提高到一个较高的水平。 图 4 是在应变控制条件下 GH4871 的低周疲劳性能与经济的 15Cr/25Ni 型合金以及高合 金化的镍铁基高温合金 Inconel718（18Cr—54Ni—18Fe—5Nb—3Mo—1Ti-0.5Al）[4]比较图。 GH4871 合金的低周疲劳性能大大高于 A—286，且几乎是与 Inconel718 相当。由于 GH4871 具有优异的低周疲劳性能，有利于在动力中作为盘件使用。 为了模拟在高温蠕变，疲劳以及蠕变和疲劳交互作用条件下的裂纹扩展行为，对 GH4871 进行三种载荷谱的试验，这就是在最大载荷下保持 5s 和 90s 的周期持久以及恒定载 荷条件下的蠕变。图 5 是在 650℃上述三种载荷谱条件下的一例代表性的显示。真空冶炼 3 （VIM＋ESR）GH4871 的裂纹扩展速率都要比大气下冶炼（AIM＋ESR）的 GH4871 更低[5]。 这真空冶炼的 GH4871 由于具备良好的强度和韧性配合而更有利于作为盘件使用。 通过加 Nb 和 W 来进一步强化的变种 A—286，即被命名为 GH4871 合金在中国获得成 功的发展并且得到了工业应用。GH4871 具有高的拉伸强度，持久和蠕变抗力以及在低周和 蠕变/疲劳交互作用条件下长的断裂寿命。GH4871 已经在柴油机上作为增压器的叶片使用。 在 1988—1998 年间成功地生产了 600000 片叶片。这些叶片已在中国天津机车车辆厂被成功 地装配了约 20,000 台燃气增压涡轮并投入使用。一些试验盘件也在铁道运输工业中使用， 对中国机车工业产生了巨大的经济和社会效益。 图 1 GH4871 合金与 GH4132（A—286）的拉伸性能对比 UTS:断裂强度;Ak:冲击韧性;T:温度;δ:伸长率 4 图 2 GH4871 合金与 GH4132（A—286）合金的持久性能对比 图 3 真空冶炼（VIM＋ESR）与大气下冶炼（AIM＋ESR）的 GH4871 合金在 650℃持久性能对比。 a 在 441Mpa 和 490Mpa 的持久塑性; b 在 441Mpa 和 490Mpa 的持久塑性 5 图 4 GH4871（AIM＋ESR）与 A-286 以及 Inconel718 的低周疲劳性能比较 图 5 大气冶炼（AIM＋ESR）及真空冶炼（VIM＋ESR）的 GH4871 合金在 650℃最大 载荷下负载 90s 时的裂纹扩展速率对比 6 3 改型 Inconel718 合金 具有高铌含量主要借助 Ni3Nb 型 γ’’相并辅以 Ni3Al 型 γ’相析出强化的 Inconel718 （Ni—19Cr—18Fe—3Mo—4Nb—1Ti—Al）合金是当今世界上最为广泛应用的一个高温合 金。中国对 Inconel718（中国标号 GH4169）改进和发展的研究给以极大的关注。长期目标 的研究课题是在高等学校、研究院所和工厂之间密切合作下进行的[6-16,18-27]。这个长期目标 的课题分为两阶段进行。第一阶段是改进合金以获得更高的质量,特别是更长的持久寿命， 第二阶段是将合金的使用温度由 650℃提高到 700℃。 3.1 合金的改进 合金改进的基本思路是基于保持化学成分仍在范围之内以获得高质量合金，取得的 主要成果有以下几项： 1、 镁的作用[6]：在 718 合金中系统地研究了在 4—100ppm 范围内 Mg 的作用。Mg 对合金 中的主要强化相 γ’’和 γ’的数量没有什么影响。不加 Mg 的 718 合金（0.0004%Mg）和加 Mg 的 718M（0.0059%Mg）同样具有几乎均为 14%的 γ’’+γ’强化相，并且与晶粒尺寸无 关。用定量的俄歇显示 Mg 含量在晶界及其邻近区域的分布（见图 6）。可以看出 Mg在晶界的富集是平衡偏析的特征，同时经过650℃，686MPa，526h长时应力时效后,Mg 含量的偏聚加剧。镁改变了晶界的特性并且具有晶界强化效应，特别是表现在延长蠕变 第二阶段并且完善地发展蠕变第三阶段。镁在晶界的偏聚有利于改善 δ—Ni3Nb 相的析 出形貌，可以提高持久塑性而使合金具有更长的持久寿命。对不同晶粒度的合金试验盘 件在 650℃进行拉伸 试验的结果表明 Mg 可以显著增加高温拉伸塑性，但对拉伸强度没 有多大的影响，而晶粒细化可以增加拉伸强度，如图 8 所示 Mg 亦能显著增加 650℃的 持久塑性以及 650℃光滑和缺口持久试样的断裂寿命。