25Ni-15Cr-2Ti-Al型铁基合金中的硅和G相

D0I:10.13374/i.issn1001-053x.1980.03.004 北京钢铁学院学报 1980年第3期 25Ni-15Cr-2Ti-A1型铁基合金中的硅和G相 高温合金教研室徐志超倪克铨王迪陈国戛谢锡善 摘 要 在25Ni-15Cr-2Ti-A1型铁基高温合金中，硅含量的提高不仅影响合金的持 久性能及高温拉伸性能，特别使室温冲击性能强烈降低。 当合金中硅含量超过0.3%时，将形成Ni13 TisSi,型的G相，硅含量的继续提 高，会使合金的有效强化相Y'的析出量降低，並在长时时效过程中促成口相的形 成，进一步导致合金的室温脆化。 硅作为铁基高温合金中的常存元素是不可避免的。硅和它所形成的G相对25Ni-15C- 2Ti-A1型铁基高温合金的作用以前有过某些研究(1)〔2)〔3)〔4)，在这些研究中指出了硅 促成G相的形成，而G相又可阻止晶粒长大，阻止η相在晶界形成，G相是裂纹源等等，但没 有那篇研究能确切说明硅的作用机理。为此，本文研究了硅含量从0.2-1.1%变化时对25Ni- 15C-2Ti-A1型铁基高温合金性能与组织结构的影响，以了解硅和G相在低合金化铁基高 温合金中的作用机理。 一、试验和试验結果 为研究硅和它所形成的G相对25Ni-15Cr-2Ti-A1型铁基高温合金的影响，用真空感应. 炉和非真空感应炉两种冶炼工艺炼制了不同硅含量的合金，锭型重量为11-25公斤，锻轧成 中18棒材，经980℃/1时/油冷+720℃/16时/空冷正常热处理后做各项常规性能测定。长时 时效是在正常热处理后再在650℃下保温1000-1600小时。并进行了各种组织观察及断口分 析。 由于真空冶炼与非真空冶炼结果类似，为说明该合金的实际生产条件仅列出了非真空治 炼的各炉号成分（表1） 1.硅含量对室温及650℃力学性能的影响： 从图1可以看出当硅含量大于0.8%时室温σ、0。·2、p%降低，但降低幅度最大的是 室温ak,当Si<0.8%时，室温ak值能保持在12-15公斤·米/厘米2范围内，但当硅含量提高 至1.11%时，ak值却仅有5.5公斤·米/厘米2，几乎下降至最高值时的1/3。硅含量的提高对 室温8%无明显影响。 但对650℃力学性能的影响却又异常，硅含量的提高对650℃的0b、0。,z无明显影响， 30

北 京 铜 铁 学 院 学 报 ] 9 5 0 年第 3 期 2 5 iN 一 1 SCr 一Z iT 一 lA 型铁基合金中的硅和G 相 高温合 金教研 室 徐志超 倪克拴 王 迪 陈国 莫 谢铭替 摘 要 在 25 N i 一 1 5 C r 一 ZT i 一 A I 型铁墓 高温合 金 中 , 硅含量 的提 高不仅影 响合 金 的持 久性能及 高温拉伸性能 , 特别使室温冲击 性 能强 烈降低 。 当合金 中硅 含量超过 0 . 3 % 时 , 将形 成N i : 3 T i 。 5 1 , 型 的G 相 , 硅含 量 的继 续 提 高 , 会使合 金 的有 效 强 化相 Y ` 的析 出量 降低 , 业在 长时 时效过 程 中促成 a 相 的形 成 , 进 一 步 导致合 金 的室 温脆 化 。 硅作为铁 基高温 合金 中的常存元 素是不 可 避免的 。 硅和它所 形 成 的 G 相对 25 N i 一 15 c r - Z iT 一 A l 型 铁 基高温合金 的作 用 以 前有过某 些研究 〔1〕 〔2 〕 〔3〕 〔4 〕 , 在这 些研究 中指 出了 硅 促成 G 相的形成 , 而G 相 又可阻止 晶粒 长大 , 阻止 ” 相在 晶界形 成 , G 相是 裂纹 源 等等 , 但 没 有那篇研究能确切说 明硅 的作用机理 。 