2024年3月12日发(作者：戎竹悦)
９２ 材料丁程／２０１２年８期
ＩＮＣＯＮＥＬ ７１ ８（ＧＨ４１ ６９）高温合金的
发展与工艺
Ｒｅｖｉｅｗ ｏｆ ＩＮＣＯＮＥＬ ７１８ Ａｌｌｏｙ：Ｉｔｓ Ｈｉｓｔｏｒｙ，
Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ，Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ａｎｄ Ｄｅｖｅｌｏｐｉｎｇ Ｓｕｂｓｔｉｔｕｔｅｓ
齐欢
（上海交通大学密西根学院，上海２００２４０）
ＱＩ Ｈｕａｎ
（Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ ｏｆ Ｍｉｃｈｉｇａｎ—Ｓｈａｎｇｈａｉ Ｊｉａｏｔｏｎｇ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ Ｊｏｉｎｔ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，
Ｓｈａｎｇｈａｉ Ｊｉａｏｔｏｎｇ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｓｈａｎｇｈａｉ ２００２４０，Ｃｈｉｎａ）
摘要：ＩＮＣＯＮＥＬ ７１８合金（ＩＮ７１８）自从２Ｏ世纪６Ｏ年代初在美国的ＩＮＣＯ Ｈｕｎｔｉｎｇｔｏｎ Ａｌｌｏｙｓ（现为Ｓｐｅｃｉａｌ Ｍｅｔａｌｓ Ｃｏ．）
被发明并应用于涡轮零部件制造后，已成为航空发动机历史上应用最为广泛的镍基高温合金材料。现代飞机发动机上
超过３Ｏ （质量分数）的关键零部件由７１８合金制成。本文回顾了７１８合金在航空发动机上的应用历史，对该合金的基
本力学性能、高温稳定性，以及目前国外应用的铸、锻制造工艺现状做了综述。对国外正在研究的新型ＩＮ７１８衍生替代
合金的发展现状进行了介绍。
关键词：ＩＮＣＯＮＥＩ ７１８；镍基合金；７１８Ｐｌｕｓ；航空发动机
中图分类号：Ｖ２５２ 文献标识码：Ａ 文章编号：１００１－４３８１（２０１２）０８ ００９２ ０９
Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｓｉｎｃｅ ｉｔｓ ｉｎｖｅｎｔｉｏｎ ａｎｄ ｉｎｉｔｉａｌ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｉｎ ｇａｓ ｔｕｒｂｉｎｅ ｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ ｉｎ ｔｈｅ ｅａｒｌｙ ６０’Ｓ ｏｆ ２０ “
ｃｅｎｔｕｒｙ ａｔ ＩＮＣＯ Ｈｕｎｔｉｎｇｔｏｎ Ａｌｌｏｙｓ（ｎｏｗ ｃａｌｌｅｄ Ｓｐｅｃｉａｌ Ｍｅｔａｌｓ Ｃｏ．），ＩＮＣＯＮＥＬ ７１８ ａｌｌｏｙ（ＩＮ７１８）
ｈａｓ ｂｅｃｏｍｅ ｔｈｅ ｍｏｓｔ ｗｉｄｅｌｙ ｕｓｅｄ ｎｉｃｋｅｌ ｂａｓｅｄ ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ ｉｎ ｔｈｅ ａｉｒｃｒａｆｔ ｅｎｇｉｎｅ ｉｎｄｕｓｔｒｙ．Ｉｔ ｗａｓ ｕｓｅｄ ｉｎ
ｍａｎｙ ｃｒｉｔｉｃａｌ ａｉｒｃｒａｆｔ ｅｎｇｉｎｅ ｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ，ａｃｃｏｕｎｔｉｎｇ ｆｏｒ ｏｖｅｒ ３Ｏ ｏｆ ｔｈｅ ｔｏｔａｌ ｆｉｎｉｓｈｅｄ ｃｏｍｐｏｎｅｎｔ
ｍａｓｓ ｏｆ ａ ｍｏｄｅｒｎ ａｉｒｃｒａｆｔ ｅｎｇｉｎｅ．Ｔｈｉｓ ａｒｔｉｃｌｅ ｒｅｖｉｅｗｓ ＩＮ７ １ ８ ａｌｌｏｙ ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｈｉｓｔｏｒｙ，ｉｔｓ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ
ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ，ｌｏｎｇ—ｔｅｒｍ ｔｈｅｒｍａｌ ｓｔａｂｉｌｉｔｉｅｓ，ｉｎｄｕｓｔｒｉａｌ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｍｅｔｈｏｄｓ，ａｎｄ ｃｕｒｒｅｎｔ ｄｅｖｅｌｏｐｉｎｇ ｓｕｂ
ｓｔｉｔｕｔｅ ａｌｌｏｙｓ ｆｏｒ ｅｎｈａｎｃｅｄ ｔｈｅｒｍａｌ ｓｔａｂｉｌｉｔｙ．
Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ：ＩＮＣＯＮＥＬ ７１８；ｎｉｃｋｅｌ—ｂａｓｅｄ ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ；７１８Ｐｌｕｓ；ａｉｒｃｒａｆｔ ｅｎｇｉｎｅ
ＩＮＣＯＮＥＬ ７１８高温合金（简称ＩＮ７１８）在航空发
动机上的应用已经走过了半个世纪。自从２０世纪６０
而含有大量了 强化相的ＲＥＮＥ４１由于材料本身较低
的延展性，在加工热处理后易产生淬裂，使制造成本上
年代初在美国的ＩＮＣＯ Ｈｕｎｔｉｎｇｔｏｎ Ａｌｌｏｙｓ（现为Ｓｐｅ—
ｃｉａｌ Ｍｅｔａｌｓ Ｃｏ．）被发明并应用于涡轮零部件制造后，
升，可维修性下降。ＩＮ７１８的出现很好地解决了这些
问题，并且迅速在涡轮发动机的制造领域得到广泛应
ＩＮ７１８已成为航空发动机历史上应用最为广泛的镍基 用。总结起来，ＩＮ７１８工业应用快速成长的原因可以
归结为几点：（１）无商业或知识产权限制，制造商和材
料供应商可以大规模生产和采用基于这一材料的产
品；（２）由于ＩＮ７１８强化相析出较慢，使材料具有很好
高温合金材料。ＩＮ７１８的独特合金成分设计使其具有
良好的综合性能，即较高的强度、抗蠕变性能和疲劳寿
命，尤其在６５０℃温度以下，其力学性能具有很好的稳
定性。现代航空发动机的很多零部件，例如涡轮盘、叶 的可焊性和可铸性；（３）ＩＮ７１８在高温下（６５０℃以下）
具有较高的强度，其良好的延展性使它易于接受各种
加工形式。所以，ＩＮ７１８以其各方面相当平衡的性能
以及较低的成本迅速地被各大涡轮发动机制造商接受
并运用到实际的生产中。可以说，ＩＮ７１８的出现促进
了涡轮发动机设计与制造的变革性发展，在发动机减
片、机匣、轴、定子、封严、支撑件、管路、紧固件等，都采
