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材料研究学报, 2026, 40(9): 665-676 DOI: 10.11901/1005.3093.2025.332

研究论文

Al+Ti对一种Ni-Cr合金组织及力学性能的影响

张丰之1,2, 吴云胜2, 管现军2, 侯介山,2, 周兰章2

1.中国科学技术大学材料科学与工程学院 沈阳 110016

2.中国科学院金属研究所 沈阳 110016

Influence of Al+Ti on Microstructure and Mechanical Properties of a Ni-Cr-based Alloy

ZHANG Fengzhi1,2, WU Yunsheng2, GUAN Xianjun2, HOU Jieshan,2, ZHOU Lanzhang2

1.School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology of China, Shenyang 110016, China

2.Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China

通讯作者: 侯介山，副研究员，jshou@imr.ac.cn，研究方向为燃机用高温材料研发及应用

收稿日期: 2025-11-10   修回日期: 2026-01-23  

基金资助: 国家重点研发计划(2021YFB3704103)

Corresponding authors: HOU Jieshan, Tel:(024)83978469, E-mail:jshou@imr.ac.cn

Received: 2025-11-10   Revised: 2026-01-23  

Fund supported: National Key Research and Development Program of China(2021YFB3704103)

作者简介 About authors

张丰之，女，1998年生，博士生

摘要

对一种低Al+Ti含量和低Nb固溶强化的Ni-Cr基高温合金进行热力学计算和组织表征，研究了Al+Ti含量的变化对其组织和力学性能的影响。结果表明：Al+Ti含量的提高使合金的固液相变温度降低和凝固区间缩小，并促进Nb、Al元素偏析。长期时效过程中，两种合金呈现不同的析出行为：0.2Al+0.2Ti合金中的主要析出相为M23C6碳化物，而0.5Al+0.5Ti合金中的主要析出相是γ′相。随着时效时间的延长，γ′相发生粗化且其形貌由立方状转变为圆方状。Al+Ti含量的变化对这种合金的固溶强化没有显著影响，时效10000 h后两种合金的强度没有明显的差异，但强化作用机制不同。0.2Al+0.2Ti合金在时效过程中析出的离散分布的细小M23C6碳化物，能使其强度提高。0.5Al+0.5Ti合金中的粗大γ′相在长期时效10000 h后分裂，使得γ′相数量密度提高和平均尺寸减小，合金强度提高。

关键词： 金属材料; Ni基高温合金; Al+Ti含量; 组织演变; 拉伸性能

Abstract

Two test alloys, based on a low Nb-containing solid solution-strengthened Ni-Cr-based alloy with addition of 0.2Al+0.2Ti or 0.5Al+0.5Ti, were made by vacuum melt-casting, and then subjected to solution treatment at 1200 oC for 1 h and water cooling, followed by long-term aging for 10,000 h at 650 oC and 700 oC respectively. Then the effect of the Al+Ti contents on the microstructure and mechanical properties of the test alloys was investigated through thermodynamic calculations, microstructural characterization, and mechanical testing. Results show that an increase in Al+Ti content reduces the solid-liquid phase transition temperature, narrows the solidification range, and promotes the segregation of Nb and Al elements. After long-term aging treatment, the main second phase is M23C6 carbides for the 0.2Al+0.2Ti alloy, whereas for the 0.5Al+0.5Ti alloy is mainly γ′-precipitates. With the increasing exposure time, the γ′-phase undergoes significant coarsening, and its morphology transforms from cubic to rounded square. The effect of Al+Ti content on solid solution strengthening is limited, and the strength difference between the two alloys remains insignificant even after aging treatment for 10000 h, although their strengthening mechanisms differ. In the 0.2Al+0.2Ti alloy, the fine and discretely distributed M23C6 carbides effectively enhance the alloy strength during thermal exposure. In contrast, in the 0.5Al+0.5Ti alloy, the larger γ′-phase turns to split after aging for 10000 h, leading to smaller in particle size while higher in quantity and density, thereby contributing to an increase in strength.

