Ni基高溫合金中Nb的固溶強化

晶格中的部分原子被其他原子置換可產生和位錯相互作用的晶格畸變。Nb在Ni和Cr20-Ni80合金中的溶解度不大，在1200℃時，Nb在Cr20-Ni80中的溶解度為7％，且隨著溫度的降低溶解度也減小。Nb和Ni之間的原子尺寸錯配度高達15％左右，這限制了Nb在Ni中的充分溶解。然而，這樣高的原子尺寸錯配度在另一方面也表明Nb在產生晶格畸變方面具有很強的能力。

無論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％)。研究發現Nb含量從0％提高到2．46％，7相的點陣間隔從3．5634nm增加到3．5713nm。γ和γ‘相的晶格錯配度先從無Nb時的0．76增加到含Nbl．24％時的0．81，之后又開始下降，含Nb量為2．46％時晶格錯配度降到原始值。隨著Nb含量從o％提高到2．46％，剪切模量從81．7x103提高到85．0x103。研究已證實．在含Cr20％的Ni和Ni-Fe基625、706和718合金中Nb能起到固溶強化的效果。據估算，加入2．46％的Nb產生的固溶強化可使合金的屈服強度提高約44Mpa。這大概占由于Nb的添加而產生的室溫屈服強度增加量的一半。由于隨著Nb含量的增加，γ和γ‘相的晶格錯配度變化不大，因此，Nb對由于晶格錯配所產生的共格應變的貢獻不大。結果，合金強度增量的其余部分就主要歸因于由于Nb增大合金的反相疇界能而產生的共格應變強化。

Ni基高溫合金中Nb的共格相強化

我們就可以推測Nb在625、706和718合金中所起的作用。Nb所具有的適中的熔點和低彈性模量使Nb在固溶強化方面效果不明顯。其較大的原子半徑限制了其在鎳基合金中的溶解度，而其正電性特性使Nb易形成穩定的碳化物和氮化物。另外，Nb的低密度使含Nb合金適于制作轉動件，實際上，Nb的最大優勢在于其可促進γ，和γ‘相的形成。Nb傾向于偏聚在這兩個相中，從而導致其體積分數的增加。同時，Nb可減少Al和Ti在基體中的溶解度，從而進一步增加γ和γ‘相的含量。此外，Nb可增加γ‘相的反相疇界能，這增大了位錯切割γ‘相的阻力從而提高合金的高溫強度。

在對Nb的特性有一個初步了解后，就可以開始研究Nb在625、706和718合金中的作用了。首先，我們將對三種合金中最富Ni的625合金進行研究。三種合金的名義成分如表所示。

625合金中Nb的冶金特性

在航空航天領域，625合金被廣泛用來制作推力換向器、消聲器、殼體、排氣管、燃燒室、轉換導管、排氣元件和發動機安裝法蘭及支架。多年來，隨著對625合金的性能優化已出現了一些新的商用合金，比如725合金、CustomAge625Plus®合金、626合金、625LCF®合金和718合金(通過增加Nb含量來增加高溫強度)。

最終因子試驗確定了Nb、Mo、Cr、A1和Ti的最佳含量。Nb在625合金中的溶解度大約為2．5％，且隨著Mo+Cr含量的降低而增加(基于和718合金時效效果的比較)。

在固溶狀態，Nb只是略微增大625合金的基體強度。然而．在時效狀態(704℃／16h／AC)，當Nb含量超過2．5％時，屈服強度顯著增大。這些研究表明，Mo可增大基體的固溶強度，并且還可單獨或與Nb一起增大高溫時效合金的時效強化效果，同時降低高溫時效合金的沖擊韌性。

Nb在鎳鐵基高溫合金中的作用

大量的以Nb強化的變形高溫合金從技術上來說就是鎳鐵基高溫合金，這類合金包括眾所周知的：706，718，903和909合金。這些合金具有一些共同的特點：這些合金主要以鍛造或變形態應用，使用溫度不超過650℃的。這些合金都以Nb進行強化，并且常常主要通過沉淀析出共格的γ和γ‘相來提高合金的使用性能。這些合金的Ni含量必須超過25％，這樣才能保證在面心立方奧氏體基體中可以析出γ‘相。

鎳鐵基高溫合金的固溶強化

在鎳鐵基高溫合金中，Co、Cr、Mo及w元素連同Nb一起，使合金得到固溶強化，但對Nb元素來說，沉淀強化相起著更重要的作用?！toloff估計在718合金的固溶體中，Nb大約占3％(18)。

鎳鐵基高溫合金中鈮對碳化物強化的作用

鎳鐵基高溫合金中可形成MC型碳化物，這類高溫合金廣泛用于制造渦輪盤和渦輪轉子，而它們中的碳化物在合金鍛造及熱處理過程中，將在合金晶粒度的控制上發揮重要作用。這些碳化物中一般富集Ti、Ti與Nb的復合物以及其它難熔元素。Nb可以使MC型碳化物更加穩定，但是在后序高溫熱處理及熱時效中，MC型碳化物還是會轉變成為M23C6和M6C。