用ＩＮ７１８制成。
在ＩＮ７１８出现之前，涡轮发动机中大量使用不锈
钢材料（例如Ａ２８６）以及镍基合金（例如ＲＥＮＥ４１）。
但是，这些合金材料不能满足不断提高的发动机工作
温度和制造成本的要求。其中，可沉淀析出强化相的
不锈钢材料的力学性能在高温条件下的稳定性较差；
重、简化结构和降低制造成本方面起到了重要作用。
２０世纪６０年代，ＩＮ７１８最先在美国ＧＥ和Ｐ＆Ｗ
ＩＮＣＯＮＥＬ ７１８（ＧＨ４１６９）高温合金的发展与工艺 ９５
过９８０℃固溶热处理后的晶间偏析相有明显变化，枝 命（＞１０ｏｏｏｈ），ＧＥ的工程师首先采用了Ｌａｒｓｏｎ－Ｍｉｌｌ—
ｅｒ参数模型。Ｌａｒｓｏｎ—Ｍｉｌｌｅｒ参数定义为Ｐ（Ｌ．Ｍ．）一
晶间的Ｌａｖｅｓ相在固溶温度下转变成了针状的 相
（Ｎｉ。Ｎｂ）。这种“晶界啮合”效应对提高材料强度有一
定的益处。而经过更高温度１０９３℃的均匀化热处理
后，晶界间的 相基本被熔化，经高温再结晶后晶粒明
显增粗，这会导致材料延展性提高而强度下降。
美国ＧＥ公司对ＩＮ７１８材料在高温环境下长时间
的蠕变性能做了大量系统的测试［３］。图７（ａ）为ＩＮ７１８
锻件（涡轮盘材料）在不同温度下的蠕变断裂强度与寿
Ｔ￣ｌｇｔ ＋Ｃ］，Ｔ为温度（Ｋ），ｔ 为蠕变破裂寿命（ｈ），Ｃ
为常数，对于金属材料通常取值２Ｏ。在测试范围中，
用Ｌａｒｓｏｎ—Ｍｉｌｌｅｒ参数可以将在不同温度、应力载荷下
的实验数据用一条曲线拟合出来（图７（ｂ））。在有限
实验条件和数据的情况下，利用这样的Ｌａｒｓｏｎ—Ｍｉｌｌｅｒ
曲线，可以预测出长蠕变寿命下的应力载荷值。对于
图７所示的ＩＮ７１８合金测试数据，Ｌａｒｓｏｎ－Ｍｉｌｌｅｒ曲线
的常数Ｃ取值为２５。
命曲线。为了预测在更接近实际载荷下的较长蠕变寿
矗
曼
∽
重
矗自五＼Ｉｌ ｌＩ占∞ｐ１ｏ一
图７ ＩＮ７１８锻件在不同温度下的蠕变断裂强度与寿命曲线（ａ）以及Ｌａｒｓｏｎ－Ｍｉｌｌｅｒ曲线（ｂ）啪
Ｆｉｇ．７ Ｃｒｅｅｐ ｒｕｐｔｕｒｅ ｃｕｒｖｅｓ ｏｆ ｆｏｒｇｅｄ ｌＮ７１８ ｕｎｄｅｒ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ（ａ）ａｎｄ Ｌａｒｓｏｎ—Ｍｉｌｌｅｒ ｐａｒａｍｅｔｅｒ ｐｌｏｔ（ｂ）［。］
由于ＩＮ７１８具有缓慢的时效硬化现象，在６５０ ｏＣ
以下具有良好的高温稳定性。ＩＮ７１８材料被广泛地应
用于航空发动机、核电等工业，出于对寿命和安全性的
要求，美国在２Ｏ世纪７Ｏ年代末，对ＩＮ７１８铸件材料进
行了长期时效热处理的研究。测试的时效时间长达
５００００ｈ，积累了丰富的实验数据。图８为在５９３℃和
６４９℃温度下，长达５ｏｏｏｏｈ的时效时间对材料的屈服
强度和伸长率的影响。可以看到在５９３℃下，材料屈
口
０
焉
旦
∞
服强度一直随时效时间增加而提高，尤其是在开始的
几千小时内增长迅速。６４９℃下的前几千小时时效也
Ａｇｉｎｇｔｉｍｅ／１０００ｈ
图８ ５９３℃和６４９℃下５００ｏｏｈ时效时间
对ＩＮ７１８屈服强度和伸长率的影响［９］
Ｆｉｇ．８ Ｔｈｅ ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ａｎｄ ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ ａｆｔｅｒ ｕｐ ｔｏ
５００００ｈ ａｇｉｎｇ ａｔ ５９３￣Ｃ ａｎｄ ６４９￣Ｃ［。］
对材料屈服强度有显著提高作用，但随后的长时间时
效使材料“软化”，屈服强度随时间逐渐下降。图９为
同时期另一组试样在更多时效温度下，时效时间对材
料屈服强度的影响。注意到与上述测试结果的不同之
处是，在５９３℃下，材料“软化”发生在１００００～２ｏｏｏｏｈ
之间。
在高温和低应力情况下更加明显［１２，１３］。因此，为获得
材料优良的综合性能，必须选择适中的晶粒度大小。
表２为ＧＥ飞机发动机与其供应商所用的ＩＮ７１８合金
种类与性能。其中，ＤＡ７１８（即直接时效７１８）是由高
温锻造淬火后的ＩＮ７１８直接时效处理而来，省去了固
对于ＩＮ７１８合金在飞机发动机上的应用，需要综
合考虑强度与蠕变、裂纹扩展等性能要求，选择合适的
材料加工方法和热处理方法，以及所得到的晶粒度。
溶处理。材料淬火后的残留应变有助于提高７”和７
强化相的析出速率，从而提高材料的强度（图１０）。由
于ＤＡ７１８的晶粒度细小，其强度和疲劳强度性能优
晶粒度大小对ＩＮ７１８的力学性能有非常显著的影响，
细晶可以获得较高的合金强度和疲劳寿命口 ｕ］，而粗
晶对抗蠕变和疲劳裂纹扩展速率性能有利，这种趋势
越，但是抗蠕变和裂纹扩展能力有限。一个典型的
９６
里
、
黾
墨
耄
童
＞＿
图９ 另一组ＩＮ７１８试样在不同时效温度和时效时间下对
材料屈服强度的影响 ］
Ｆｉｇ．９ Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｌｏｎｇ ａｇｉｎｇ ｔｉｍｅ ｏｎ ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｏｆ
ＩＮ７１８ ｆｒｏｍ ａｎｏｔｈｅｒ ｒｏｕｎｄ ｏｆ ｔｅｓｔｓ［９］
ＤＡ７１８应用实例是小型发动机的压气叶盘（如ＧＥ的
ＣＦ３４）。从表２可知，ＨＳ７１８，ＤＡ７１８等合金的高强度
主要是由于晶粒细化和应变强化的作用。此外，由于
Ｎｂ为组成 和７ 强化相的主要元素，含Ｎｂ量偏高可
以保证充足的强化相析出。但是Ｎｂ含量高使 相固
溶温度提高，固溶处理时需要提高相应的热处理温度，
日ｄＩ ＼ＩＩ 口０扫∞
以防止过多６相析出对材料蠕变性能造成损害。
表２ ＧＥ飞机发动机盘件使用ＩＮ７１８种类Ⅲ
Ｔａｂｌｅ ２ Ｔｙｐｅｓ ｏｆ ＩＮ７ １ ８ ｕｓｅｄ ｆｏｒ ａｉｒｃｒａｆｔ ｅｎｇｉｎｅ
ｄｉｓｋｓ ａｔ ＧＥ Ａｖｉａｔｉｏｎ［ ］
２ ＩＮ７１８铸锻工艺
２．１铸造工艺
为了获得高洁净度的ＩＮ７１８合金材料用于发动
机关键零部件的制造，ＩＮ７１８的铸造母合金一般经过
３次熔炼过程制成，即真空感应熔炼（Ｖａｃｃｕｍ Ｉｎｄｕｅ－
ｔｉｏｎ Ｍｅｌｔｉｎｇ，ＶＩＭ）、电渣重熔（Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｓｌａｇ Ｒｅｍｅｌｔ—
ｉｎｇ，ＥＳＲ）以及真空电弧重熔（Ｖａｃｕｕｍ Ａｒｃ Ｒｅｍｅｌｔ—
