高温合金中的相

高温合金材料的金属间化合物
(Inter-metallic compound phase of super-alloy) 过渡族金属元素之间形成的化合物。

按晶体结构可分两类，一类称几何密排相(GCP相)，另一类称拓扑密排相(TCP相)。

1.几何密排相为有序结构，高温合金中常见的有如下几种相:
γ’相
化学式是Ni3A1，是Cu3Au型面心立方有序结构。

铁基高温合金中γ’与γ
基体的点阵错配度一般较小，镍基高温合金中错配度在0.05％～1％之间，随着使用温度升高，错配度减小。

由于γ’与γ基体的结构相似，所以γ’相在时效析出时具有弥散均匀形核、共格、质点细而间距小、相界面能低而稳定性高等特点。

γ’相本身具有较高的强度并且在一定温度范围内随温度上升而提高，同时具有一定的塑性。

这些基本特点使γ’相成为高温合金最主要的强化相。

时效析出的γ’相常为方形和球形，个别情况呈片状和胞状，主要取决于析出温度和点阵错配度。

错配度较小或析出温度较低时易成球形，错配度大或析出温度高时易成方形，错配度很大而析出温度又较低时可成为片状和胞状。

高温时效时，γ’相不仅在晶内弥散析出，还可以在晶界析出链状的方形γ’相。

在长期时效和使用过程中，γ’相会聚集长大。

铸态的一次(γ+γ’)共晶呈花朵状。

γ’相中可以溶入合金元素，钴可以置换镍，钛、钒；铌可以置换铝；而铁、铬、钼可置换镍也可置换铝。

γ相中含铌、钽、钨等难熔元素增加，γ’相的强度也增加。

当合金中γ’相含量较少时，γ相尺寸大小对强度的影响十分敏感，通常0.1～0.5／xm比较合适。

当了’相数量达40％以上时，γ’相尺寸大小对合金强度的影响就不大敏感了，允许有大尺寸的γ’相存在。

η相
化学式Ni3Ti为密排六方有序相，其组成较固定，不易固溶其他元素. η相可以直接从γ基体中析出，也可以由高钛低铝(Ti/Al≥2．5)合金中亚稳定的Ni3(Al，Ti)相转变而成。

η相的金相形态有两种，一种是晶界胞状，另一种为晶内片状或
魏氏体形态。

高温合金中出现．因为η相总是伴随着强度下降，因为η相本身既无硬化作用而又要消耗一部分γ’相。

合金中减少钛含量，增加铝含量，加入适量硼可以抑止胞状η相。

某些铁基高温合金中加硅使生成G相，造成晶界贫γ’区，可明显地抑止η相。

η相的析出温度范围为700～950℃左右。

冷加工能明显促进η相形成。

γ´´相
化学式为Ni x Nb，体心四方有序结构，金相形貌是圆盘形。

γ´´相具有高屈服强度(≈1300MPa)的特点，这是因为γ与γ´´之间的点阵错配度较大，共格应力强化作用显著。

γ´´相是亚稳定的过渡相，在高温长期保温下，很容易聚集长大并发生γ´´→δ-Ni3Nb转变，因此使用温度不能超过650～700℃。

γ´´相析出温度约为550～900℃，析出速度较慢，这有助于减少焊缝热影响区时效裂纹倾向，因此用γ´´相强化的合金有良好的焊接性。

Ni—Nb二元系中不出现γ´´亚稳定相，而直接形成稳定的δ-Ni3Nb相，只有加入适量的铁和铬才能形成γ´´相。

因此，用γ´´相强化的合金都是铁镍基合金。

δ-Ni3Nb相
Cu3Ti型正交有序结构，金相形貌多数为薄片状，在GH4169合金(中国)中也见到晶界颗粒状的δ-Ni3Nb相，在某些合金中还有胞状δ-Ni3Nb相。