为此 , 本文 研 究 了硅含量从 0 . 2一 1 . 1% 变化时对 2 5 N i - 1 5 C 卜ZT i 一 A l 型铁 基 高温 合金性能 与组织结 构的影 响 , 以 了解硅和 G 相在低 合金 化铁 基高 温合金 中的作用机理 。 一 、 试 验 和试 验 结果 为研究硅和 它所 形成 的G 相对 2 5 N i 一 1 5 C 卜Z T i 一 A l 型铁 基高温合金 的影响 , 用真 空 感应 炉和非真空 感应 炉两种冶炼工艺炼制了不同硅含 量的 合金 , 锭型重 量 为1 1一 25 公 斤 , 锻轧 成 小18 棒材 , 经 9 80 ℃ 1/ 时 /油 冷 + 7 20 ℃八 6时 / 空冷 正 常热处理 后做各项常规性能 测 定 。 长 时 时 效是在正 常热处理后 再在 6 50 ℃ 下保 温 1 0 0 一 16 0 0 小时 。 并进行 了 各种组织 观察及断 口 分 析 。 由于 真空 冶炼与非 真空 冶炼结果 类似 , 为说 明该 合金 的实际生产 条件仅 列 出了非真空 冶 炼的各炉号成分 ( 表 1 ) , . 硅含 t 对室 沮及 6肋 ℃力 学性能的形 晌 : 从 图 l 可以 看 出当硅含量 大于 0 . 8% 时室 温 。 。 、 o 。 . : 、 甲 % 降低 , 但降低幅度最大 的是 室 温 a : , 当 5 1 < 0 . 8 % 时 , 室温 a : 值能保持 在 12 一 15 公斤 · 米 /厘 米 忍范 围 内 , 但 当硅含量提 高 至 1 . 1 % 时 , a : 值 却仅有 5 . 5公斤 . 米 /厘米 “ , 几乎下 降至最 高值 时的 1 3/ 。 硅 含量 的提 高对 室 温 乃% 无明显影响 。 但对 6 50 ℃力学性能 的影响却又 异常 , 硅含量的提 高对 65 0 ℃的 6 。 、 。 。 . : 无 明显 影 响 , DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 1980. 03. 004

表1 合金的化学成分 炉号 C Al Ti Si B Mn Cr Ni Mo s P Fe 40 0.053 0.26 2.0 0.20 0.0061.570.29 15.10 25.81 1.33 0.005 0.009 余 29 0.05 0.21 2.02 0.42 0.0081.550.32 15.07 26.03 1.37 0.003 0.008 余 30 0.052 0.39 1.92 0.61 0.008 1.550.32 15.05 25.81 1.37 0.003 0.008 余 31 0.052 0.24 2.12 0.81 0.008 1.54 0.31 15.13 25.76 1.35 0.008 0.004 余 32 0.058 0.20 2.03 1.0 0.0083 1.550.31 15.01 25.81 1.35 0.004 0.009 余 33 0.054 0.29 2.0 1.11 0.008 1.54 0.32 15.07 26.03 1.37 0.004 0.008 余 110 20℃ 90 70 00.2 50 ak 13 30 9 5 650℃ O b 70 30 20 50 o 0 30 96h 30 10 o 02 04 06 0-8 1.0 .2 硅% 图1 硅含量对25Ni-15Cr-2Ti-A1型铁基高温合金 室温及650℃力学性能的彩响 但却使持久寿命不断降低，当Si>0.8%时，无论拉伸δ，仰%，还是持久8%都上升。 2.硅含量对组织结构的影响： 31