ｉｎｇ，ＶＡＲ）口 。美国从１９８３年开始，采用三重熔炼
的方法制造ＩＮ７１８等镍基合金铸造母合金。研究证
明，三重熔炼过程可以有效降低偏析程度以及氧化夹
杂物含量。采用任意两种熔炼方式都不足以解决材料
材料工程／２０１２年８期
图ｌ０ ＧＥ各类ＩＮ７１８合金材料的名义强度对比…
Ｆｉｇ．１０ Ｎｏｍｉｎａｌ ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｃｏｍｐａｒｉｓｏｎ ｏｆ ＩＮ７ １ ８
ｖａｒｉａｎｔｓ ａｐｐｌｉｅｄ ｔｏ ＧＥ Ａｖｉａｔｉｏｎ Ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ［ ］
的所有缺陷。例如，采用ＶＩＭ十ＶＡＲ的方式，易出现
氧化物和白斑。白斑是在材料局部区域内缺少强化项
＋ 以及与其相关的强化元素铝、钛、铌。白斑出现
的区域会造成材料强度显著降低。而采用ＶＩＭ＋
ＥＳＲ的方式，不利于降低气体元素含量。电渣重熔被
应用于铸造母合金制备工艺的第二步熔炼过程，可产
生反应使得一些非金属夹杂物如氧化物以及硫化物被
去除，并且可以有效减小真空感应熔炼留下来的宏观
偏析相。而第三步的真空电弧重熔能够进一步减小晶
间Ｎｂ的偏析相—— 相，并去除大量通过蒸汽形式排
出的杂质元素，如铅、铋等，同时在真空系统中排除氧、
氮。由于其排出夹杂物的能力很强，真空电弧重熔被
认为是最重要以及最广泛使用的超合金重熔工艺手
段。应用精确的超声检测手段，也为准确检测材料缺
陷出现的概率和尺寸起到了重要作用。研究证明，和
两次熔炼相比，采用三次熔炼方法可以减少５０ 的铸
造毛坯不合格率（用同样超声手段检测出的不合格
率） 。
发动机关键旋转件的制备需要结合先进的铸造与
锻造工艺ｌ１引，具有以下特点：（１）首先加强了合金的熔
炼和铸锭质量控制，除在真空感应熔炼时进行严格的
净化过滤外，还对熔体采用高温处理以减少夹杂物，随
后采用电渣重熔或电弧重熔减少夹杂物，提高合金的
纯净度；（２）通过真空熔炉设备和工艺的改进，建立对
自耗锭重熔、凝固结晶过程的精细控制，增加吹氦对铸
锭的冷却，在铸锭的结晶前沿形成高的温度梯度，以高
的凝固速率、小的熔池深度减少偏析，获得比较均匀的
铸锭组织，从而改善铸锭的加工塑性；（３）与铸锭均匀
化处理和开坯相结合，在７ ＋ 两相区温度范围内进
行等温锻造，通过控制动态再结晶的过程，把铸锭的铸
态组织转变为锻造锭坯的细晶组织，从而提高坯件的
热塑性甚至超塑性。
ＩＮＣＯＮＥＬ ７１８（ＧＨ４１６９）高温合金的发展与工艺
在铸造过程易产生的另一缺陷是铸件表面下的微
ｄｑＬ隙，这对材料的疲劳寿命有致命的影响。采用热
等静压（ＨＩＰ）工艺可以有效消除ＩＮ７１８铸件的孔隙，
使组织均匀化。在ＨＩＰ工艺之前也可对材料进行均
匀化热处理，以减少Ｌａｖｅｓ相的含量。对于ＩＮ７１８，热
等静压温度太低不能闭合小孔和有效均匀化，温度太
高会引起偏析相的首先熔化，也会降低材料的疲劳寿
命。研究表明 ］，对于铸造ＩＮ７１８采用１１９０℃热等静
压温度，可以获得较长的低周疲劳寿命。
２．２锻造工艺
飞机发动机零部件大量使用锻造合金材料，例如，
图１所示ＣＦ６发动机的锻件占总质量的８２ 。ＩＮ７１８
锻件一般采用热模锻的制造工艺。区别于传统普通模
锻工艺，即模具温度在１５０～４００℃，热模锻工艺，指将
模具加热到低于毛坯温度２００～４００℃的温度锻造，或
者加热到毛坯温度相同的锻造工艺，后者又称等温锻
造口 。普通模锻容易产生“冷模效应”，即模具温度低
于锻件温度时，会使锻件表面温度迅速降低，造成锻件
表面和内部塑性变形的不均匀性。采用等温模锻可
以避免冷模效应。对于大部分镍基和钛基高温合
金，锻造温度在９２５～１２６０℃。对于尺寸较大、强度
要求较高的锻件，如涡轮盘，国外已普遍采用等温锻
造工艺。使用等温锻造可以明显降低锻造时的应变
速率与压力，而较低的应变速率可以避免模具和锻
件之间的摩擦热、由快速塑性变形产生的不均匀再
结晶、组织不稳定性以及径向裂纹的产生。此外，等
温模锻制造的锻件可以更接近与零件净形，节省后
续机加工成本。
热模锻设备的加热方式一般可分为电阻加热、感
应加热和燃气火焰加热ｌ＿】 。对于钛基合金的锻件，模
具材料一般可采用镍基超合金（如ＩＮｌＯＯ）；对于镍基
合金的锻件，模具材料一般采用钼合金。热模锻时采
用石英粉末作为润滑剂，一方面起到润滑作用，另一方
面起到隔热的作用。等温锻造需在真空或惰性气体环
境中，以防止锻件的氧化。由于等温锻造对温度、模具
材料、锻造环境的要求，等温锻造的设备价格较高，加
工速率有限。
３新型ＩＮ７１８替代合金
近年来，随着对涡轮发动机的高性能、高效率的要
求，发动机工作温度被不断提高。而ＩＮ７１８合金的力
学性能在超过６５Ｏ℃后迅速下降，所以长期以来用
ＩＮ７１８制造的零部件的工作温度被局限于６５ｏ￣Ｃ以
下。这主要是由于ＩＮ７１８的 ”强化相属于亚稳定状
９７
态相，当温度超过６５０￣Ｃ时，７ 将迅速变粗并转变成
相，导致材料强度、蠕变性能迅速下降口 。寻求一种
性价比相似，而高温稳定性优于目前ＩＮ７１８的合金材
料一直倍受航空工业的关注。新的７１８合金衍生物需
要将材料允许工作温度上限提高到７００℃左右，还需
要具有较高的强度和较低的质量。
为了达到上述目标，美国自２００１年开展了“金属
可行性计划”（Ｍｅｔａｌｓ Ａｆｆｏｒｄａｂｉｌｉｔｙ Ｉｎｉｔｉａｔｉｖｅ，
ＭＡＩ）Ｅ１８７。该计划由ＧＥ，Ｐ ８ＬＷ，Ｈｏｎｅｙｗｅｌｌ，Ｆｉｒｔｈ—
Ｒｉｘｓｏｎ，Ｌａｄｉｓｈ，Ａｌｌｖａｃ，Ｃａｒｐｅｎｔｅｒ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ等航
空发动机制造企业和材料供应商合作进行，并由美国
空军实验室资助。计划旨在研发新型的低成本高温合
金材料，其主要指标包括：零部件制备价格低于Ｗａｓｐ—
ａｌｏｙ的７５ ；在７０４℃下组织稳定性可以与ＩＮ７１８合
金在６２１℃条件下相匹配；在６４９℃下抗蠕变与抗拉强
度优于Ｗａｓｐａｌｏｙ在７０４℃的性能；在特定条件下的应
力断裂性能不低于Ｗａｓｐａｌｏｙ；在加工温度下的延展性
不低于ＩＮ７１８；在发动机工作温度下的延展性不低于
Ｗａｓｐａｌｏｙ；在特定条件下的抗磨损与焊接能力不低于
ＩＮ７１８。
图１１（ａ）为ＩＮ７１８合金出现前后，其衍生替代镍
基高温合金的发展历程。较早期的Ｗａｓｐａｌｏｙ和Ｒｅ—