Keywords： metallic materials; Ni-based alloy; Al+Ti content; microstructure evolution; tensile property

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本文引用格式

张丰之, 吴云胜, 管现军, 侯介山, 周兰章. Al+Ti对一种Ni-Cr合金组织及力学性能的影响[J]. 材料研究学报, 2026, 40(9): 665-676 DOI:10.11901/1005.3093.2025.332

ZHANG Fengzhi, WU Yunsheng, GUAN Xianjun, HOU Jieshan, ZHOU Lanzhang. Influence of Al+Ti on Microstructure and Mechanical Properties of a Ni-Cr-based Alloy[J]. Chinese Journal of Materials Research, 2026, 40(9): 665-676 DOI:10.11901/1005.3093.2025.332

镍基高温合金具有优异的高温强度、耐蚀性能和抗氧化性能，在航空、核能、船舶以及能源化工等领域得到了广泛的应用[1~3]。为了解决大型和整体化镍基合金构件中大尺寸铸件的严重微观偏析、高热裂敏感性以及凝固组织难以控制等问题，对材料成分的设计和熔炼工艺提出了更高的要求[4~7]。

设计传统合金时，添加Al和Ti元素生成高体积分数的γ′相可提高其高温强度[8,9]，但是使合金铸造的难度提高。尤其是截面厚大、凝固速率较低的大型铸件，其较高的Al、Ti含量易使组织不均匀和产生热裂[10]。同时，制造大型铸件大多采用非真空铸造工艺，在熔炼和浇注过程中Al、Ti元素易与空气中的氧反应生成稳定的氧化物夹杂物，如Al2O3、TiO2、Al2O3-Ti x O y 等[11,12]。这些夹杂物不仅可能改变合金的微观结构，还可能成为裂纹源，从而降低合金的力学性能和服役寿命[5]。因此，应该限制Al、Ti元素的添加量以研制兼具良好铸造性能和综合力学性能的固溶强化型镍基高温合金。但是，在大型铸件的非真空铸造过程中，常用的脱氧剂可能带入少量的Al和Ti。因此，要求材料能容忍少量的Al和Ti。

虽然固溶强化型镍基高温合金体系中少量的Al、Ti元素不足以产生γ′相强化，但是对合金的凝固行为、晶界特性、碳化物形成以及固溶强化有较大的影响[13,14]。目前，针对高Al、Ti含量的沉淀强化型镍基合金的研究已较为深入，但是对少量Al、Ti元素对固溶强化型合金的显微组织和力学性能的影响及其机制缺少系统的研究。基于此，本文进行热力学计算和实验，系统研究低Al、Ti元素含量的变化对低Nb含量固溶强化型Ni-Cr基高温合金的凝固特征、显微组织以及室温拉伸性能的影响。

1 实验方法

用75 kg真空感应炉冶炼含有0.2Al+0.2Ti和0.5Al+0.5Ti (质量分数，%)的两组实验用Ni-Cr合金，并将其浇注成拉伸试棒。合金的实测成分如表1所示。

表1   两种实验用合金的实测成分

Table 1  Chemical composition of the experimental alloys (mass fraction, %)

AlloyCBAlTiNbMoCrNi
0.2Al+0.2Ti0.030.0060.200.231.08.9921.3Bal.
0.5Al+0.5Ti0.030.0060.490.511.08.9421.5Bal.

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将铸态试棒固溶处理(1200 ℃，1 h，水冷)后，分别在650 ℃和700 ℃长期时效10000 h。将固溶态和时效态试棒分别加工成标准拉伸试样，标距段的直径为5 mm、长度为25 mm (平行段尺寸为30 mm)，加工样品的示意图如图1所示。随后，按照GB/T 220.1-2021使用Z150万能实验机进行室温拉伸实验，按照GB/T 228.2-2015使用Z100万能实验机进行650 ℃高温拉伸实验。屈服前拉伸速率为0.2 mm/min，屈服后为2.5 mm/min。至少测试两根平行试样，取其结果的平均值。

图1

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图1   拉伸样品的示意图

Fig.1   Schematic diagram of tensile specimen (unit: mm)