对 650℃，最大应力在 686MPa 条件下不同保持时间（5s，180s，1800s）的周期持久试验表明 Mg 确实能改善在蠕变/ 疲劳交互作用条件下的周期持久（即不同保持时间的应力控制低周疲劳）寿命（见图 9）。 这一点对燃气透平盘件的应用是非常重要的。 lh Highlight lh Highlight lh Highlight 7 图 6 含镁(59ppm)718 合金 650℃，686Mpa 下应力时效前后 Mg 在晶界的偏析行为 图 7 Mg 和晶粒度对 718 合金 650℃拉伸性能的影响 8 图 8 Mg 和晶粒度对 650℃，686MPa 持久寿命及伸长率的影响 图 9 Mg 和晶粒尺寸对 650 ,℃最大应力为 686Mpa 下和不同保载时间条件下的周期持久寿 命的影响 1,2—5s；3,4—180s；5,6—1800s 2、 控制偏析：在 718 合金的凝固结晶过程中产生了严重的 Nb 偏析。因此，在 718 合金钢 lh Highlight lh Highlight lh Highlight 9 锭中会形成大块状的 Laves 相和共晶 Laves 相。在中国系统地研究了微量元素对合金凝 固结晶的影响并由此严格控制 P，S，B 和 Si 到非常低的含量[7]而发展出了低偏析技术。 把一个直径 Φ406mm 双真空（VIM+VAR）炼制具有非常低磷含量（0.0007%P）的低偏 析 Inconel718 钢锭和一个常规 718 合金（0.005%P）来作比较。如图 10 为分别从两个钢 锭的中心（部位 1）向边缘（部位 12）处，测出的大块状 Laves 相的分布曲线。这个生 产试验的对比分析,充分说明 P 对 718 合金具有严重偏析的倾向。然而。无论在低偏析 718 合金或者常规 718 合金中的偏析现象都可以经高温长时均匀化处理来消除，无论是 一次结晶形成的大块状 Laves 相或者是共晶中的 Laves 相都可以休斯 718 合金的 γ 基体 中完全溶解。 图 10 块状 Laves 相在 Φ406mmInconel718 合金钢锭中的分布 3、 磷的作用：磷一般被认为是最通常的杂质并且也是对高温合金有害的元素。如上所述, 磷剧烈促进 Nb 偏析而形成 Laves 相。可是，对磷在 Inconel718 合金的系统研究中指出， 磷对高温持久和蠕变性能有好的作用[8,11-16]。磷对室温和高温拉伸的强度和塑性都没有 什么影响。然而，图 11 和 12 给出了非常有吸引力的结果。磷可以增加持久寿命和塑性， 同时亦延长蠕变第二阶段以及发展蠕变第三阶段。这些结果显示磷具有高温强化和改善 塑性的良好效应。由此，在中国进行了加磷的 Inconel718 合金的发展研究。 lh Highlight lh Highlight lh Highlight lh Highlight lh Highlight lh Highlight lh Highlight lh Highlight 10 图 11 磷对 IN718 合金 650℃，686Mpa 持久寿命(a)及塑性(b)的影响 11 图 12 磷对 IN718 合金 650℃，725Mpa 下蠕变曲线的影响 针对磷的作用在中国有专门的研究[9,10]。俄歇分析表明磷显著地偏聚在晶界（见图 13）。 此时，那些固溶强化的元素如 Cr 和 Mo 也明显地聚集在晶界。然而，如图 13 所示 γ’’和 γ’ 形成元素 Nb 和 Ti 在晶界略有偏聚。如图 14 所示,磷在晶界的最高含量甚至可以高达 1%， 而 Mo 在晶界的含量也超过在 γ固溶体中的含量，并且 Mo 在晶界的偏聚是与 P 的偏聚成正 比的。 试图提出一个假说来说明 P 在晶界和其它元素诸如钼的偏聚可能会降低晶界结合能和 元素在晶界的扩散以及增加晶界的结合力。由于这个缘故磷可以有效地强化晶界，致使高温 持久和蠕变试验时延迟晶界滑移和晶界开裂。有关磷强化晶界的机制的研究仍在进行。然而， 在当前的研究范围内有关磷在 Inconel718 合金中的有利作用仍然不清楚。 