ｎｅ４１合金可以适用于７００℃的工作温度，但此类合金
主要由大量 相强化，其硬度较高，而可锻性和可焊
性都相对较差（图１１（ｂ）），容易在热加工过程中产生
裂纹。Ｗａｓｐａｌｏｙ中含有较高的Ｍｏ，Ｃｏ，Ｔａ，其质量和
造价都较高。ＧＥ公司在２Ｏ世纪８Ｏ年代末研发了主
要由 ”相强化的Ｒｅｎｅ２２０铸造合金，用来替代ＩＮ７１８
在６８９℃左右高温下工作，其焊接性能与ＩＮ７１８接近。
但是Ｒｅｎｅ２２０的Ｃｏ，Ｔａ含量较高，其造价与ＩＮ７１８相
比没有优势。９９１合金是ＧＥ在９Ｏ年代研发的另一
高温合金，该合金将ＩＮ７１８中的一半Ｆｅ元素替换成
Ｃｏ和Ｔａ，即９ ９／６Ｆｅ，９ Ｃｏ，１ ９／６Ｔａ，其牌号名称由此得
来。９９１合金性能与Ｗａｓｐａｌｏｙ接近，但造价略高于
Ｗａｓｐａｌｏｙ的１０％。２１世纪初，７１８Ｐｌｕｓ合金由美国
ＡＴＩ Ａｌｌｖａｃ公司研制，被证明在７００℃的温度下具有
更优越的组织稳定性，成为最有希望替代ＩＮ７１８合金
的下一代全能型镍基高温合金。图１１（ｂ）对包括
７１８Ｐｌｕｓ在内的各种高温镍基合金的可焊性给出评
价。表３为７１８Ｐｌｕｓ和ＩＮ７１８、Ｗａｓｐａｌｏｙ、Ｒｅｎｅ２２０等
合金的名义化学成分（质量分数／ ）的对比。
一
般来说，镍基合金的强化相中， 的高温稳定性
要高于７”相，因此适当增加７ 相可以增强合金的高温
稳定性。７１８Ｐｌｕｓ合金主要由７ 相强化［２ 。合金元素
Ａ１、Ｎｂ、Ｔｉ都可以起到增强 的高温稳定性的作用。
１００
［７３ ＳＣＨＩＲＲＡ Ｊ，ＣＡＩ ＥＳＳ Ｒ，ＲＢ Ｈ．Ｔｈｅ ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｌａｖｅｓ ｐｈａｓｅ ｏｆ ｔｈｅ
ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｗｒｏｕｇｈｔ ａｎｄ ｃａｓｔ＋ｈｉｐ ｉｎｃｏｎｅｌ ７１８［Ａ１．
ＬＯＲＩＡ Ｅ Ａ．Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ ７１８，６２５ ａｎｄ Ｖａｒｉｏｕｓ Ｄｅｒｉｖａｔｉｖｅｓ［Ｃ］．
Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ：Ｔｈｅ Ｍｉｎｅｒａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ＆Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ，１９９１．
材料工程 ２Ｏ１２年８期
ｔｉｏｎａｌ，１９９５．２３６ ２４０．
［１７］ ＣＡＯ Ｗ Ｋ Ｒ．Ｒｏｌｅ ｏｆ ｃｈｅｍｉｓｔｒｙ ｉｎ ７１８一ｔｙｐｅ ａｌｌｏｙｓ—ａｌｌｖａｃ￣
７１８Ｐｌｕｓ ａｌｌｏｙ ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ［Ａ］．Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ ２００４［ｃ］．Ｗａｒ—
ｒｅｎｄａｌｅ：Ｔｈｅ Ｍｉｎｅｒａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ＆Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ，２００４．９ｌ一
９９．
［８］ＲＡＤＨＡＫＲＩＳＨＮＡ Ｃ，ＲＡＯ Ｋ Ｐ．Ｔｈｅ ｆｏｒｍａｔｉｏｎ ａｎｄ ｃｏｎｔｒｏｌ ｏｆ
ｌａｖｅｓ ｐｈａｓｅ ｉｎ ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ ７１８ ｗｅｌｄｓ［Ｊ］．Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉ—
ｅｎｃｅ，１９９７，３２（８）：１ ９７７ １９８４．
［１８１ ＢＡＹＨＡ Ｔ，ＥＶＡＮＳ Ｄ，ＦＵＲＲＥＲ Ｄ，ｅｔ ａ１．Ｍｅｔａｌｓ ａｆｆｏｒｄａｂｉｌｉｔｙ
ｉｎｉｔｉａｔｉｖｅ ｃｏｎｓｏｒｔｉｕｍ［Ｊ］．Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ａｎｄ Ｐｒｏｃｅｓｓｅｓ，
２００２，１６０（５）：３Ｏ一３３．
［９］ＫＯＲＴＨ Ｇ，ＴＲＹＢＵＳ Ｃ．Ｔｅｎｓｉｌｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｎｄ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ
ａｌｌｏｙ ７１８ ｔｈｅｒｍａｌｌｙ ａｇｅｄ ｔｏ ５０。０００ ｈＥＡ］．ＬＸＩＡ Ｅ Ａ．Ｓｕｐｅｒａｌ—
ｌｏｙｓ ７１８，６２５ ａｎｄ Ｖａｒｉｏｕｓ Ｄｅｒｉｖａｔｉｖｅｓ［Ｃ］．Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ：Ｔｈｅ Ｍｉｎ—
ｅｒａｌｓ．Ｍｅｔａｌｓ ８Ｌ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ．１９９１．
［１９］ＯＴＴ Ｅ，ＧＲＯＨ Ｊ，ＳＩＺＥＫ Ｈ．Ｍｅｔａｌｓ ａｆｆｏｒｄａｂｉｌｉｔｙ ｉｎｉｔｉａｔｉｖｅ：ａｐ
ｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ ａｌｌｖａｃ ａｌｌｏｙ ７１８Ｐｌｕｓ￣ｆｏｒ ａｉｒｃｒａｆｔ ｅｎｇｉｎｅ ｓｔａｔｉｃ ｓｔｒｕｃ—
ｔｕｒａｌ ｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ［Ａ］．Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ ７１８，６２５，７０６ ａｎｄ Ｄｅｒｉｖａ—
ｔｉｖｅｓ，Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ［Ｃ］．Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ：Ｔｈｅ Ｍｉｎｅｒａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ＆
Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ，２００５．３５—４５．
［ｉｏ］ＤＩＸ ＡＷ Ｈ Ｊ，ＳＩＮＧＨ ＲＰ．Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ ｕｌｔｒａ ｆｉｎｅ—ｇｒａｉｎ ａｌｌｏｙ一
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ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ：Ｔｈｅ Ｍｉｎｅｒａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ
３９—４８．
收稿日期：２０１１－０７—１２；修订日期：２０１２ ０１—０９
Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ，１９９４．
作者简介：齐欢（１９７４一），男，博士，副教授，从事先进材料激光加工方
面研究工作，联系地址：上海市闵行区东川路８００号上海交通大学密西
根学院２０８室（２００２４０），Ｅ—ｍａｉｌ：ｈｕａｎ．ｑｉ＠ｓｊｔｕ．ｅｄｕ．ｅｎ
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米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米
（上接第９１页）
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收稿日期：２０１ｌ＿１２－０５；修订日期：２０１２—０４—１４
作者简介：周媛（１９８１一），女，硕士，工程师，主要从事航空新材料的钎
ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ ｂｏｎｄｉｎｇ ｏｆ ＴｉＡＩ ａｌｌｏｙ ｔｏ Ｔｉ一６Ａ１一ｖＥＪ］．Ｊ Ｍａｔｅｒ Ｓｃｉ，
２００７，４２：４００４—４００８．
焊扩散焊研究及航空新型焊接材料研制等，联系地址：北京市８１信箱
２Ｏ分箱（１０００９５），Ｅ—ｍａｉｌ：ｊｅａｎｚｈｏｕｙｕａｎ＠ｙａｈｏｏ．ｃｏｒｎ．ｃｎ
［８］ＬＩ ｚ Ｒ，ＦＥＮＧ Ｊ Ｃ，ＣＡＯ Ｊ．Ｖａｃｕｕｍ ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ ｂｏｎｄｉｎｇ ｏｆ ＴｉＢ２ ｃｅｒ—
ｍｅｔ ｔｏ ＴｉＭ ｂａｓｅｄ ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，
2024年3月12日发(作者：戎竹悦)
９２ 材料丁程／２０１２年８期
ＩＮＣＯＮＥＬ ７１ ８（ＧＨ４１ ６９）高温合金的
发展与工艺
Ｒｅｖｉｅｗ ｏｆ ＩＮＣＯＮＥＬ ７１８ Ａｌｌｏｙ：Ｉｔｓ Ｈｉｓｔｏｒｙ，
Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ，Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ａｎｄ Ｄｅｖｅｌｏｐｉｎｇ Ｓｕｂｓｔｉｔｕｔｅｓ
齐欢
（上海交通大学密西根学院，上海２００２４０）
ＱＩ Ｈｕａｎ
（Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ ｏｆ Ｍｉｃｈｉｇａｎ—Ｓｈａｎｇｈａｉ Ｊｉａｏｔｏｎｇ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ Ｊｏｉｎｔ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，
Ｓｈａｎｇｈａｉ Ｊｉａｏｔｏｎｇ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｓｈａｎｇｈａｉ ２００２４０，Ｃｈｉｎａ）
摘要：ＩＮＣＯＮＥＬ ７１８合金（ＩＮ７１８）自从２Ｏ世纪６Ｏ年代初在美国的ＩＮＣＯ Ｈｕｎｔｉｎｇｔｏｎ Ａｌｌｏｙｓ（现为Ｓｐｅｃｉａｌ Ｍｅｔａｌｓ Ｃｏ．）
被发明并应用于涡轮零部件制造后，已成为航空发动机历史上应用最为广泛的镍基高温合金材料。现代飞机发动机上
超过３Ｏ （质量分数）的关键零部件由７１８合金制成。本文回顾了７１８合金在航空发动机上的应用历史，对该合金的基
本力学性能、高温稳定性，以及目前国外应用的铸、锻制造工艺现状做了综述。对国外正在研究的新型ＩＮ７１８衍生替代
合金的发展现状进行了介绍。
关键词：ＩＮＣＯＮＥＩ ７１８；镍基合金；７１８Ｐｌｕｓ；航空发动机
中图分类号：Ｖ２５２ 文献标识码：Ａ 文章编号：１００１－４３８１（２０１２）０８ ００９２ ０９
Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｓｉｎｃｅ ｉｔｓ ｉｎｖｅｎｔｉｏｎ ａｎｄ ｉｎｉｔｉａｌ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｉｎ ｇａｓ ｔｕｒｂｉｎｅ ｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ ｉｎ ｔｈｅ ｅａｒｌｙ ６０’Ｓ ｏｆ ２０ “
ｃｅｎｔｕｒｙ ａｔ ＩＮＣＯ Ｈｕｎｔｉｎｇｔｏｎ Ａｌｌｏｙｓ（ｎｏｗ ｃａｌｌｅｄ Ｓｐｅｃｉａｌ Ｍｅｔａｌｓ Ｃｏ．），ＩＮＣＯＮＥＬ ７１８ ａｌｌｏｙ（ＩＮ７１８）
ｈａｓ ｂｅｃｏｍｅ ｔｈｅ ｍｏｓｔ ｗｉｄｅｌｙ ｕｓｅｄ ｎｉｃｋｅｌ ｂａｓｅｄ ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ ｉｎ ｔｈｅ ａｉｒｃｒａｆｔ ｅｎｇｉｎｅ ｉｎｄｕｓｔｒｙ．Ｉｔ ｗａｓ ｕｓｅｄ ｉｎ
ｍａｎｙ ｃｒｉｔｉｃａｌ ａｉｒｃｒａｆｔ ｅｎｇｉｎｅ ｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ，ａｃｃｏｕｎｔｉｎｇ ｆｏｒ ｏｖｅｒ ３Ｏ ｏｆ ｔｈｅ ｔｏｔａｌ ｆｉｎｉｓｈｅｄ ｃｏｍｐｏｎｅｎｔ
