W、Mo、Al、Ti对GH220合金微量相影响

[D0I:10.13374/j.issn1001053x.1986.s1.005 北京钢铁学院学报 1986年6月 Journal of Beijing University Special issue 专辑1 of Iron and Steel Technology 01.1986.6 W、Mo、A1,T对GH220合金微量相影响 孙金贵叶锐曾葛占英许庆芳俞同丰 张润岗 (高温合金教研室)·（化学中心） （42D厂) 摘 要 应用综合分析手段对不同W、M0、A1、Ti含量的GH220合金相的溶解、析出规律进行了研究。 找出了主要合金元素对析出相的形响，进一步福示了合金中微量相的变化规律，给出了不同热处理工艺 下相的含量。为合金的研制和使用提供了重要依据， 关键词：合金，时效，相分析 Influence of Tungsten,Molybdenum,Aluminium and Titanium on Minor Phases of A Ni-Base Superalloy GH220 Sun Jingui Ye Ruizeng Ge Zhanying Xu Qingfang Yu Tongfeng Zhang Rengang Abstract The law of the phase precipitation and phase dissolution in alloy with different content of W,Mo,Al and Ti has been studied by the method of complex phase analysis.The main alloying elements influencing on the preci- pitated phase have been found.and phase transformation rule is got.The content of kinds of phases have been measured. Key words:alloys;ageing;phase analysis 前 言 为了解主要合金元素对析出相的影响并找出不同热处理工艺相变化规律，本文对高、 中、低W、Mo、AI、Ti含量的五炉合金采用综合相分析方法进行了研究：对合金的微量相 38

年 月 北 京 钢 铁 学 院 学 报 工 豆。 吐 专 辑 滩 卜 日 、 对 合金微量相 影响 孙金贵 叶锐曾 葛 占英 许庆芳 俞同丰 张润 岗 高温合金 教研室 化 学 中心 厂 摘 要 应 用 综合分析 手段 对不 同 、 。 、 、 含 量的 玉 。 合金 相 的 溶解 、 析 出规律进行 了研究 。 找 出 了 主要 合金 元 素对析 出相 的 影 响 ， 进一 步 揭 示 了合 金 中微 量 相 的 变化规律 ， 给 出 了不 同热处理 工艺 下相 的含量 。 为 合金 的 研制和 使用提供 了 重 要 依据 。 关键 词 合金 时效 ， 相 分析 ， 几 ， 、 一 扣 一 夕 尤 刀 夕 ， ， 了 了 前 言 为 了解主 要 合金 元 素对析 出相 的影响 并找 出不 同热处理工 艺相 变化规 律 ， 本 文 对 高 、 中 、 低 、 、 、 含 量的五炉合金 采用综 合相 分析方法进行 了研 究 。 对 合金 的微 量 相 DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1986．s1．005