表 1 合金 的化学 成 分 些{ _ 三 A I } T i 臼 少 匕 _ _ 全 _ _ … _ 竺 _ _ _ _ 卜 } _ _ _ ; _ _ _ {二 _ _ _ n.n 少 余 ù 0 ó 八0nJJ o60CO 几tJ片了口óO 了才尸` 1UnC … 且,五, 11 ,二工.,1 舀.月巨 1 1丹0口工0, . . 1od S 行C甘00QO1 ù U … 止八J匕)t工户a `白O9 匀丹匕l , ó一夕曰, … ; , ., n 行ù才二JOU厅,1 l 八,主Un j1. 0 l `, 口卜da勺找Jltd 八U .土11 J.,1 ! ō . . QUQ自曰, 1 11曰, `n八j co nJo o … 0 nU on ō甘 0 ! nU . l . . I . e … l l e 行才户勺丈口任之J ù JJ ó 匕勺ùJl b 卜l 八UC 匀lJ éO 动J工. n 甘月n ù … 目夕自9 ,夕ú19, ù . 万胜` 1 , 。5 3 } “ 0 5 } ” 0 5 2 1 ” 0 5 2 } 。 0 5 8 { ” 0 5 4 】 ” 9 2 0 0 6 0 0 8 0 0 8 0 0 8 0 0 8 3 0 0 8 . 0 0 5 . 0 0 3 . 0 0 3 . 0 0 8 . 0 0 4 _ 0 0 4 0 . 0 0 9 0 . 0 0 8 0 . 0 0 8 0 . 0 0 4 0 . 0 0 9 0 . 0 0 8 丹01 1QU 月 白9 4八UQù 曰,乙`nOQO ` OU 八曰八ùUU八 n .QUn ,几. 任`, J90no on 移自八」 ,兴国呆\ 。士令 go107D 二兴娜公匀/ q b 言 多口 份万召,d 二言ǎ 、 4 a , . 2 0℃ } ’ 叫 、 、 . l ’ 、 、 . 、 、 、 、 . 、 、 , 甲 一n 吞 . 已 . . . . . . . . ~ 洲、 、 1 甘 a k 一 ’ \ 0 . . 州 . se 〔 目 _ l. 目 l` ` . ` 、 l … ` 遥\ . } a b 6 5 0 ℃ 一丰 . } . O A - `月 - 。 T 一~ ~ ~ , 巨 }、 、 . 、 ` O . 峪二二 ~ - 一 J 匕. , ` 。 O 一 , 一 . J / , / / . 一口户产黔 ·, / f 少 夕 , 公 一 齐 了一 吟 . 一 . 曰 . . 民 . . . . . . . J OO 分次 」口 . 刃 架z彬上/肉9, U 0 0明9 即30,o 鸡匆 0 架矽zù吐匀DqN 沃刃命ù 动知 30 ,o 匕。%昏 . 刃 口 2 0冷 .o ` .0 8 .1 0 ., 2 硅 % 图 1 硅 含量对 2 5 N 卜 1 5 C r 一 Z T i一 A l型 铁墓 高温合 金 室 温 及“ 0 ℃力 学性 能的影响 但 却使 持久 寿命不 断 降低 , 当 5 1> 0 . 8 % 时 , 无 论 拉伸右 , 甲 % , 还是 持久乙% 都 上升 。 2 . 硅 含 , 对组 奴 结构 的影 晌: 3 l