用SETSYS-18差热分析仪(DTA)在Ar气氛中测试合金的凝固特征温度，所用样品的直径为3 mm、厚度为2 mm，以10 ℃/min的升温速率从1100 ℃加热至1450 ℃，随后以相同的速率冷却至1100 ℃。分别用Axio Observer Z1光学显微镜(OM)、TESCAN MIRA3场发射扫描电子显微镜(SEM)和Talos F200X透射电子显微镜(TEM)观察合金的显微组织，并结合电子显微镜配备的能谱仪(EDS)分析成分分布。扫描电镜的加速电压为20 kV，透射电镜的加速电压为200 kV。SEM试样是经过电解腐蚀后的标准金相试样，腐蚀0.2Al+0.2Ti合金的电解腐蚀剂是王水甘油(20 mL HNO3, 60 mL HCl和100 mL C3H8O3)，在恒压条件下(4 V)电解10~60 s；用300 mL H3PO4 + 20 mL H2SO4 + 30 g CrO3电解腐蚀0.5Al+0.5Ti合金，在恒流条件下(1A)电解8 s。TEM用圆形薄片试样的直径为3 mm、厚度为45 μm，在-25 ℃使用10%HClO4 + 90%C2H5OH溶液进行电解双喷制备。

使用JMatPro热力学软件和镍基高温合金数据库计算两组合金在恒压平衡条件下的相析出行为。使用ImagePro-Plus图像处理软件统计铸态合金的二次枝晶间距和析出相尺寸。统计二次枝晶间距的方式为：测量沿一次枝晶干排列的N个二次枝晶的总长L，得到二次枝晶间距l = L/N；统计多个视场中的二次枝晶间距l，取其平均值。

2 结果和讨论

2.1 两种合金中相的析出行为

2.1.1 热力学平衡相图的计算

图2给出了计算出的0.2Al+0.2Ti合金和0.5Al+0.5Ti合金的热力学平衡相图。两种合金中的主要析出相均为γ′相、μ相、碳化物(M6C、M23C6)和硼化物M3B，但是其特征温度和析出行为有较大的不同。0.2Al+0.2Ti合金的初熔点和熔点分别为1290 ℃和1378 ℃，而0.5Al+0.5Ti合金的初熔点和熔点分别为1279 ℃和1372 ℃。这表明，Al+Ti含量的提高使合金的固液相温度降低和合金的凝固区间扩大。

图2

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图2   两种合金的平衡相图

Fig.2   Equilibrium phase diagram of 0.2Al+0.2Ti (a, b) and 0.5Al+0.5Ti (c, d) alloys


由于Al和Ti都是γ′-Ni3Al相的重要组成元素，Al和Al+Ti含量的提高都显著促进γ′相的析出。两种合金中γ′相的析出温度都是760 ℃。冷却到600 ℃，0.2Al+0.2Ti合金中γ′相的平衡质量分数约为0.64%，而0.5Al+0.5Ti合金中γ′相的平衡质量分数则为5.82%。

2.1.2 合金的铸态组织

合金的铸态组织均呈现典型的枝晶形貌，如图3所示。可以看出，在0.2Al+0.2Ti合金的枝晶间分布着少量细小颗粒状的MC碳化物，Ti含量的提高导致0.5Al+0.5Ti合金中生成细小的TiC颗粒。但是，Al+Ti含量的变化对二次枝晶间距的影响较小：0.2Al+0.2Ti合金的二次枝晶间距为(53 ± 5.6) μm，而0.5Al+0.5Ti合金的二次枝晶间距为(56 ± 8.4) μm。

图3

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图3   两种合金的铸态组织

Fig.3   SEM microstructures of as-cast 0.2Al+0.2Ti (a, b) and 0.5Al+0.5Ti (c, d) alloys (b) NbC carbide, (d) TiC carbide