用理论计算和实验验证方法取得了基本一致的结果。 1实验材料和热处理工艺 表1列出了试验用GH220合金的主要成分，合金6是GH220合金的标准成分范围。试样 经标谁处理(1220℃×4h/空冷+1050℃×4h/空冷+950℃×2h/空冷)和等温弯晶处理 (1220℃×4h室冷到→1070℃×2.5h/空冷+950℃×2h/空冷)后分别在850℃和900℃， 0~1500小时时效。 表1 试验用料的主要化学成分(Wt%) Table 1.Chemical composition of alloys used,Wt% Alloy Mg Ti W+Mo C B Ni Cr Co AI W Mo A1+TiW+Mo +A1 +Ti 0.040 0.016 Bal 110.79 15.73 4.00 2.13 5.63 5.19 6.13 10.82 16.95 0.052 0.0022 0.018 Bal 9.9114.94 4,23 2.24 5,46 5.68 6.47 11.14 17.61 0.038 0.0049 0.018 Bal 10.07 15.23 4.22 2.29 5.96 6.35 6.51 12.31 18.82 0.0500.1000 0.020 Bal 10.0015,00 4.10 2.30 6.00 6.00 6.40 12.00 18.40 0.0500.1000 0.020 Bal 110.00 15,00 4.10 2.30 6.50 6.50 6.40 13.00 19.40 】4 3.9 2.2 6.0 5.0 6,10 10 16.10 ≤0.08 trail ≤0.02 Bal 9/12 15.5 4.8 2.9 6.5 7.0 7,70 13.50 21.20 Note Balance 注：合金1,2,3为分析成分，4,5为设计成分，其中C为分析成分 2实验结果和讨论 合金主要元素W、Mo、A1、Ti以及热处理工艺对析出相影响极其显著，不仅数量不 同，而且相的溶解、析出规律也不同。GH220合金中的微量相有MC、M。C、MaB,和u 相。由于MC和M,B,相随时效时间、温度变化其绝对值变化较小，因此本文不予讨论，主 要讨论其它三个相。 2.1M。C相 众所周知，高温合金中W、Mo量高形成M。C倾向性大，最初认为，Mo+】W>6% (Wt%),就形成M。C,否则形成M2C。(1)。1968年国外总结了28种镍基合金碳化物析 出情况，得到以下二个公式： 871℃时效Cr%=3.5(Mo%+0.4W%),原子百分数 1030℃时效Cr%=4.5(Mo%+0.4W%),原子百分数 当合金中的Cr%量超过用上式计算出来的Cr%时，碳化物以M23Cs为主，否则就以M。C为 39

用理论计算和 实验验证方法取得了基本一致的结果 。 实验材料和 热处理工艺 瑞翼宁 表 列 出了试验用 合金 的主要成分 ， 合金 是 合金 的标准成 分范围 。 试样 经标准 处 理 ℃ 只 空冷 十 ℃ 火 空 冷 。 ℃ 只 空 冷 和 等 温 弯 一 晶 处 理 此 ℃ 刊 全些至些 。 ℃ 又 三 空 冷 ℃ 火 空 冷 后 分 别 在 ℃ 和 ℃ ， 小时时效 。 表 试验用一 料 的主要化学成分 向 ， 一 注 合金 、 、 为 分析成 分 ， 、 为设计 成分 ， 其 中 为分析 成分 实验结果和 讨论 塔 一 合金主要元 素 、 、 、 以及 热处理工艺对析 出相影响极其显著 ， 不 仅数量 不 同 ， 而 且相 的溶解 、 析 出规律也不同 。 合金 中的微 量相 有 、 。 、 声 和 件 相 。 由于 和 相随时效时间 、 温 度变化其绝对 值变化较小 ， 因此 本文不 予讨论 ， 主 要讨论其它三饰 。 。 相 一 众所周知 ， 高温 合金 中 、 量高形成 。 倾向性大 ， 最 初认 为 ， 。 、 粤 。 乙 端毕介万啤 ， 就形 成 。 ， 否则形成 。 ‘ 〔 ‘ 〕 。 年国外总结 了 种镍基合金碳 化物析 出情况 ， 得到 以下二个公式 ℃ 时效 仓℃ 时效 。 十 ， 原 子百 分数 二 谨 。 十 当合金中的 量超过用上式计算出来 的 ， 原子百分 数 时 ， 碳 化物以 ， 。 为主 ， 否则就以 。 为