用x线衍射证明，当Si>0.3%时即使在 正常热处理条件下就有点阵常数为11.2A的G 相形成，且随合金中硅含量的增加G相数量也 0.4 不断增多（图2），当合金中硅含量达1.11% 03 时，G相几乎布满了晶界，同时晶内也有G相 02 析出（图3）。用定量化学相分析确定的G相 01 化学式为 (Nio.aiCro.02Fe0.17)13 0.20406 081.012 (Ti0.9iMo0.09)4.aSi。9 硅% 即相当于Ni1 TisSi,与早期H,J,Beattie 图2不同含Si量的25Ni-15Cr-2Ti-A1 等人(1)〔2)提出的化学式相近。 型铁基高温合金在正常热处理条件 硅促成G相形成的另一结果是使Y'相的生 下硅含量对G相和Y'相数量的影响 (M+G中的M为用HC1-甲醇电解 成数量降低，当合金中硅含量为0.2%时其Y' 取时的其它搬童相如MC和M,B: 等) 4000× 图3高硅含量的(1.11%Si)25Ni-15Cr-2Ti-A1型铁基 高温合金中的G相（二次电子象） 8000× 图4含1.11%Si的25Ni-15Cr-2Ti-A1型铁基 高温合金中G相周围的贫Y'区 32

口芝十 用 x 线 衍射证 明 , 当 5 1> 。 . 3% 时即 使在 正 常热处理条件下就 有点阵常数 为 1 1 . 2入的 G 相 形成 , 且随合 金 中硅 含量 的增加 G 相数量 也 不断 增多 ( 图 2 ) , 当 合金 中硅 含量达 1 . n % 时 , G 相 几 乎布满 了晶 界 , 同时 晶内也有 G 相 析出 ( 图 3 ) 。 用 定量 化学相 分析确定 的 G 相 化学式 为 ( N i 。 . , : C r 。 . 0 : F e o . 1 7 ) : 3 ( T 1 0 . , : M 0 0 . 。 , ) 二 , 5 1 e . 。 即 相 当于 N i : : T i 。 5 1 7 与早期 H , J , B e a t t i e 等人 ( 1〕(幻 提 出的化学式相近 。 硅促成G 相 形成的另一结果是使 Y 尸相的生 成数量 降低 , 当合金中硅含量为 0 . 2 % 时其 Y 尸 毛 硅 % 图 2 不 同含 5 1量 的2 5 N i 一 1 _ S C r , Z T i尸鑫l 型铁 基 高温 合金 在 正 常热处 理条件 下硅 含量对 G相和 丫产担 嗽量 的 多 . 响 _ ( M + G 中的 M为 用 H仁卜甲 缪 _甲j羊 萃取时的其它嵌量 相如 M C 和 M : B : 等) 图 3 高高硅温含合 量金的中 4 0 0 0 又 ( 1 . 1 1% 5 1 ) 2 5 N i 一 1二C r 一 ZT i 一 A I型铁 基 的G 相 (二 次 电子 象 ) 图 4 8 0 0 0 X 5 1的 2 5 N i一 z 5 C r一 Z T i一 A I型铁 基 中 G 相周 围的 黄丫 尹 区

相的数盘为2.5%，当硅提高至1.11%时合金中的Y'相数量仅为1.5%。更为有趣的是在Y' 相数量减少的同时，晶界G相周围会形成贫Y'相区（图4），这就使得脆性的G相周围包围 层具有良好塑性的区域。 将不同硅含量的合金在正常热处理后于650℃保温1000小付，发现正常热处理后不生成 G相的合金在长时时效后未见σ相的形成。含硅0.59%的合金在长时时效后会生成0.037%的 0相，将硅含量提高至1.11%时则0相的数量会是含硅0.59%合金的10倍，猛增至0.47% (表2)。 