ｍａｓｓ ｏｆ ａ ｍｏｄｅｒｎ ａｉｒｃｒａｆｔ ｅｎｇｉｎｅ．Ｔｈｉｓ ａｒｔｉｃｌｅ ｒｅｖｉｅｗｓ ＩＮ７ １ ８ ａｌｌｏｙ ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｈｉｓｔｏｒｙ，ｉｔｓ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ
ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ，ｌｏｎｇ—ｔｅｒｍ ｔｈｅｒｍａｌ ｓｔａｂｉｌｉｔｉｅｓ，ｉｎｄｕｓｔｒｉａｌ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｍｅｔｈｏｄｓ，ａｎｄ ｃｕｒｒｅｎｔ ｄｅｖｅｌｏｐｉｎｇ ｓｕｂ
ｓｔｉｔｕｔｅ ａｌｌｏｙｓ ｆｏｒ ｅｎｈａｎｃｅｄ ｔｈｅｒｍａｌ ｓｔａｂｉｌｉｔｙ．
Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ：ＩＮＣＯＮＥＬ ７１８；ｎｉｃｋｅｌ—ｂａｓｅｄ ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ；７１８Ｐｌｕｓ；ａｉｒｃｒａｆｔ ｅｎｇｉｎｅ
ＩＮＣＯＮＥＬ ７１８高温合金（简称ＩＮ７１８）在航空发
动机上的应用已经走过了半个世纪。自从２０世纪６０
而含有大量了 强化相的ＲＥＮＥ４１由于材料本身较低
的延展性，在加工热处理后易产生淬裂，使制造成本上
年代初在美国的ＩＮＣＯ Ｈｕｎｔｉｎｇｔｏｎ Ａｌｌｏｙｓ（现为Ｓｐｅ—
ｃｉａｌ Ｍｅｔａｌｓ Ｃｏ．）被发明并应用于涡轮零部件制造后，
升，可维修性下降。ＩＮ７１８的出现很好地解决了这些
问题，并且迅速在涡轮发动机的制造领域得到广泛应
ＩＮ７１８已成为航空发动机历史上应用最为广泛的镍基 用。总结起来，ＩＮ７１８工业应用快速成长的原因可以
归结为几点：（１）无商业或知识产权限制，制造商和材
料供应商可以大规模生产和采用基于这一材料的产
品；（２）由于ＩＮ７１８强化相析出较慢，使材料具有很好
高温合金材料。ＩＮ７１８的独特合金成分设计使其具有
良好的综合性能，即较高的强度、抗蠕变性能和疲劳寿
命，尤其在６５０℃温度以下，其力学性能具有很好的稳
定性。现代航空发动机的很多零部件，例如涡轮盘、叶 的可焊性和可铸性；（３）ＩＮ７１８在高温下（６５０℃以下）
具有较高的强度，其良好的延展性使它易于接受各种
加工形式。所以，ＩＮ７１８以其各方面相当平衡的性能
以及较低的成本迅速地被各大涡轮发动机制造商接受
并运用到实际的生产中。可以说，ＩＮ７１８的出现促进
了涡轮发动机设计与制造的变革性发展，在发动机减
片、机匣、轴、定子、封严、支撑件、管路、紧固件等，都采
用ＩＮ７１８制成。
在ＩＮ７１８出现之前，涡轮发动机中大量使用不锈
钢材料（例如Ａ２８６）以及镍基合金（例如ＲＥＮＥ４１）。
但是，这些合金材料不能满足不断提高的发动机工作
温度和制造成本的要求。其中，可沉淀析出强化相的
不锈钢材料的力学性能在高温条件下的稳定性较差；
重、简化结构和降低制造成本方面起到了重要作用。
２０世纪６０年代，ＩＮ７１８最先在美国ＧＥ和Ｐ＆Ｗ
ＩＮＣＯＮＥＬ ７１８（ＧＨ４１６９）高温合金的发展与工艺 ９５
过９８０℃固溶热处理后的晶间偏析相有明显变化，枝 命（＞１０ｏｏｏｈ），ＧＥ的工程师首先采用了Ｌａｒｓｏｎ－Ｍｉｌｌ—
ｅｒ参数模型。Ｌａｒｓｏｎ—Ｍｉｌｌｅｒ参数定义为Ｐ（Ｌ．Ｍ．）一
晶间的Ｌａｖｅｓ相在固溶温度下转变成了针状的 相
（Ｎｉ。Ｎｂ）。这种“晶界啮合”效应对提高材料强度有一
定的益处。而经过更高温度１０９３℃的均匀化热处理
后，晶界间的 相基本被熔化，经高温再结晶后晶粒明
显增粗，这会导致材料延展性提高而强度下降。
美国ＧＥ公司对ＩＮ７１８材料在高温环境下长时间
的蠕变性能做了大量系统的测试［３］。图７（ａ）为ＩＮ７１８
锻件（涡轮盘材料）在不同温度下的蠕变断裂强度与寿
Ｔ￣ｌｇｔ ＋Ｃ］，Ｔ为温度（Ｋ），ｔ 为蠕变破裂寿命（ｈ），Ｃ
为常数，对于金属材料通常取值２Ｏ。在测试范围中，
用Ｌａｒｓｏｎ—Ｍｉｌｌｅｒ参数可以将在不同温度、应力载荷下
的实验数据用一条曲线拟合出来（图７（ｂ））。在有限
实验条件和数据的情况下，利用这样的Ｌａｒｓｏｎ—Ｍｉｌｌｅｒ
曲线，可以预测出长蠕变寿命下的应力载荷值。对于
图７所示的ＩＮ７１８合金测试数据，Ｌａｒｓｏｎ－Ｍｉｌｌｅｒ曲线
的常数Ｃ取值为２５。
命曲线。为了预测在更接近实际载荷下的较长蠕变寿
矗
曼
∽
重
矗自五＼Ｉｌ ｌＩ占∞ｐ１ｏ一
图７ ＩＮ７１８锻件在不同温度下的蠕变断裂强度与寿命曲线（ａ）以及Ｌａｒｓｏｎ－Ｍｉｌｌｅｒ曲线（ｂ）啪
Ｆｉｇ．７ Ｃｒｅｅｐ ｒｕｐｔｕｒｅ ｃｕｒｖｅｓ ｏｆ ｆｏｒｇｅｄ ｌＮ７１８ ｕｎｄｅｒ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ（ａ）ａｎｄ Ｌａｒｓｏｎ—Ｍｉｌｌｅｒ ｐａｒａｍｅｔｅｒ ｐｌｏｔ（ｂ）［。］
由于ＩＮ７１８具有缓慢的时效硬化现象，在６５０ ｏＣ
以下具有良好的高温稳定性。ＩＮ７１８材料被广泛地应
用于航空发动机、核电等工业，出于对寿命和安全性的
要求，美国在２Ｏ世纪７Ｏ年代末，对ＩＮ７１８铸件材料进
行了长期时效热处理的研究。测试的时效时间长达
５００００ｈ，积累了丰富的实验数据。图８为在５９３℃和
６４９℃温度下，长达５ｏｏｏｏｈ的时效时间对材料的屈服
强度和伸长率的影响。可以看到在５９３℃下，材料屈
口
０
焉
旦
∞
服强度一直随时效时间增加而提高，尤其是在开始的
几千小时内增长迅速。６４９℃下的前几千小时时效也
Ａｇｉｎｇｔｉｍｅ／１０００ｈ
图８ ５９３℃和６４９℃下５００ｏｏｈ时效时间
对ＩＮ７１８屈服强度和伸长率的影响［９］
Ｆｉｇ．８ Ｔｈｅ ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ａｎｄ ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ ａｆｔｅｒ ｕｐ ｔｏ
５００００ｈ ａｇｉｎｇ ａｔ ５９３￣Ｃ ａｎｄ ６４９￣Ｃ［。］
对材料屈服强度有显著提高作用，但随后的长时间时
效使材料“软化”，屈服强度随时间逐渐下降。图９为
同时期另一组试样在更多时效温度下，时效时间对材
料屈服强度的影响。注意到与上述测试结果的不同之