合金成分的变化使凝固过程中溶质元素的再分配以及成分过冷水平改变，从而影响枝晶的形貌和析出相的生成[15~17]。在凝固过程中，溶质元素在固相中的溶解度低于其在液相中的溶解度时溶质沿固液界面被排斥到液相侧而产生浓度梯度，导致铸态组织中的枝晶明显偏析。枝晶的偏析程度可用偏析比(SR)表示，SR为枝晶间溶质的最大浓度(正偏析)或最小浓度(负偏析)与相邻枝晶干的最大或最小浓度的比值[17]。SR对1的偏离程度反映对应元素的偏析行为：SR = 1时，溶质元素没有明显的偏析，分布较为均匀；SR > 1时，溶质元素偏析于枝晶间；SR < 1时，溶质元素则偏析于枝晶干。图4给出了两种合金中元素的枝晶偏析。Ti、Nb、Mo的偏析系数大于1而偏析在枝晶间，为正偏析元素；而Al、Cr元素的偏析系数小于1而偏析在枝晶干，为负偏析元素。其中，Nb元素的偏析最为显著。Nb元素的显著偏析，促进了凝固过程中MC碳化物的生成。对比两种合金中元素的偏析行为，可见Al+Ti含量的提高促进Nb和Al元素的偏析、抑制了Ti向枝晶间的偏析。0.2Al+0.2Ti合金中的Al元素没有出现明显的偏析，即其在枝晶干和枝晶间的分布较为均匀。但是，0.5Al+0.5Ti合金中的Al元素偏析系数约为0.87，呈现出向枝晶干偏析的趋势。枝晶偏析程度的高低与对应溶质元素在固相中的扩散系数成反比，而与枝晶间距成正比。较大的偏析比意味着溶质元素更容易被排斥到液相中，从而提高固液界面因浓度差而产生的成分过冷程度。因此，Al+Ti含量的提高对二次枝晶间距的影响较小。

图4

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图4   Al+Ti含量的变化对枝晶偏析的影响

Fig.4   Dendrite segregation ratios in 0.2Al+0.2Ti and 0.5Al+0.5Ti alloys


2.1.3 合金的凝固行为

对0.2Al+0.2Ti合金和0.5Al+0.5Ti合金的差热分析结果，如图5所示。可以看出，两种合金的熔化曲线只出现了γ吸热峰，随着Al+Ti含量的提高，合金的固液相变温度降低，0.2Al+0.2Ti合金和0.5Al+0.5Ti合金的初熔点分别为1371 ℃和1361 ℃，熔点分别为1397 ℃和1390 ℃，Al+Ti含量的变化对合金熔化前期的影响较为显著。Al+Ti含量的提高使合金的初熔温度降低和合金的凝固区间扩大，与计算结果一致。由于两种合金中碳化物析出相的含量较低，DTA曲线中未出现明显的初生相吸热峰。根据两种合金凝固后的铸态组织特征，可以确定其凝固顺序为L→L + γ→L + γ + MC→γ + MC。

图5

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图5   两种合金的熔化曲线

Fig.5   DTA data of the 0.2Al+0.2Ti and 0.5Al+0.5Ti alloys


2.2 Al+Ti含量对合金长期时效组织的影响

如图6所示，固溶处理基本上消除了合金中的枝晶偏析。在0.2Al+0.2Ti合金中未观察到明显的析出相，而在0.5Al+0.5Ti合金中有少量残留的TiC颗粒。

图6

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图6   两种合金的固溶态组织

Fig.6   SEM microstructures of 0.2Al+0.2Ti (a) and 0.5Al+0.5Ti (b-d) alloys after solution treatment


在650 ℃ (图7)和700 ℃ (图8)长期时效后，在0.2Al+0.2Ti合金的基体中可见离散分布的小块状相和针状相，而在0.5Al+0.5Ti合金中则析出了大量立方状颗粒。Al+Ti含量的变化对时效后的析出相种类有显著的影响。在0.2Al+0.2Ti合金的TEM相鉴定(图9)中可见主要析出相为富Cr的M23C6碳化物；而0.5Al+0.5Ti合金(图10)中的析出相除了M23C6碳化物还有立方状的γ′相。

图7

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图7   两种合金在650 ℃长期时效过程中组织的演变

Fig.7   Microstructures of 0.2Al+0.2Ti (a-c) and 0.5Al+0.5Ti (d-f) alloys after thermal exposure at 650 oC for 1000 h (a, d), 5000 h (b, e) and 10000 h (c, f)


图8

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图8   两种合金在700 ℃长期时效过程中的组织演变

Fig.8   Microstructures of 0.2Al+0.2Ti (a-c) and 0.5Al+0.5Ti (d-f) alloys after thermal exposure at 700 oC for 1000 h (a, d), 5000 h (b, e) and 10000 h (c, f)