表2不同含硅量的25Ni-15Cr-2Ti-A1型铁基高温 合金在980℃/1时/油冷+720℃/16时/空冷正常 处理后再在650℃/1000时/空冷长时时效后σ相 的析出情况 炉 号 含硅量（%) σ相数量(%) 40 0.20 无 07 0.59 0.037 33 1.11 0.47 因此硅不仅促成G相的形成与宝要强化相Y'数量的减少，还促进颗粒状σ相的形成。 二、討論 硅在铁基高温合金中的作用机理远比文献〔1)〔2)〔3)〔4)指出的情况要复杂得多。特别是 由于硅在形成G相后对合金脆化的影响更为人们所忽视。在25Ni-15Cr-2Ti-A1型铁基合金 中当Si>0.3%时，即使在正常热处理条件下也会形成相当微量的G相，尽管G相量为微盘， 但却使合金的室温冲击值强烈降低，造成合金变脆。研究含硅1.11%合金的冲击断口表明， 在其ak值已降至5公斤·米/厘米2左右时，其断口大部分仍为穿晶断口，只在局部地区有混合 断裂特征，用电子探针证明在混合断口的沿晶地区发现有G相存在（图a、b)。虽然G相为 脆性相，但这一断裂特征与晶界微量颗粒状σ相和μ相的沿晶断口特征有明显不同〔5)(6)， 无疑这与G相周围的贫Y'相区这一软包复层是密切相关的，这一软包复层有碍于沿G相与基 体界面断裂。在长期时效过程中硅不仅促进G相析出，而且还促进颗粒状σ相的形成，将导 致合金的进一步脆化，文款(5〕指出在25Ni-15Cr-2Ti-A1型铁基高温合金中仪0.7%的颗 粒状a相存在于晶界，就会使室温冲击值降至2公斤·米/厘米2以下，在35Ni-15Cr-1.5A1- 1.5Ti-2W-2Mo铁基合金中σ相和G相的共同存在，即使在正常热处理条件下，也会使室温 冲击值降至1公斤·米/厘米2以下〔7)，因此在铁基高温合金中硅对合金脆化的影响是不容忽 视的。 硅在不同铁基高温合金基体中形成G相的行为是明显不同的，特别是G相的析出受基体 元素的影响很大，文献〔7)研究了含W+Mo为4%的35Ni-15Cr型铁基高温合金，只有当合 金中Si>1.57%时才会形成Ni1aTi:。Si。型的G相，其G相的组成中含有更多的有效强化元 33

相 的数量 为 2 . 5 % , 笋乓 梦粉层 减 少的同时 , 当 硅提 高至 1 . n % 时 合金 中的 丫` 相数 量仅 为1 . 5 % 。 更 为有趣 的是在 Y 尹 晶界 G 相周 围 会形成 贫 Y ’ 相 区 ( 图 4 ) , 这 就使得脆 性的G 相周 围 包 围 具有良好塑 性的区域 。 将不 同硅 含量 的合金 在正 常热 处理后 于 65 0 ℃保温 1 0 0小时 , 发现正常热处理后不生成 G 相 的合 金在长时 时效后未见 a 相 的形 成 。 含硅 0 . 59 % 的合金在长时 时效后 会生成 0 . 0 37 % 的 o 相 , 将硅 含量提 高至 1 . 1 % 时 则 。 相 的数量会是 含硅 。 . 59 % 合 金的 10 倍 , 猛增至 0 . 47 % ( 表 2 ) 。 表 2 不同含硅量 的 25 N i 一巧 C r 一 Z T i 一 A l 型 铁 基高温 合 金在 98 0 ℃八时 /油 冷 + 7 20 ℃八 6时 /空 冷 正 常 处理 后再在 6 50 ℃ / 1 0 0 0时 /空冷长时 时效 后 。 相 的析出情 况 炉 号 含硅量 ( % ) 0 相 数量 ( % ) 因 此硅不 仅 促成 G 相的 形成 与主 要强 化相 洲 数 量 的减少 , 还 促进 颗 粒状 a 相的 形成 。 一 J 专 _ t 人 一 、 右丁 石可 硅 在铁 基高温合 金 中的作 用机理远 比文 献 〔1 ) 〔2 〕( 3 ) ( 4〕指出 的情况要 复杂得多 。 