主〔2)。本文所用的时效温度分别是850℃和900℃，由871℃和1030℃两式中3.5和4.5的系数 差1按等量温度换算后相应的计算公式为： 850℃时效Cr%=3.37(Mo%+0.4W%),原子百分数 900℃时效Cr%=3.68(Mo%+0.4W%),原子百分数 1972年又有人〔3)进一步得到下面经验公式： Cr%原子/(Cr+Mo+0.7W)%原子0.82生成M23C6 介于0.72和0.82之间依热处理制度而变。 应用上面三种判别碳化物类型公式对合金1~5进行计算，结果列于表2。可见理论计算 与实验结果完全一致，即标准热处理的GH220合金只析出MC和M。C。 表2 用三种判别法计算的碳化物析出规律 Table 2 Law of carbide precitates by three judgement methods Cr in Mo+W 3.37(Mo%+ 3.68(Mo%+ Cr/(Cr+Mo Carbides in Alloy Alloy 0.4N%） 0.4W%) +0.7W) (at%) (Wt%) (at%) (at%) (at%) dar 1 12.07 8.01 13.01 14.20 0.73 MC,MsC 11,12 8.41 13.97 15,25 0.70 MC,MeC 3 11.30 9.33 15.57 16.99 0.69 MC,MeC 11.21 9.00 14.86 16.23 0.69 MC,M6C 5 11.27 9.75 16.17 17.66 0.68 MC,MaC 试验表明，时效时间一定，M。C量随时效温度升高而增加。如图1所示，合金2同为 600小时时效850℃时M。C量为0.54%，而900℃上升为1.11%，增加一倍多。 1.50 M.C相还随合金中W、Mo、AI、Ti,总 量的不同而变化。如图2所示，标准热处理 1.25 900℃ 1.00 2.00 alloy 3 0.75 1.50 850℃ 0.50 1,00 alloy 1 0.25 0.50 0,00 0.00 0 30060090012001500 0 30060090012001500 Ageing time,h Ageing time,h 图2M:C随W、Mo、A1,Ti总量变化曲线 图1金合2不同时效温度MGC量变化曲线 Fig.2 M6C content vs ageing time in Fig.1 M6C content vs ageing time at different alloy different temperature in alloy 2. (with different W,Mo,Al,Ti. 40

主〔 “ 〕 。 本文所用 的时效温 度分别是 。 ℃ 和 ℃ ， 邮 ℃和 。 ℃两式中 和 的索数 差 按等 量温 度 换算后相 应的计算 公式为 ℃ 时效 仓℃ 时效 。 。 ， 原子百 分数 。 十 ， 原子百 分数 年又 有 人川进 一步得到下面经 验公式 原子 原子 时生成 。 原子 十 。 。 原子 ， 生 成 介于 和 · 之 间依热处理制 度而 变 。 应用上面三种 判别碳 化物类型公式对合金 一 进行 计算 ， 结果列于 表 。 可 见 理论计算 与 实验结果完全 一致 ， 即 标准 热处理 的 合金 只析 出 和 。 。 表 用 三种 判 别法计算的碳化物 析 出规律 吸 物 ，‘ ， … 十 合 · 了 哥裁 · 名 哥裁 十 ‘ 肠 ‘ 肠 ‘ ， · 。 ，‘ · 。 · 了 · 。 · · 。 。 。 ， 。 。 土 卫 · ‘ · ’了 · 帕 一 」 ， ， ， ， ， 试验表 明 ， 时效时 间一定 ， 。 小 时时效 ℃ 时 。 量为 ， 量随 时效温 度升 高而 增加 。 如 图 所示 ， 合金 同 为 而 ℃ 上升 为 ， 增加 一倍 多 。 相 还随合金 中 、 。 、 、 总 量 的不 同而 变化 。 如 图 所示 ， 标准热处理 卜 扩 护 。 容 ，卜‘ 叭 价 。 ” 王 氏住 加 昌脚次污 主 ， 图 ’ 上 ’ 金 合 不 同时 效温 度 量 变化 曲线 口 王 址 ， 图 随 、 。 、 总 量 变化 曲线 ， ，