12 图 13 磷及其它元素在沿晶断口面上富集显示的俄歇峰值与离子溅射时间的关系 图 14 Mo 和 P 在晶界偏聚的关系(平均值) 3.2 合金的改型 Inconel718 合金发展中的一个进展是企图找到一个具有高组织稳定性和蠕变抗力的改 型 718 合金，使它能突破 650℃的上限使用温度。张克敏[7]曾在 718 合金改型的基础上发展 出了一个可以使用到 700℃的改型 718 合金在过去并未完全成功。我们的目标是发展出改型 的 718 合金以备作为 700℃的涡轮盘材料。发展这种在化学成分上改型 718 合金的主要思路 13 是： 1、合金在 700℃时的高温强度，特别是持久和蠕变性能应该几乎是与常规 718 合金在 650℃ 时的性能相当； 2、调整主要的强化元素 Nb，Ti 和 Al（不加入贵重元素 Ta），仍保持有如 γ’’和 γ’析出强化 的特征； 3、可以再加入少量的固溶强化元素诸如 W 和 Co，但是 Co 含量要尽可能低； 4、如上所述，P 是作为一个新的晶界强化元素而加入到合金中。 对服役了 28,000h718 合金燃机涡轮盘长时组织稳定性的研究[9]指出，在长期时效过程 中 718 合金强化效应的衰退主要是由于分别、独立析出的 γ’’和 γ’强化相的粗化。特别是由 于 γ’’/γ基体间大的失调度和造成高的共格应变场，致使 γ’’相在高温时迅速长大。更为严峻 的是合金在高温长期服役过程中弥散分布析出的亚稳定 γ’’相转变为稳定的大片状 δ—Ni3Nb 相。 从 γ’’和 γ’析出强化的观点出发，如图 15 所示[23]具有高 Al+Ti+Nb（摩尔分数%）含量 的一个改型 718 合金能够形成更多的 γ’’+γ’析出相。当然，这必须能在常规工艺条件下易于 生产这个合金。 通过对电镜的仔细研究显示常规 718 合金高温时在 γ 基体中那些分别独立析出的 γ’’和 γ’相都长大了，特别是 γ’’相产生了更为明显的长大趋势。为了改进 γ’’相的高温组织稳定性， 对改型的 718 合金设计了 γ’’和 γ’互相组合析出的二种形貌。 lh Highlight lh Highlight lh Highlight lh Highlight 14 图 15 Al+Ti+Nb 的摩尔百分数总量(S 值)与改型 718 合金中 γ’’+γ’百分含量的关系图 1、γ’’和 γ’相的复合析出（associated precipitation）γ’’可以和球形的 γ’复合或者是如“三 明治”那样交替复合的析出形貌（见图 16a 和 b）。 2、γ’’和 γ’相的包覆组织（compact morphologhy）γ’’可以直接析出在立方形的 γ’颗粒上， 如图 16(c)和(d)所示 γ’’似乎是包覆在 γ’颗粒上。图 17 显示了 γ’’和 γ’包覆组织的高分辨电镜 象。 当不同 Nb 含量（4.75，5.1 至 5.5%Nb）的改型 718 合金分别具有高的 Al 和 Ti 的含量 （>1.0wt%）和高的（Al+Ti）/Nb 和 Al/Ti 的原子百分数的比值时，这二种复合析出的 γ’’ 和 γ’，以及 γ’’+γ’的包覆组织就可以形成。然而，在常规的 718 合金中只具有低的 Al（～ 0.5wt%）和 Ti（～1.0wt%）含量以及（Al+Ti）/Nb=0.70 和 Al/Ti=0.79 等低的原子百分数的 比值，这就只能使 γ’’和 γ’从 γ基体中单独分别地析出。 图 18 是沿用了 Pineau 的图示形式，在 MABP 框线内 γ’’和 γ’可以共同析出，形成复合 析出或者包覆组织的形貌。我们的结果指出在高的 Al+Ti+Nb%总量以及高的（Al+Ti）/Nb 的物质的量比值时，如图 18[23]中圆圈所示可以促进 γ’’+γ’的复合析出和包覆组织形貌的形 成。然而，当化学成分高于 AB 线时，这类改型 718 合金由于含有过分高的 Al+Ti+Nb 以及 （Al+Ti）/Nb 的比而使合金加工变形非常困难。具有 γ’’和 γ’单独分别析出特征的常规 718 合金如图 18 所示是处于很左边下面位置。 lh Highlight lh Highlight 15 改型 718 合金 700℃蠕变试验的结果是非常吸引人的。