特别是 由于硅 在形成 G 相后 对合金脆 化 的影响 更为人 们所忽视 。 在 2 5 iN 一 1 5 C r 一 Z T i 一 A I型 铁 基合 金 中当 5 1> 。 . 3 % 时 , 即使 在 正常热 处理条件下 也会形成相 当微量 的G 相 , 尽管 G 相量 为微量 , 但却使合金 的室 温 冲击 值强烈 降低 , 造成 合金 变脆 。 研究含硅 1 . n % 合金 的 冲击断 口 表 明 , 在 其 a k 值 巳降至 5公斤 . 米 /厘米 “ 左右 时 , .其 断 口 大部分仍 为穿晶 断 口 , 只在 局部地 区有混合 断裂特 征 , 用 电子探 针证 明在混 合断 口 的 沿 晶地 区发现有G 相 存在 ( 图 a 、 b) 。 虽然G 相 为 脆性相 , 但这 一断 裂 特征与晶 界微 量颗 粒 状 a 相 和 卜相 的沿 晶断 口 特征有明 显不同〔5 〕(6 〕 , 无 疑这与G 相周 围 的贫州 相区 这一软 包 复层 是 密切 相关的 , 这一软包复层有碍于 沿 G 相 与基 体界面断裂 。 在长期时 效过 程 中硅不 仅促 进 G 相析出 , 而且还 促 进颗 拉状 a 相的 形成 , 将导 致 合金 的进 一 步脆 化 , 文 献 〔5 〕指 出在 2 5 N 卜 1 5 C r 一 Z T i 一 A I 型 铁基高温 合金 中仅 0 . 7 % 的颗 拉状 a 相 存在 于 晶界 , 就会使 室 温冲 击值 降至 2 公斤 · 米 /匣米 2 以下 , 在 35 N i 一 1 S C 卜1 . S A 卜 1 . S iT 一 ZW 一 ZM 。 铁 基 合金 中a 相和 G 相 的共同存在 , 即 使在 正常热处理条件下 , 也会使室温 冲击值 降至 1公斤 . 米/厘 米 : 以 下 〔7 〕 , 因此 在铁 从高温 合金 中硅 对合 金脆 化的影响是不容忽 视 的 。 硅在 不 同铁 基高温 合金 基体中形成 G 相 的行 为是 明显不 同的 , 特别是 G相的析出受基 体 元 素的影响很 大 , 文 献 〔7〕研 究 了 含W 十 M o 为4 % 的 35 N i 一 1 5 C r型 铁 基高沮合金 , 只有当合 金 中 iS > 1 . 57 % 时才 会形 成 N i , , T i , 。 iS 。型 的 G 相 , 其 G 相的组 成 中含有更多的有效强化 元

(a) (b) 图5含1.11%Si的25Ni-15Cr-2Tj-A1型铁基合金的冲击断 口的二次电子象(a)和SiK。面扫描图象(b) 素Ni、『i,当Si<1.57%时首先形成o相而不形成G相，因此，在35Ni-15Cr-1.5A1- 1.5Ti-2W-2Mo型铁基高温合金中硅对脆性相形成的次序是Y+g+G。而在25Ni-15Cr- 2Ti-AI型铁基合金中当Si>0.3%时即有G相形成，其硅对脆性相生成的次序为Y+G+σ， 显然在铁基合金中随着合金化程度的提高G相的形成受到抑制。 当Si>0.8%时由于使主要强化相Y'数量的降低，故使室温强度和持久强度降低，并导 致高温塑性和持久塑性的提高。硅形成G相消耗了合金中的强化元素Ni和Ti,这是强化相 Y'量减少的一个原因，经化学当量计算表明，G相形成所消耗的Ni和Ti还是微少的，不足 以使Y'相数量减少那么多，因而可以说明硅对Y'相析出的阻碍作用还有其它机理。同时， 合金高温塑性的提高与G相周围的贫Y'相区是联系在一起的，因为这一区域即是合金弱化的 区域，又是松驰应力集中，延缓裂纹形成和发展的区域。 