图9

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图9   650 ℃时效5000 h后0.2Al+0.2Ti合金组织的TEM照片

Fig.9   HADDF-STEM image and EDS elemental maps of 0.2Al+0.2Ti alloy after thermal exposure at 650 oC for 5000 h (a), high resolution image of block-like M23C6 carbide (b, c) and needle-like M23C6 carbide (d, e)


图10

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图10   在650 ℃时效5000 h后0.5Al+0.5Ti合金组织的TEM照片

Fig.10   HADDF-STEM image and EDS elemental maps of 0.5Al+0.5Ti alloy after thermal exposure at 650 oC for 5000 h (a), high resolution image of γ′ phase (b) and M23C6 carbide (c)


在长期时效过程中，基体中Cr过饱和度的提高促进了M23C6碳化物的析出。由HRTEM可得，基体的晶格参数aγ 约为0.362 nm而M23C6碳化物的晶格参数aM23C6约为1.072 nm，可见M23C6碳化物的晶格参数约为基体的三倍，二者呈[001] γ //[001]M23C6的取向关系。0.2Al+0.2Ti合金中的M23C6碳化物，其主要形貌有针状和小块状。如图7a和图8a所示，在长期时效的早期阶段，主要析出针状形貌的M23C6；随着时效的进行，析出的小块状M23C6碳化物明显增多。如图9b~e所示，这两种形貌的M23C6其晶格参数没有明显的不同。由选区电子衍射(图9d)可知，针状M23C6在平行于基体的(110)界面存在层错，表明针状M23C6的(101)界面与基体的(110)界面为半共格关系。层错的形成有助于释放局部晶格错配应变，从而降低(101)M23C6与(110) γ 之间的界面能。析出相形貌的演化受界面能和应变能的共同控制。析出相倾向于沿低能界面或应变能弛豫方向生长，因此针状M23C6优先沿着界面能较低的(110) γ 方向扩展。同时，析出相的形貌趋向于以降低体系能量的方式变化。针状M23C6碳化物较大的比表面积使其界面能较高，因此在较高的温度下原子扩散重排使M23C6碳化物的形貌由针状向块状转变以降低界面能实现热力学稳定。此外，温度也是影响M23C6碳化物形核长大的关键因素。时效温度的提高加速基体中Cr元素的扩散，从而促进了M23C6碳化物的形核和生长。与在650 ℃时效相比，在700 ℃时效时M23C6碳化物的粗化更为显著。

0.5Al+0.5Ti合金中的γ′相呈立方状，富集的Al、Ti和Nb元素组成Ni3(Al, Ti, Nb)相，与γ基体之间的 [001] γ //[001] γ′ 取向关系如图10所示。Al、Ti、Nb均为典型的γ′相形成元素：Al含量的提高显著促进γ′相的析出；Ti部分替代Ni3Al-γ′相中的Al也促进γ′相的析出；Nb部分取代γ′相晶格中的Al、Ti生成Ni3(Al, Ti, Nb)-γ′，但是过高的Nb含量导致Ni3Nb-γ′′相的生成。这表明，这些元素的含量及其比例是决定析出相类型和稳定性的关键因素。相关研究表明，Al/Ti之比主要影响γ′相的热稳定性，较低的Al/Ti之比促进η相的析出，不利于合金力学性能的提高[8,9]；而(Al+Ti)/Nb之比则决定Ni3X亚稳相的析出类型(γ′相或γ′′相)[14,18]。(Al+Ti)/Nb之比较高的合金中，强化相以γ′相为主；反之，(Al+Ti)/Nb之比较低时则更易析出γ′′相。本文研究的两种合金Al/Ti比值不变，因此主要关注(Al+Ti)总量变化的影响。

0.2Al+0.2Ti合金的(Al+Ti)/Nb为1.08，Al+Ti的原子占比与Nb元素相当。但是合金中Al、Ti、Nb的含量过低，不足以生成γ′相或γ″相，与平衡相图的计算结果相符。而0.5Al+0.5Ti合金中Al+Ti的质量分数达到1%、原子分数为2.19%，而且(Al+Ti)/Nb之比提高到了2.7。0.5Al+0.5Ti合金中(Al+Ti)的含量明显高于Nb含量，使热力学平衡相图中出现明显的γ′ 相稳定区，并且在时效过程中也观察到γ′相的析出。这表明，较高的(Al+Ti)含量促进了γ′ 相的生成。