在 700℃不同应力条件 （500—600MPa）下的蠕变断裂寿命是随 Al，Ti 和 Nb 的摩尔分数总量的增加而增加，并且 在 Al+Ti+Nb=7 时达到峰值，之后随 Al+Ti+Nb 总量的增加略有下降（见图 19a）。考虑到 Al+Ti+Nb 的综合效应而提出用 K 系数来评估蠕变断裂寿命。经过这样的处理，在 700℃， 500，550 和 600MPa 条件下的蠕变断裂寿命与 K 值几乎是呈正比关系（见图 19b）。这些改 型 718 合金的蠕变断裂寿命都比常规 718 合金长。这个结果显示具有高 Al+Ti+Nb 和高 （Al+Ti）/Nb 以及高 Al/Ti 比值的改型 718 合金中形成了 γ’’和 γ’的复合析出或包覆组织不 仅可以提高组织稳定性并且亦可延长蠕变断裂寿命。 为了提高固溶强化作用除了钼（约 3%Mo）以外，少量的钨（1—2%W）亦被加入到改 型 718 合金中[24-27]。它可以降低元素在基体中的扩散，与此同时亦增加了 γ’’和 γ’的组织稳 定性。为进一步加强固溶强化效应和提高 γ’’和 γ’的组织稳定性，少量的钴亦准备加入到改 型 718 合金中。 图 16 γ’’和 γ’的复合析出和包覆组织在 13 号合金(暗场象 a)和 15 号合金 (暗场象 b,d,明 场象 c) 经 730 /200h℃ 长期时效的电镜照片 lh Highlight lh Highlight 16 图 17 15 号合金经 730 /200h℃ 长期时效后显示 γ’’和 γ’紧凑析出形貌的高分辨电镜像 图 18 S-R 坐标中不同 718 类型合金的化学成分分布图 17 图 19 (a)700 ,500,550℃ 及 600Mpa 下的蠕变断裂时间和 Al，Ti 和 Nb 的摩尔分数总量(a) 以及系数 K(b)的关系 准备作为 680—700℃盘材使用的一个新型改型 718 合金正在中国发展。这个新的改型 合金是在 Ni—19Cr—18Fe—3Mo—B 的基础上具有高含量的铌（5.2—5.5%Nb）。Al+Ti+Nb 的摩尔分数总量控制在 6.5—7.5%范围内，（Al+Ti）/Nb 的原子百分数之比保持在 1.1—1.4 范围内，1—2%（wt%）的 W 和或者有少量的 Co 加入以提高其固溶强化效果，一定含量的 P（100—150ppm）是作为强化元素而加入到这个新的改型 718 合金中。新的改型 718 合金 的研究和发展正在国家高技术课题下组织研究院所、大学和工厂间的紧密合作进行。 4 镍基高温合金 GH4133 中国自行发明的一个含 1.5%Nb 借助 γ’相析出进行强化的镍基高温合金 GH4133[28-30]已 经投入生产 20多年了。GH4133在中国广泛地应用于 700℃下不同喷气发动机中的各类盘件。 Gh4133 合金的化学成分示于表 2。 表 2. GH4133的化学成份 (wt%) 元素成 份 C Cr ≤0.07 19~22 Al 0.70~1.20 Ti Nb 2.50~3.00 1.15~1.65 Fe ≤1.5 B ≤0.01 Ce Mg Zr Ni ≤0.01 0.001~0.1 0.01~0.1 bal. 热处理: 1080 /8h/AC+750 /16h/AC ℃ ℃ GH4133 是基于简单的 Ni—20Crγ 基体借助 γ’形成元素 Al，Ti 和 Nb 形成析出强化,并 且含有一定量的微量元素诸如 B，Ce，Mg，Zr。GH4133 在标准热处理状态下的典型组织 是在 γ 基体上分布着 14—15%的 γ’—Ni(Al,Ti,Nb)相。这个 γ’相的化学成分当量式是 18 （Ni0.94Cr0.06）（Al0.42Ti0.47Nb0.11）。在晶界分布有少量的 M23C6是对强化晶界有利，同时 MC 型(Nb，Ti)C 碳化物也存在于这个合金中。 合金中主要强化相 γ’的平均尺寸为 20nm 左右。在 700℃经 2000h 长期时效，Gh4133 仍具有非常稳定的组织。在详细地研究了 Nb 在 GH4133 合金中的作用后指出，Nb 溶解在 γ， γ’和 MC 相中。如图 20 所示 Nb 在 γ，γ’和 MC 中溶解量的比例约为 5：3：1。铌的原子半 径大于基体中的 Ni，亦大于 γ’相中的 Al 和 Ti。铌溶解在 γ基体中引起晶格畸变同时增强固 溶强化作用。