显而易见，硅和它所形成的G相在25Ni-15Cr-2Ti-A1型铁基高温合金中并没有起到良 好作用，反而引起合金的脆化和性能的下降，尽管硅作为铁基高温合金中的常存元素不可避 免，但在炼制合金时确应往低控制。 結 论 1.在25Ni-15Cr-2Ti-A1型铁基高温合金中硅含量大于0.3%时形成G相，G相的化 学式为Ni13Ti,Si,硅减少Y'相的析出量，但却促进o相形成。在G相周围有一层软的贫 Y'相区。 2,G相的形成使合金的室温冲击值强烈下跌，导致合金脆化。 3.硅降低合金的持久强度，硅含量超过08%时室温拉伸和屈服强度下降，但使高温 拉伸塑性和持久塑性提高。 上钢五厂、大冶钢厂参加了有关工作，特此致谢。 34

口 的二 次电子象 和 ) S ( a I K 。 面 扫描 图象 l ( ) ) 素 N i 、 r i , 当 5 1 < 1 . 57 % 时 首先形成 a 相而不形 成 G 相 , 因此 , 在 35 N i 一 1 5 C r 一 1 . 5 A I - 1 . S T i 一 ZW 一 Z M 。 型 铁 基高温合 金 中硅对 脆性 相 形成 的次序是 Y + a + G 。 而在 25 N i 一 1 5 C r - ZiT 一 A l 型铁基 合金 中当 iS > 。 . 3 % 时即 有G 相形成 , 其硅 对脆 性相生 成 的次序 为丫 + G + o , 显然在铁 基合金 中随 着合 金 化程度的提高 G 相的形 成 受到 抑制 。 当 5 1> 。 . 8% 时 由于使 主要强 化相 Y 尹 数量 的降低 , 故 使 室 温强度 和持 久强 度降 低 , 并导 致 高温塑 性和 持久塑 性的提 高 。 硅形成 G 相 消耗 了合 金 中的 强化元 素 N i 和 T i , 这是 强 化 相 Y 尹 量减少 的一 个原因 , 经 化学当量计 算表 明 , G 相形成所 消耗 的 N i 和 T i 还是微 少 的 , 不足 以 使 Y 声 相 数量 减少那 么多 , 因而可 以 说 明硅 对 Y ` 相析出的 阻碍作用 还有 其它机理 。 同时 , 合金高 温塑 性的提高与G 相周 围的 贫Y 产 相区是 联系 在一 起的 , 因为这 一 区域 即是 合金 弱化 的 区域 , 又是松驰 应 力集中 , 延缓 裂纹 形 成和发展的 区域 。 显而易见 , 硅和 它所形 成的 G 相在 25 N i 一 1 5 C r 一 Z T i 一 A l 型铁 基高 温合 金 中并没有起到 良 好作用 , 反而引起 合金 的脆 化和 性能 的下 降 , 尽管 硅作 为铁 基高温合金 中的常存元素不 可避 免 , 但在炼制 合金 时 确应往 低控 制 。 结 论 1 . 在 2 5 N i 一 1 5 C r 一 Z T i 一 A l 型铁 基高温合 金 中硅 含量大 于 0 . 3 % 时形成 G 相 , G 相的 化 学式 为N i : 3 T i 。 5 1 , , 硅减少州 相 的析出量 , 但 却 促 进 。 相 形成 。 在 G 相周 围有 一层 软的 贫 Y 尹 相 区 。 2 . G 相的形 成使合 金的 室 温冲 击值 强烈 下 跌 , 导致 合金 脆 化 。 3 . 硅降低 合金 的持久强 度 , 硅 含量超 过 0 . 8 % 时室 温拉伸和屈服 强 度下降 , 但 使高温 拉伸塑 性和持久塑性提高 。 上钢 五厂 、 大冶钢厂 参 加 了有关工 作 , 特 此致 谢