时低W、Mo、A1、Ti(16.95%)的合金1中MsC为0.56%，合金8(18.82)达1.40%。 由于M。C相的析出会消耗大量W、Mo,因此一般情况下不希望产生过多的M。C。 2.2MgsC。相 从表2看出，合金2~4号的Cr/(Cr+Mo+0.7W)的比值均小于0,72，似乎不应出现 M23Cg,而合金1的比值为0.73，正好介于0,72~0.82之间，有可能出现M2aCe。但是实 验证明，合金1和2在850~900℃长期时效过程中都沉淀出M23C。相（参见表3）。这用 上述关系式就解释不通了。有趣的是，如果我们先减去时效试样中￥'相成分，把剩余成分当 成新合金重新计算Cr/(Cx+Mo+0.7W)比值，结果示于表3，那么可以看到这些比值正好都 在0.72~0.82之间，即H2多C。和M.C可以共存。这仅是一种赏试，并不想说明某种问题。 表3 理论计算的碳化物(M2C。)析出规律 Table 3 Law of M23C.precipitate by theoretical calculation Cr in Cr/(Cr+Mo Alloy Heat treament Precipited alloy +0.7W) (at%) (at%) carbides 1 Standard H.T. 18.71 0.77 MC,MaC 2 Standard+900'Cx300h cooling 19.25 0.78 MC,M6C Standard+90o"C×6ooh cooling 19.67 0.78 MC,MeC Standard+900°C×120 oh cooling 18.99 0.79 MC,MeC, M23C8 Standard+900'Cx1500h cooling 18,99 0.78 MC,M6C, M23C6 Zig-Zag H.T. 18.44 0.75 MC,MeC Zig-Zag+850°C×600 h cooling 18.48 0.76 MC,M6C, M23C6 7ig-Zag+850°C×900 h cooling 20.45 0.77 MC,M6C, M23C6 9 Zig-Zag+850'Cx 1500h cooling 20,81 0.78 MC,MaC. M23C6 10 Zig-Zag+900*Cx300h cooling 18.44 0.75 MC,M8C, M23C6 11 Zig-Zag+g00°C×600 h cooling 18,63 0.75 MC,M&C 12 Zig-Zag+900'Cx 900h cooling 18,76 0.76 MC,MoC 13 Zig-Zag+900'Cx 1200h cooling 19.28 0.77 MC,M&C 14 Zig一Zag+900°C×1500 h cooling 18.30 0.76 MC,M6C 15 Isothermal Standard H.T. 17.52 0.74 MC,M6C MC,M6C, 16 Isothermal+850'CX600h cooling 19.91 0.77 M23C6 17 Isothermal+850Cx900h cooling 19.20 0.76 MC,M6C, M23C6 18 Isothermal+850 Cx 1500h cooling 19.45 0.76 MC.M6C. M23C6 MC,M6C, 19 Isother mal+900'Cx300h cooling 18.67 0.75 M83C6 MC,M6C, 20 Isothermal+900'CX600h cooling 18.36 0.75 M23C8 21 Isotber mal+900'CX 1200h cooling 18,J5 0.76 MC,MeC 22 Isothermal+900'Cx 1500h cooling 18,88 0.76 MC,MeC 41

譬咒毓栽彝疑笑蜚贫淤盆盘禧粼瓶浓几梦易几长资 “ 叩“ 。 在价一 之间 ， 即 匆和 械。 可以共 存 。 这 仅是一从种 赏试 ， 并不想说 明某种 向题 。 表 理论计算的碳化物 。 。 析出规律 卜 。 众 万 一 一 仑 ’ ， ， ， 已 一 ’ 。 。 、 ， ， 一 ’ ， ， 召 ， 一 ‘ 义 ， ， 。 一 ， 一 “ 。 ， 一 。 火 ， 主 一 ’ ， ， 。 ， ， 合 ‘ 又 。 ， ， 。 义 。 ， 。 千 。 。 ’ 招 。 ， ， 含 巨 斗 。 ” 五 名 ， 亡。 ‘ 。 。 仓 ’ 王 。 。 耳 。 ， 乒 ， 五 ， 多 。 ， 工