处是，在５９３℃下，材料“软化”发生在１００００～２ｏｏｏｏｈ
之间。
在高温和低应力情况下更加明显［１２，１３］。因此，为获得
材料优良的综合性能，必须选择适中的晶粒度大小。
表２为ＧＥ飞机发动机与其供应商所用的ＩＮ７１８合金
种类与性能。其中，ＤＡ７１８（即直接时效７１８）是由高
温锻造淬火后的ＩＮ７１８直接时效处理而来，省去了固
对于ＩＮ７１８合金在飞机发动机上的应用，需要综
合考虑强度与蠕变、裂纹扩展等性能要求，选择合适的
材料加工方法和热处理方法，以及所得到的晶粒度。
溶处理。材料淬火后的残留应变有助于提高７”和７
强化相的析出速率，从而提高材料的强度（图１０）。由
于ＤＡ７１８的晶粒度细小，其强度和疲劳强度性能优
晶粒度大小对ＩＮ７１８的力学性能有非常显著的影响，
细晶可以获得较高的合金强度和疲劳寿命口 ｕ］，而粗
晶对抗蠕变和疲劳裂纹扩展速率性能有利，这种趋势
越，但是抗蠕变和裂纹扩展能力有限。一个典型的
９６
里
、
黾
墨
耄
童
＞＿
图９ 另一组ＩＮ７１８试样在不同时效温度和时效时间下对
材料屈服强度的影响 ］
Ｆｉｇ．９ Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｌｏｎｇ ａｇｉｎｇ ｔｉｍｅ ｏｎ ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｏｆ
ＩＮ７１８ ｆｒｏｍ ａｎｏｔｈｅｒ ｒｏｕｎｄ ｏｆ ｔｅｓｔｓ［９］
ＤＡ７１８应用实例是小型发动机的压气叶盘（如ＧＥ的
ＣＦ３４）。从表２可知，ＨＳ７１８，ＤＡ７１８等合金的高强度
主要是由于晶粒细化和应变强化的作用。此外，由于
Ｎｂ为组成 和７ 强化相的主要元素，含Ｎｂ量偏高可
以保证充足的强化相析出。但是Ｎｂ含量高使 相固
溶温度提高，固溶处理时需要提高相应的热处理温度，
日ｄＩ ＼ＩＩ 口０扫∞
以防止过多６相析出对材料蠕变性能造成损害。
表２ ＧＥ飞机发动机盘件使用ＩＮ７１８种类Ⅲ
Ｔａｂｌｅ ２ Ｔｙｐｅｓ ｏｆ ＩＮ７ １ ８ ｕｓｅｄ ｆｏｒ ａｉｒｃｒａｆｔ ｅｎｇｉｎｅ
ｄｉｓｋｓ ａｔ ＧＥ Ａｖｉａｔｉｏｎ［ ］
２ ＩＮ７１８铸锻工艺
２．１铸造工艺
为了获得高洁净度的ＩＮ７１８合金材料用于发动
机关键零部件的制造，ＩＮ７１８的铸造母合金一般经过
３次熔炼过程制成，即真空感应熔炼（Ｖａｃｃｕｍ Ｉｎｄｕｅ－
ｔｉｏｎ Ｍｅｌｔｉｎｇ，ＶＩＭ）、电渣重熔（Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｓｌａｇ Ｒｅｍｅｌｔ—
ｉｎｇ，ＥＳＲ）以及真空电弧重熔（Ｖａｃｕｕｍ Ａｒｃ Ｒｅｍｅｌｔ—
ｉｎｇ，ＶＡＲ）口 。美国从１９８３年开始，采用三重熔炼
的方法制造ＩＮ７１８等镍基合金铸造母合金。研究证
明，三重熔炼过程可以有效降低偏析程度以及氧化夹
杂物含量。采用任意两种熔炼方式都不足以解决材料
材料工程／２０１２年８期
图ｌ０ ＧＥ各类ＩＮ７１８合金材料的名义强度对比…
Ｆｉｇ．１０ Ｎｏｍｉｎａｌ ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｃｏｍｐａｒｉｓｏｎ ｏｆ ＩＮ７ １ ８
ｖａｒｉａｎｔｓ ａｐｐｌｉｅｄ ｔｏ ＧＥ Ａｖｉａｔｉｏｎ Ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ［ ］
的所有缺陷。例如，采用ＶＩＭ十ＶＡＲ的方式，易出现
氧化物和白斑。白斑是在材料局部区域内缺少强化项
＋ 以及与其相关的强化元素铝、钛、铌。白斑出现
的区域会造成材料强度显著降低。而采用ＶＩＭ＋
ＥＳＲ的方式，不利于降低气体元素含量。电渣重熔被
应用于铸造母合金制备工艺的第二步熔炼过程，可产
生反应使得一些非金属夹杂物如氧化物以及硫化物被
去除，并且可以有效减小真空感应熔炼留下来的宏观
偏析相。而第三步的真空电弧重熔能够进一步减小晶
间Ｎｂ的偏析相—— 相，并去除大量通过蒸汽形式排
出的杂质元素，如铅、铋等，同时在真空系统中排除氧、
氮。由于其排出夹杂物的能力很强，真空电弧重熔被
认为是最重要以及最广泛使用的超合金重熔工艺手
段。应用精确的超声检测手段，也为准确检测材料缺
陷出现的概率和尺寸起到了重要作用。研究证明，和
两次熔炼相比，采用三次熔炼方法可以减少５０ 的铸
造毛坯不合格率（用同样超声手段检测出的不合格
率） 。
发动机关键旋转件的制备需要结合先进的铸造与
锻造工艺ｌ１引，具有以下特点：（１）首先加强了合金的熔
炼和铸锭质量控制，除在真空感应熔炼时进行严格的
净化过滤外，还对熔体采用高温处理以减少夹杂物，随
后采用电渣重熔或电弧重熔减少夹杂物，提高合金的
纯净度；（２）通过真空熔炉设备和工艺的改进，建立对
自耗锭重熔、凝固结晶过程的精细控制，增加吹氦对铸
锭的冷却，在铸锭的结晶前沿形成高的温度梯度，以高
的凝固速率、小的熔池深度减少偏析，获得比较均匀的
铸锭组织，从而改善铸锭的加工塑性；（３）与铸锭均匀
化处理和开坯相结合，在７ ＋ 两相区温度范围内进
行等温锻造，通过控制动态再结晶的过程，把铸锭的铸
态组织转变为锻造锭坯的细晶组织，从而提高坯件的
热塑性甚至超塑性。
ＩＮＣＯＮＥＬ ７１８（ＧＨ４１６９）高温合金的发展与工艺
在铸造过程易产生的另一缺陷是铸件表面下的微
ｄｑＬ隙，这对材料的疲劳寿命有致命的影响。采用热
等静压（ＨＩＰ）工艺可以有效消除ＩＮ７１８铸件的孔隙，
使组织均匀化。在ＨＩＰ工艺之前也可对材料进行均
匀化热处理，以减少Ｌａｖｅｓ相的含量。对于ＩＮ７１８，热
等静压温度太低不能闭合小孔和有效均匀化，温度太
高会引起偏析相的首先熔化，也会降低材料的疲劳寿
命。研究表明 ］，对于铸造ＩＮ７１８采用１１９０℃热等静
压温度，可以获得较长的低周疲劳寿命。
２．２锻造工艺
飞机发动机零部件大量使用锻造合金材料，例如，
图１所示ＣＦ６发动机的锻件占总质量的８２ 。ＩＮ７１８
锻件一般采用热模锻的制造工艺。区别于传统普通模
锻工艺，即模具温度在１５０～４００℃，热模锻工艺，指将
模具加热到低于毛坯温度２００～４００℃的温度锻造，或
者加热到毛坯温度相同的锻造工艺，后者又称等温锻
造口 。普通模锻容易产生“冷模效应”，即模具温度低
于锻件温度时，会使锻件表面温度迅速降低，造成锻件
表面和内部塑性变形的不均匀性。采用等温模锻可