鎳鐵基高溫合金中鈮對共格相強化的作用

在鎳鐵基高溫合金中可以形成兩種共格相即γ‘和γ“相。γ’相是一種有序共格相，是Ti和Ni反應形成的，它與在鎳基合金中Ni和Al反應形成的γ‘相相比有差異。由于鎳鐵基合金中Nb的存在，γ“相成為了合金強度的主要提供者，這個共格相是體心四方結構(BCT)，(它的結構可以看作是兩個FCC單胞的堆垛)。在基體中γ“相是圓盤和片狀析出的，還曾觀察到有γ“包覆著γ‘顆粒，這種γ”相的穩定性明顯高于γ‘。γ“相的析出依賴于Nb和Fe的存在，這是因為Nb和Nb提供了γ“形成所需的電子—原子比以及基體與沉淀錯配相的關系。

δ相是圓盤或胞狀，與基體不共格，用δ相可以來控制晶粒度，而δ相對合金強度則具有雙重作用。另一種直接來自于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相通常在晶界呈盤狀或胞狀，它會大大降低合金的塑性。某種熱處理可以使鎳鐵基合金中析出一種更加溫和的塊狀析出相，它可以象δ相一樣，在制造中用于控制合金的晶粒度。刀相和δ相的形成，將會降低合金潛在的強度，因為它們二者都會占用形成強化相γ‘和γ“所需的Ti和Nb。鎳鐵基合金中也可以形成拓撲密排相(TCP)和Laves相。Laves相比較常見，它與合金中的Nb、Fe和Si有關。

Nb在706合金中的冶金行為

706合金是60年代后期由718合金發展而來的，以滿足大型鍛造燃氣渦輪件的冶金需求。706合金中的Ni、Mo及強化元素含量較低，因而提高了合金的可鍛性，減少了大尺寸合金錠橫截面上形成宏觀偏析的趨勢，同時合金的機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趨勢降低。另外，在合金強化元素降低的同時，增加了一定的Ti含量以保持706合金的強度，為了改善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們典型的形貌。

706合金中的第三種析出相是刀相(Ni3Ti，Nb)，它是六方晶系D024晶體結構，在晶界以細小片狀析出，在晶內以長片狀(針狀)析出，在760-870℃之間η相以消耗γ‘和γ“相的方式粗化長大。經過1120℃的退火處理，η相可以在晶內均勻形核，但低于該溫度則不均勻，這可能是因為殘余亞結構，這些亞結構與預先析出的MC型碳化物顆粒有關，而碳化物的形成會對η相溶解溫度產生影響。從斜方晶系的Ni3Nb)γ“相轉變為六方晶系的(Ni3NbO．33TiO．67)η相時，存在一些成分的轉變。隨著合金中Ti含量的增加，合金中的η相還會進一步轉變為三角晶系的(Ni3NbO．11Ti0．89)η相、六方晶系的(Ni3NbO．03Ti0．97)η相，利用析出的，η相可以在合金鍛造過程中控制晶粒尺寸(24，30，32)。在低于η相溶解溫度下，706合金的流變應力大大增加，同樣鍛造所需的壓力也大大增加了。

706合金在經過高達870-930℃的高溫時效后，就會析出Laves相(Fe2Nb)[六方晶系C36的晶體結構]，顯微組織中Laves相看起來像晶界上的η相，但略粗大些。

在加工和時效熱處理過程中，706合金中還會形成富Nb和Ti的MC型碳化物(面心立方結構，a=4．43埃)，這些碳化物如同非常細小沉淀相大多位于晶界。706合金顯微組織中通常還可以觀察到少量的M23C6，NbC，NbN或Nb(C，N)。

Nb在718合金中的冶金行為

718合金是最主要的鎳鐵基高溫合金，它幾乎占了全世界高溫合金用量的一半?？梢灾瞥筛鞣N各樣的產品，它可用于制造盤件、軸、承力件、緊固件、薄板件及結構件。53％Ni~20％Fe的基體中合金的強化作用主要靠5．3％Nb來形成γ“(18％-20％)，這使得718合金的屈服強度比其它靠同樣數量γ‘強化的合金更高。但是γ“相是一種亞穩定相，在650℃以上的長期使用中會轉變成δ相導致合金的強度降低。

和706合金一樣，在718合金的γ基體中會析出共格的細小片狀γ“相，在某種熱處理條件和特定的(AL+Ti／Nb比率下，γ“可能會包覆在立方體γ‘相所有6個面上，這種結構被證明可以推遲γ“相的粗化。隨著合金中Nb含量從3．5％增至6．5％，合金的強度不斷提高，但當Nb>5％時，就會促進合金中Laves相及δ相的析出，從而對合金的塑性和強度產生潛在的危害，因為Laves相中會占有28％Nb和10％Mo，從而減少這些元素對合金強度的作用。