图3给出了标谁热处理后再经900℃不同时间时效 。1ewW的HHV· 。Hda1eWeA1H 的MsC:变化规律曲线。 2.3L相 0-12 μ相属TCP相-一种，多呈针状或片状存在，是脆性 0 相，一般情况对合金是有窖的，是产生裂纹的根源。国 0,04 外在60年代中期相继提出一些应用电子空位数(Nv) 0.00 理论予测TCP相方法，其中较常用的是Woodyatt 303609091200 1500 法(4。根据该理论，当下v>2.30时合金倾向于形成4 Ageing time ,h 相。应用此法计算出的合金1~5的平均电子空位数Nv 图3不同W,Mo、A1.Ti合金 值分别为2.26,2.22,2.32,2.31和2.35，只有合金 M23Ca相析出规律曲线 Fig.3 Law of M23C6 preci- 3、4、5满足析出μ相条件。这与实测结果完全一致。 pitate in alloys with dif- 有人()认为，当合金W+Mo超过10%易形成u ferent W,Mo,Al,Ti. 相。由所研究的五个不同成分的合金看出，当W+Mo 等于12.31%时，即W+Mo+A1+Ti为18.82%时，经标准热处理就析出μ相。而当W+Mo 控制在合金成分的中、下限即11%以下时，哪种热处理状态都不析出μ相。图4画出了合金 3、5在900℃时效后的μ相变化曲线。图5是合金5分别在850℃和900℃时效的μ相变化曲 线。可见，时效温度一定，时效时间越长μ相析出量越多。如合金3标准热处理μ相仅为 0.03%,900℃×300小时升为0.73%，1500小时猛增到3.67%。时效时间一定，时效温度升 高μ相量也增多，如合金5（图4）300h时效850℃4相为0.18%，900℃却为0.41%，增加 一倍多。同在1500小时时效，850℃为1.46%，900℃为2.60%，提高也近一倍。 4.00 .cl A110y5 3.00 2.00 3 2.00 Alloy 35 g00℃ 1,00 1.00 850℃ 0.00t 0 300600 90012001G00 300 80090012001500 Ageing time,h Ageing time,h 图4合金3,5在900·C时效μ相变化 图5合金5在850°C和900°C时效μ相变化 Fig.4.H content vs ageing time Fig.5 u content vs ageing time at at 900'C in alloys 3 and 5 850'C and 900C in alloy 5. 当W、Mo、A1、Ti含量较高时，还发生M,C向4相转化现象。例如合金8标准处理时 M6C为1.40%，900℃×300小时时效等于1.82%，1500小时又降至1.41%，同时效前一 样，而这时u相却上升为3.67%。这是由于μ相不断从基体析出的结果，另一方面也是由于发 生M。C→μ转化的结果。图6是合金3经900℃×1500小时时效后在晶界上观察到的M。C向 “相转化的典型照片。图中尖部片层状结构即为μ相，图7是它的〔1102)晶带轴电子衍射 照片。 42

