镍基高温合金的发展主要体现在两个方面：改进合金成分与革新生产工艺。其 最早应用于 30 年代末期，以喷气式飞机的出现对材料有更高性能需求为背景下诞生 的。五十年代初期，真空熔炼的发展使炼制高 Al 和 Ti 的镍基合金成为可能；五十 年代后期，熔模精密铸造工艺的应用，催生了一系列良好高温强度的铸造合金。六 十年代又诞生了组织稳定、抗热腐蚀性能良好的高铬镍合金[7]。总体上，从四十年 代到七十年代末，镍基合金工作温度从约 700 度提至约 1100 度，有了长足的发展。

镍基合金的强化方式主要有三种：沉淀强化、固溶强化和晶界强化[8]。 固溶强化利用镍中溶解的元素（Co、Cr、Mo、W、Nb 等）得到明显的强化效

果，主要有以下的作用：①提高基体再结晶温度减缓强化相和基体之间的扩散过程 以及基体中元素的扩散；②产生可以耐受较高温度的原子集群，减小堆垛层错能， 使溶质原子可以大量在分解位错中积聚，使位错难以运动；③使合金复杂化，发挥 元素强化效应，使基体在应力下的热稳定性和其对位错的阻碍作用增强。

沉淀强化主要是因为时效析出了 Ni3（Al，Ti）。该沉淀相对合金性能的影响已 被广泛的研究，总的发展趋势为：①尽可能提高 Ti、Al 的总含量，增加γ相数量和 溶解温度；②调整基体和γ相的成分，降低两相间的失调度，保持较低的界面能和 更高的共格性；③通过基体与γ相的复杂合金化，提高两者间的结合强度，减小两 相间扩散扩散过程，阻止沉淀相凝聚长大和提高γ相溶解温度。

晶界强化主要是通过晶界状态和其邻近的区域中微量元素吸附、微量相形态和 分布等对镍基合金高温塑性和持久强度产生影响实现的。产生影响的原因有：①利 用微量相均匀分布在晶界上，提高晶界强度，使在高温低速形变下不易出现晶界断 裂；②通过微量元素 Zr、B 和稀土元素等在晶界处造成局部合金化，稳定晶界微量 相的形态和减缓晶界处的扩散过程，阻止相凝聚与长大和晶界附近贫区的出现③一 些熔点低的杂质 Sb、Bi、Pb、Sn 等或气体吸附在晶界处，导致晶界高温强度和塑性 下降。

1。2。3 合金元素在镍基合金中的作用文献综述

镍基合金中加入的大量和微量元素约有 10 种[9]。其中 Cr、Co、W、Mo 主要起 到固溶强化的作用，同时亦是碳化物形成元素。

Cr 可以稳定合金表面，在基体表面形成耐腐蚀和抗氧化的保护层，可形成 Cr2O3 层。Cr2O3 有较低的阳离子空位可以阻止金属向外扩散，防止有害元素如 O、 N、S 等向内扩散。Cr 含量的提高可以增强抗热腐蚀能力，但若含量太高，可能导 致析出σ相，对合金组织稳定性不利[10]。

Co 在 Ni-Cr 的时效合金中可提高高温强度，原因有：①可以降低 Al 和 Ti 的溶 解度，从而增加强化相的数量；②提高γ相的固溶温度；③减少基体堆垛层错能， 产生固溶强化效果；④减少晶界上碳化物析出，以减少贫铬区的宽度。

Mo、W 主要进入固溶体中，降低 Ti、Cr 以及 Al 的高温扩散速率，使固溶体的 原子结合力提高，降低了软化的速度。通常 Mo 比 W 的效果更加明显，只有在添加 较多 W 以及更高的使用温度时，W 的强化作用更强。随着（Mo+W）/Cr 比值的提 高，镍基合金的持久寿命先增加，当比值超过 0。37 后会下降[11]。

Ti、Al 可以促进形成γ相，镍基合金的高温性能由 Ti、Al 的加入总量以及 Ti- Al 比来决定。提高 Ti、Al 的含量可大幅提高γ相体积分量和固溶温度。提高 Ti-Al 比可增强抗热腐蚀性能，但过高则易导致粗大片状相（Ni3Ti），是合金催化，导致 塑性和强度下降显著[9]。