铌溶解在 γ’相中不仅增加 γ’相的点阵常数同时亦增加与提高反相畴界能有关的 长程有序度（见图 20）。据此，有利于阻碍位错切过 γ’有序析出物。基于位错强化机制来计 算强化效应中屈服应力的增量基本上与实验测出的结果相符（见图 21）。 微量 Mg（0.001—0.01%）和 Zr（0.01—0.1%）加入到 GH4133 中使合金的高温塑性（特 别是持久塑性）得到改善，这一点在盘件应用中对蠕变和裂纹扩展性能的要求来说是非常重 要的。图 22 显示 Mg 可以延长蠕变第二阶段并且充分发展蠕变第三阶段而有利于获得高的 持久塑性和长持久寿命，同时也改善了高温下的低周疲劳寿命以及蠕变和疲劳交互作用条件 下的裂纹扩展性能。 图 20 γ，γ’和 MC 相中 Nb 分布和 Nb 对 γ’相长程有序参数的影响 lh Highlight lh Highlight lh Highlight lh Highlight lh Highlight 19 图 21 Nb 对屈服强度(σ)增量的影响 图 22 Mg 对 GH4133 蠕变曲线的影响 5 Nb 在 B-1900 中的强化作用 钽在镍基高温合金中具有提高高温强度和改善热腐蚀性能的作用。一些高性能的镍基 高温合金或多或少地含有一定量的 Ta，有的甚至高达 10%Ta。然而，Ta 不仅是一个重要的 战略元素，同时在中国也是一个短缺的元素，而且它的价格非常昂贵。铌在周期表中和 Ta 同属一族。由此产生一个想法亦提出了一个问题,是否可以在镍基合金中用 Nb 来代替 Ta。 为此进行了一项试验性工作就是研究 Ta 和 Nb 在以 Ni—8Cr—10Co—6Mo—6Al—1Ti 为基 的改型 B1900 铸造镍基合金中的作用,即变动钽（0—4.3 和 6%Ta）和铌（0—4.3%Nb）的含 量[31]。图 23，图 24 和图 25 显示了不同 Nb 含量的合金与不同 Ta 含量合金在 760℃条件下 lh Highlight lh Highlight 20 的拉伸性能，持久性能和蠕变曲线的对比。可见，一定原子当量的 Nb 来代替 Ta 一样可以 增加拉伸强度，持久强度和蠕变抗力。虽然在 700℃下的拉伸和蠕变塑性也都增加了，但是 在提高蠕变塑性方面 Nb 的作用不如 Ta。据此，从强度和塑性的角度来说似乎是有可能用 Nb 来代替 Ta。 图 23 Ta 和 Nb 对合金 760℃拉伸性能的影响 图 24 Ta 和 Nb 对合金 760 ,647Mpa℃ 和 980 ,200Mpa℃ 条件下持久断裂寿命的影响 21 图 25 不同 Ta 和 Nb 含量合金的蠕变曲线 6 结论 铌在中国高温合金的发展中被视为是一个重要的强化元素。铌主要分布于 γ 基体和 Ni3M 型 γ’或 γ’’强化相中。铌不仅具有强烈的析出强化效应并且具有重要的固溶强化作用。 显然也有一部分铌会结合在 MC 型碳化物中，本文涉及含铌高温合金的研究和发展中的主 要成果如下： 1、一个铁基高温合金 GH4871（加 Nb 的 A—286 改型合金）含有 0.5—0.6%Nb 以及 2% 和 0.4%Al 可以用于 600—650℃下的叶片和盘件材料； 2、一个新的改型 Inconel718 合金是基于 Ni-19Cr-18Fe-3Mo-B 并含有高 Nb 量 （5.2—5.5%Nb）的基本成分。加入 Nb+Ti+ Al 的总量控制在 6.5—7.5%(摩尔分数)范围内， （Al+Ti）/Nb 的物质的量比保持在 1.1—1.4 的范围内，加入 1—2%W 有时添加少量 Co 以 增强固溶强化作用，一定量的 P（100—150mm）被加入作为晶界强化元素。这个新的改型 Inconel718 合金被设计为 680—700℃的盘件使用； 3、中国自行发明的镍基盘材合金 GH4133 含 1.5%Nb 以及 2.5—3.1%Ti 和 0.7—1.2%Al 可以在 700℃下使用，并已在中国各种喷气发动机中得到广泛地应用； 4、从经济因素出发,期望用 Nb 来代替 Ta,可以在 B—1900 铸造高温合金中起到相似的 强化效应。 lh Highlight lh Highlight 22 参考文献 1. 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