工刀脚 锐 卜 址 咬 陌 吸 扔 列。 人 。价认 此的傀的比 ︸仪 欲口牌声享 人 主 ， 图 不 同 、 。 、 卜 合金 相析 出规律 曲线 一 ， ， ， 图 给 出了标淮 热处理后再经 ” ℃ 不 同时 间时效 的 。 。 变化规律曲线 。 协相 、 相 属 相 一种 ， 多呈针 状或 片状存在 ， 是脆性 相 ， 一般 情 况对合金是有 害的 ， 是产生裂纹 的根源 。 国 外在 年代 中期相继 提 出一 些应用 电子 空位数 理论 予测 相 方法 ， 其 中较 常 用 的 是 法 〔 〕 。 根据 该理论 ， 当 面 时合金倾 向于形 成 件 相 。 应用此法计算 出的合金 的平 均电子 空 位数 值分别 为 ， ， ， 和 ， 只有 合 金 、 、 满足析 出林 相 条件 。 这与 实测 结果完 全 一致 。 有人阁 认为 ， 当合金 超过 易形 成 件 相 。 由所研究 的五个不 同成分 的合金看 出 ， 当 等 于 时 ， 即 。 为 时 ， 经标 准 热处理就 析 出件相 。 而 当 控 制在合金 成分的 中 、 下限即 以下时 ， 哪种热处理状态都不析 出，相 。 图 画 出了合 金 、 在 ℃ 时效后 的 件相 变化 曲线 。 图 是合金 分别 在 ℃ 和 ℃ 时效 的 件相 变化 曲 线 。 可见 ， 时效温 度一定 ， 时 效 时 间越 长 件相析 出量越 多 。 如 合金 标准热处理 姊 相 仅为 ， ℃ 小 时升 为 ， 。 小时猛增到 。 时效时 间一定 ， 时效温 度升 高 件相 量也增 多 ， 如合金 图 时效 ℃ 卜相 为 ， ℃ 却 为 杜 ， 增加 一倍 多 。 同在 小时时效 ， ℃ 为 ， ℃ 为 ， 提 高也近 一倍 。 尹习尸 ，产沪。 习角次户司。沙 工 土 ， 套 七 ， 畴 图 护 ’ 合金 、 在 ’ 时 效 卜 相 变化 协 图 卜 ， “ 合 金 在 和 时 效 协 相 变化 卜 士 “ 当 、 、 、 含 量较 高时 ， 还发 生 。 向 件相转化现象 。 例 如 合金 标准处理时 。 为 ， ℃ 只 小 时时效等 于 ， 小时又 降 至 班 ， 同 时 效前 一 样 ， 而 这时 协相 却上 升 为 。 这 是 由于 睁相 不 断从基体析 出的结果 ， 另一方面也是 由于发 生 。 林转化的结果 。 图 是合金 经 ℃ 小 时 时效后 在 晶界上观察 到 的 。 向 卜 相转化 的典型 照 片 。 图 中尖部片层状结构即为 相 ， 图 是它的 〔 ，崛 〕 晶带轴电子 衍射 照 片

图6合金3经900'C×1500h时效M6C向μ相转化金属薄膜样品照片· 20000× Fig.6 Thin foil micrograph illustrating transformation of MeC to u in alloy 3 exposed 1500 k at 900C.20000x. 图7图6尖都“相〔1102)品带轴电子行 射照片 Fig.7 Diffraction pattern of u- phase(top in Fig.6). zone axis〔1102) 9 2.4微量相总量 用最小二乘法做回归分析发现〔6)，所研究的五个合金微量相总量呈直线关系，也就是 说不论哪种W、Mo、A1、Ti含量的GH220合金，850℃和900℃时效后微量相总量随时效 时间增加以直线形式变化。表5为各合金的回归方程，其中a是常数项，b为斜率，r是相关 系数。 由表4可见低W、Mo、A1、Ti合金b最小为0.00024，中限大些为0.00077，高W、 Mo、A1、.Ti最大等于0.002左右。即此时微量相总量随时效时间延长增加最快。 43

图 合 金 经 时效 向 件 相 转 化金 属 薄膜样 品照片 义 、 士。 乒 。 卜 ’ 火 图 图 尖 部 样 相 〔 川 似 〕 晶 带轴 电 子衍 射照片 了 住 卜 一 〕 ， 〔 〕 微量脱 量 用 最小二 乘法做回 归分析 发 现帕 ， 所 研 究 的五个合金微 量相 总量呈直 线关系 ， 也就是 说不论 哪种 、 。 、 、 含量 的 合金 ， ℃和 ℃ 时效后微 量相 总 量随时效 时 间增加 以直 线形 式变化 。 表 为各合金的回 归方程 ， 其 中 是常数项 ， 为斜率 ， 是相 关 系数 。 由表 可 见低 、 。 、 、 合金 最小 为 ， 中限 大 些 为 ， 高 、 。 、 、 一 最大等于 左右 。 即此时微量相总 量随 时效 时 间延 长增加 最快