该相析出温度约为780～980℃。

硅、铌促进δ-Ni3Nb相形成，用钽代替铌可以阻止δ-Ni3Nb 相析出。

GH4169合金中加入铝、钛可以抑止γ’’→δ-Ni3Nb转变。

2.拓扑密排相
晶体结构复杂，原子排列非常紧密，配位数高达14～16，原子间距极短，只存在四面体间隙。

高温合金中常见的有如下几种。

σ相
属四方点阵，最大配位数为15。

σ相的成分范围比较宽，镍基高温合金中为(Cr，Mo)x(Ni，Co)y，式中z、y值在1～7之间，铁基高温合金中常为FeCr(含Mo)型。

主要金相形态为颗粒状和片(针)状，数量多时可呈魏氏体组织。

σ相常在晶界形核，但也在M23C6颗粒上形核。

最快析出的温度范围为750～870C。

镍
阻止σ相形成，铁、钴、铬、钨、钼、铝、钛、硅都促进。

相形成。

片(针)状a 相是裂纹产生和传布的通道，使合金脆化，有时还降低持久强度。

晶界σ相颗粒常引起沿晶断裂，降低冲击韧性。

Laves相
有MgCu2型、MgZn2型和MgNi2型3种晶体结构，高温合金中多属MgZn2型。

Laves相的化学式为B2A，A为大原子半径元素，B为小原子半径元素。

低温时效呈细小颗粒状析出，高温时效时析出常呈短棒状或竹叶状，还有晶界颗粒状。

析出温度范围较宽，约为650～1100℃，其上限温度随成分而异。

由于Laves 相倾向于高温析出，所以可以利用它进行细化晶粒工艺，获得细晶材料。

铁基高温合金容易产生Laves相。

钨、钼、铌、铝、钛、硅等元素都促进Layes相形成，而镍、碳、硼、锆有抑止Laves相的作用。

呈细小弥散质点析出的Laves相对合金有一定的硬化作用。

大量针状Layes相会降低室温塑性。

少量短棒状Laves相没有严重的有害作用。

μ相
化学式为B7A6，属三角晶系，B为周期表Ⅶ族元素，A为V族、Ⅵ族元素。

μ相的金相形态呈颗粒状、棒状、片状或针状。

μ相由于颗粒较大，没有强化作用，针状析出会降低室温塑性。

合金中钼、钨的总量超过10％时易形成μ相。

β相和Ni2AITi相
β相为体心立方有序结构，Ni2AlTi为面心立方结构。

这两相的金相形态很相似，常呈块状、棒状或粗片状。

用碱性苦味酸溶液煮后，β相变褐色，Ni2AITi 相为杏黄色。

这两种相都会降低合金力学性能。

铁基高温合金中，当钛与铝之比小于0.5，而铝、钛总量又超过4％时，就会析出β相。

如果提高钛与铝之比，β相就减少；当钛与铝之比接近1时，就出现Ni2AITi相；当钛与铝之比超过1时，Ni2AlTi相逐步减少，Ni3(Al，Ti)就逐步变为惟一的析出相。

G相
分子式A6B16C7，c为硅原子，A为钛族和V族原子，B为钴、镍原子。

晶体结构为面心立方。

G相的金相形貌为晶界块状，量多时可为网状。

少量晶界G 相对性能没有影响，含量较多时将降低持久强度。

3.相分计算预测和控制TCP相的出现
相分计算是一种预测和控制高温合金出现拓扑密排相(主要是β相)的重要方法，尚处于半理论半实验阶段。

其理论基础是根据拓扑密排相是一种电子化合物，它的形成与合金的电子空位数有关。

相分计算的要点是计算合金残余固溶体的电子空位数N V值。

式中N VI。

是j元素的电子空位浓度，xi为合金元素的原子百分数。

Nv值大于临界值，合金会析出σ相；小于临界值，合金组织稳定。

根据实践经验，镍基高温合金的临界值约为2.50，钴基高温合金的临界值约为2.70。

铁基高温合金的临界值不是一个恒定值，随成分而异，随着镍含量增加而下降。

中国对GH2132合金提出了一个简便易行的相分计算公式：
式中1、3、3.5、1.7和0.9分别为Ni、Ti、Al、Si和Cr的质量百分数。

当ΔN'V>0，无σ相析出;ΔN'V>0，有σ相析出。

这样根据合金成分可以判断合金的组织稳定性。

用相分计算来控制其他拓扑密排相(如Layes、μ相)的工作尚不成熟，需进一步研究。