随着时效时间的延长γ′相明显粗化，其形貌也由规则的立方状向圆方状形貌转变。从图11可见，在650 ℃和700 ℃长期时效过程中γ′相的尺寸发生变化。随着时效时间的延长γ′相的等效尺寸D明显增大，而长大速率逐渐降低。如图11b所示，Dt3-D03与时间t呈现线性关系，可表示为

Dt3-D03=kt

图11

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图11   长期时效过程中γ′相尺寸的变化

Fig.11   Variations of diameter D (a) and Dt3-D03 of γ′ precipitates (b) with thermal exposure time t


其中Dt3为时效t时间后γ′相尺寸的三次方；斜率k为γ′相的粗化速率常数，用于评估γ′相的粗化速率。由此可见，0.5Al+0.5Ti合金中γ′相的粗化符合LSW理论，即合金中γ′相的粗化行为受扩散控制。因此，随着时效温度的提高基体中元素扩散速率随之显著提高，γ′相的粗化更加显著。在650 ℃时效5000 h后γ′相的尺寸约为(56.5 ± 7) nm，而在700 ℃时效5000 h后γ′相的尺寸达到了(337.2 ± 87) nm。需要注意的是，在700 ℃时效10000 h，γ′相的尺寸出现了一定程度的下降，但是仍然比在650 ℃时效10000 h后合金中γ′相的尺寸大。此时，γ′相呈现圆方状，部分分裂成尺寸更小的相。γ′相平均尺寸的减小并不意味着粗化过程的逆转，而是与大尺寸γ′相的分裂有关。γ′相的形貌受界面能、应变能、弹性相互作用能的影响[19]。在高温长期时效，随着γ′相尺寸的持续增大体系的总能量逐渐以应变能为主。大尺寸γ′相倾向于分裂成较小尺寸以降低体系的应变能，分裂后界面能的增加使其形貌由立方状向圆方状转变[20,21]。

与晶内析出相不同，0.2Al+0.2Ti和0.5Al+0.5Ti合金中的晶界析出相种类没有明显的不同(图12和图13)。长期时效后，两种合金中的晶界析出相均为连续或半连续分布的薄膜状富Cr的M23C6碳化物。随着时效时间的延长晶界碳化物明显粗化，0.5Al+0.5Ti合金晶界上的M23C6粗化程度较高。其原因是，在时效过程中0.2Al+0.2Ti合金中晶内M23C6碳化物的析出消耗了基体中的Cr元素，影响了Cr元素向晶界的扩散。

图12

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图12   两种合金在700 ℃长期时效1000 h和5000 h后的晶界析出相

Fig.12   Phase precipitation behavior at grain boundaries in 0.2Al+0.2Ti (a, b) and 0.5Al+0.5Ti (c, d) alloys after thermal exposure at 700 oC for 1000 h (a, c) and 5000 h (b, d)


图13

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图13   在700 ℃时效5000 h后晶界的元素分布

Fig.13   BF-STEM images and EDS elemental maps of 0.2Al+0.2Ti (a) and 0.5Al+0.5Ti (b) alloys at grain boundaries after thermal exposure at 700 oC for 5000 h


2.3 Al+Ti含量的变化对力学性能的影响

图14给出了Al+Ti含量的变化对固溶态合金室温拉伸性能的影响。可以看出，Al+Ti含量的提高对固溶态合金的室温拉伸性能没有显著的影响；而在650 ℃拉伸时合金的抗拉强度随着Al+Ti含量的提高由410 MPa提高到424 MPa。这表明，虽然Al+Ti的含量提高了，但其有限的提高对固溶强化并没有太大的影响，因此没有使合金的强度显著提高。

图14

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图14   Al+Ti含量对固溶态合金室温和650 ℃拉伸性能的影响

Fig.14   Effect of Al+Ti content on tensile properties of solution heat treated alloy at room temperature (a) and 650 oC (b)