表4 合金的回归方程 Table 4 Regression equations of alloy Alloy Ageing temperature b (C) 1 Stand.H.T.900'C 0.81 0.00024 0.93 Stand.H.T.+850'C 0.62 0.00072 0.99 Stand.H.T.+900*C 0.77 0.00073 0.90 2 Isothermal Zigzag H.T.+850C 0.65 0.00036 0.95 Isothermal Zigzag H.T.+900°C 0,66 0.00077 0.92 3 Stand.H.T.+9o0°C 1.95 0.0023 0.98 4 Stand.H.T.+go0°C 1.09 0.00072 0.89 5 Stand.H.T.+850*C ·1.31 0.00104 0.97 Stand.H.T,+900°C 1.33 0,00203 0.99 Regression equation,y=a+bx 3结 论 (1)合金的W、Mo、A1、Ti量控制在中、下限即小于17%（或W+Mo)<11%时，组 织稳定，标准热处理微量相只析出、MC、M。C和M,B2相，时效后有少量M23C。析出。 (2)合金的W、Mo、A1、Ti量控制在中上限时例如13,40%(W+Mo=12%)以上 时，组织不稳定，标准热处理就析出4相。 (g)合金中的W、Mo、AI、Ti含量较高时，长期时效后发生M。C向μ相转化现象。 当合金析出μ相时无M2C相，反之亦然。 (4)合金在850℃和900℃时效，微量相总量与时效时间呈直线变化，900℃的斜率高 于850℃的斜率。 香 考文献 〔)成田贵一：铁与钢，13(1974)，1820 [2)Dreshfield,R.L.:A.S.M,Trans.Quart,2 (1968),352 〔3)Πrpo6a,T.I.:Φ.M.M6(1972),1297 [4]Woodyatt,L.R.et al:Trans.AIME,236 (1966),519 〔5)高温合金盒相图诺编写组：高温合金金相图谱，冶金出版社，1979· 〔6】中国科学院数学研究所数理统计组：回归分析方法，科学出版社，1974 44

表 合金的 回归方程 川 沁 。 叱 副 。 。 “ 。 。 士 十 ” 乙 · · 。 甘 记 了 一 一 一… 一一 、 。 。 几 千 “ ， ” 山一州 全 ， 一 卫 结 论 合 金 的 、 、 、 量控制 在 中 、 下限 即小于 打 或 一卜 时 ， 组 织稳 定 ， 标 准 热处 理微 量相 只析 出 、 、 。 和 氏 才乐 时效后有少量晒汽 、 析出 。 合金 的 、 。 、 、 量控 制 在中上限时例如 加 ， 叨 、 皿 。 育 一 招 究乡 以上 时 ， 组 织 不稳定 ， 标准 热处理就析 出 件相 。 合金中的 、 。 、 八 、 含 量较 高一时 ， 当 合金 析 出、 相 时无 。 。 相 ， 反 之亦 然 。 一 长期时效后发生不 向 队相转化现象 。 合金 在邵 ℃和 ℃ 时效 ， 于 ℃ 的斜率 。 微 量柑 耸量与时效时间皇直线变化 ， 一 躺仁七 的斜率 高 参 考 文 成 田 贵 一 铁 与钢 ， ， 。 卜 ， ， ， 献 ， 习 匕 ， 八 中 ， ， ， ， 高温 合金 金 相 图谱 编写 组 高 温合金金 相 图谱 ， 冶 金 出版社 ， 了 中国科学院数学研究所 数理 统计组 回 归 分析 方法 科学 出版社 ， 夕、 、夕、 ︸护胜 刁‘ 、、洲 、护 ︸八，口 护，︸护、户