在650 ℃长期时效5000 h后，合金的强度比固溶态合金有了较为显著的提高。0.2Al+0.2Ti合金的屈服强度由270.5 MPa提高到326.5 MPa，0.5Al+0.5Ti合金的屈服强度由279 MPa提高到295 MPa。时效10000 h后0.2Al+0.2Ti合金的屈服强度没有显著的变化，而0.5Al+0.5Ti合金的屈服强度进一步提高到348 MPa。在700 ℃长期时效，Al+Ti含量的提高对合金拉伸性能的影响与在650 ℃时效的结果相似。虽然时效后合金的强度均有所提高，但是时效5000 h后0.5Al+0.5Ti合金的强度只从279 MPa提高到285 MPa。同样地，时效10000 h后0.5Al+0.5Ti合金的屈服强度进一步提高，而0.2Al+0.2Ti合金的屈服强度没有显著的变化。以上结果表明，时效后0.2Al+0.2Ti合金的强度较早的达到了峰值。此外，时效后两种合金的延伸率都显著降低。

这两种合金的强化机制包括固溶强化、晶粒强化和沉淀强化，其屈服强度是各单项强化机制的叠加。0.2Al+0.2Ti合金和0.5Al+0.5Ti合金是在相同的浇注条件下制备的，都是晶粒尺寸较大的铸造合金。根据位错塞积模型的Hall-Petch关系，合金的强度与晶粒尺寸成反比，因此晶粒细化对本文研究的合金贡献较小。此外，固溶态合金的拉伸性能表明，Al+Ti含量的提高对固溶强化效应的影响较小。由此可以推断，长期时效后两种合金强度不同的主要机制是第二相的析出，即沉淀强化。此机制的强化程度决定于沉淀相的数量、形貌、尺寸和分布。总之，第二相的析出和演化使长期时效合金的强度显著提高。

图15

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图15   Al+Ti含量对时效态合金力学性能的影响

Fig.15   Effect of Al+Ti content on tensile properties at room temperature after thermal exposure at 650 oC (a, b) and 700 oC (c, d) for different time


以上结果表明，0.2Al+0.2Ti合金中的主要析出相是离散分布的M23C6碳化物，这些颗粒状M23C6碳化物钉扎位错和阻碍位错运动而使合金的强度提高。在长期时效的初期，随着时效时间的延长M23C6碳化物析出并长大；时效5000 h后，M23C6碳化物的尺寸和数量趋于稳定。因此，时效时间延长到10000 h的0.2Al+0.2Ti合金其强度不会有太大的变化。0.5Al+0.5Ti合金中的析出相是M23C6碳化物和γ′相，γ′相是主要强化相。由图7和图8可见，合金在长期时效过程中γ′相显著粗化，其形貌由立方状逐渐转变为圆方状。时效5000 h后，γ′相尺寸的显著增大和数量密度的降低减弱了强化效果。尤其是在700 ℃时效5000 h，γ′相的平均尺寸增大到了(337 ± 87) nm，使γ′相的数量密度显著降低，导致合金的强度只比固溶态略有提高。随着时效时间延长到10000 h，严重粗化的γ′相分裂为多个小尺寸颗粒，使其平均尺寸减小而数量密度提高(图8和图11a)。这增强了γ′相的强化效果，使合金的强度进一步提高。

3 结论

(1) 在Ni-Cr合金的凝固过程中，Al+Ti含量的提高使合金的固液相线温度降低和合金的凝固区间扩大，Nb、Ti和Mo元素偏析在枝晶间而Cr向枝晶干偏析。0.2Al+0.2Ti合金中Al元素没有明显的偏析，0.5Al+0.5Ti合金中的Al元素负偏析在枝晶干。Al+Ti含量的降低有助于减少凝固过程中的枝晶偏析。

(2) 长期时效后，0.2Al+0.2Ti合金中的主要析出相是M23C6碳化物，0.5Al+0.5Ti合金中的主要析出相是分布于晶内的立方状γ′相。随着时效时间的延长，γ′相显著粗化并在尺寸足够大时分裂，由立方状转变为圆方状。

(3) Al+Ti的含量较低其变化对固溶强化的影响较小，对合金的强度也没有显著的影响。在时效过程中第二相的析出使两种合金的强度提高。0.2Al+0.2Ti合金中离散分布的细小M23C6碳化物使合金的强度显著提高。

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