以避免冷模效应。对于大部分镍基和钛基高温合
金，锻造温度在９２５～１２６０℃。对于尺寸较大、强度
要求较高的锻件，如涡轮盘，国外已普遍采用等温锻
造工艺。使用等温锻造可以明显降低锻造时的应变
速率与压力，而较低的应变速率可以避免模具和锻
件之间的摩擦热、由快速塑性变形产生的不均匀再
结晶、组织不稳定性以及径向裂纹的产生。此外，等
温模锻制造的锻件可以更接近与零件净形，节省后
续机加工成本。
热模锻设备的加热方式一般可分为电阻加热、感
应加热和燃气火焰加热ｌ＿】 。对于钛基合金的锻件，模
具材料一般可采用镍基超合金（如ＩＮｌＯＯ）；对于镍基
合金的锻件，模具材料一般采用钼合金。热模锻时采
用石英粉末作为润滑剂，一方面起到润滑作用，另一方
面起到隔热的作用。等温锻造需在真空或惰性气体环
境中，以防止锻件的氧化。由于等温锻造对温度、模具
材料、锻造环境的要求，等温锻造的设备价格较高，加
工速率有限。
３新型ＩＮ７１８替代合金
近年来，随着对涡轮发动机的高性能、高效率的要
求，发动机工作温度被不断提高。而ＩＮ７１８合金的力
学性能在超过６５Ｏ℃后迅速下降，所以长期以来用
ＩＮ７１８制造的零部件的工作温度被局限于６５ｏ￣Ｃ以
下。这主要是由于ＩＮ７１８的 ”强化相属于亚稳定状
９７
态相，当温度超过６５０￣Ｃ时，７ 将迅速变粗并转变成
相，导致材料强度、蠕变性能迅速下降口 。寻求一种
性价比相似，而高温稳定性优于目前ＩＮ７１８的合金材
料一直倍受航空工业的关注。新的７１８合金衍生物需
要将材料允许工作温度上限提高到７００℃左右，还需
要具有较高的强度和较低的质量。
为了达到上述目标，美国自２００１年开展了“金属
可行性计划”（Ｍｅｔａｌｓ Ａｆｆｏｒｄａｂｉｌｉｔｙ Ｉｎｉｔｉａｔｉｖｅ，
ＭＡＩ）Ｅ１８７。该计划由ＧＥ，Ｐ ８ＬＷ，Ｈｏｎｅｙｗｅｌｌ，Ｆｉｒｔｈ—
Ｒｉｘｓｏｎ，Ｌａｄｉｓｈ，Ａｌｌｖａｃ，Ｃａｒｐｅｎｔｅｒ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ等航
空发动机制造企业和材料供应商合作进行，并由美国
空军实验室资助。计划旨在研发新型的低成本高温合
金材料，其主要指标包括：零部件制备价格低于Ｗａｓｐ—
ａｌｏｙ的７５ ；在７０４℃下组织稳定性可以与ＩＮ７１８合
金在６２１℃条件下相匹配；在６４９℃下抗蠕变与抗拉强
度优于Ｗａｓｐａｌｏｙ在７０４℃的性能；在特定条件下的应
力断裂性能不低于Ｗａｓｐａｌｏｙ；在加工温度下的延展性
不低于ＩＮ７１８；在发动机工作温度下的延展性不低于
Ｗａｓｐａｌｏｙ；在特定条件下的抗磨损与焊接能力不低于
ＩＮ７１８。
图１１（ａ）为ＩＮ７１８合金出现前后，其衍生替代镍
基高温合金的发展历程。较早期的Ｗａｓｐａｌｏｙ和Ｒｅ—
ｎｅ４１合金可以适用于７００℃的工作温度，但此类合金
主要由大量 相强化，其硬度较高，而可锻性和可焊
性都相对较差（图１１（ｂ）），容易在热加工过程中产生
裂纹。Ｗａｓｐａｌｏｙ中含有较高的Ｍｏ，Ｃｏ，Ｔａ，其质量和
造价都较高。ＧＥ公司在２Ｏ世纪８Ｏ年代末研发了主
要由 ”相强化的Ｒｅｎｅ２２０铸造合金，用来替代ＩＮ７１８
在６８９℃左右高温下工作，其焊接性能与ＩＮ７１８接近。
但是Ｒｅｎｅ２２０的Ｃｏ，Ｔａ含量较高，其造价与ＩＮ７１８相
比没有优势。９９１合金是ＧＥ在９Ｏ年代研发的另一
高温合金，该合金将ＩＮ７１８中的一半Ｆｅ元素替换成
Ｃｏ和Ｔａ，即９ ９／６Ｆｅ，９ Ｃｏ，１ ９／６Ｔａ，其牌号名称由此得
来。９９１合金性能与Ｗａｓｐａｌｏｙ接近，但造价略高于
Ｗａｓｐａｌｏｙ的１０％。２１世纪初，７１８Ｐｌｕｓ合金由美国
ＡＴＩ Ａｌｌｖａｃ公司研制，被证明在７００℃的温度下具有
更优越的组织稳定性，成为最有希望替代ＩＮ７１８合金
的下一代全能型镍基高温合金。图１１（ｂ）对包括
７１８Ｐｌｕｓ在内的各种高温镍基合金的可焊性给出评
价。表３为７１８Ｐｌｕｓ和ＩＮ７１８、Ｗａｓｐａｌｏｙ、Ｒｅｎｅ２２０等
合金的名义化学成分（质量分数／ ）的对比。
一
般来说，镍基合金的强化相中， 的高温稳定性
要高于７”相，因此适当增加７ 相可以增强合金的高温
稳定性。７１８Ｐｌｕｓ合金主要由７ 相强化［２ 。合金元素
Ａ１、Ｎｂ、Ｔｉ都可以起到增强 的高温稳定性的作用。
１００
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４ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ ｏｎ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ ７１８，６２５，７０６ ａｎｄ
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ｏｐｅｄ ｎｉｃｋｅｌ—ｂａｓｅ ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ ａｌｌｖａｃ￣７ １ ８Ｐｌｕｓ ［Ａ］．Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ
７１８，６２５，７０６ ａｎｄ Ｄｅｒｉｖａｔｉｖｅｓ，Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ［ｃ］．Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ：
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ｌｏｙｓ ７１８，６２５，７０６ ａｎｄ Ｖａｒｉｏｕｓ Ｄｅｒｉｖａｔｉｖｅｓ［ｃ］．Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ：
Ｔｈｅ Ｍｉｎｅｒａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ＆Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ，１９９４．
［２２］ＬＩＵ Ｘ，ＲＡＮＧＡＲＡＲＡＮ Ｓ，ＢＡＲＢＥＲＯ Ｅ，ｅｔ ａ１．Ｆａｔｉｇｕｅ ｃｒａｃｋ
ｐｒｏｐａｇａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒｓ ｏｆ ｎｅｗ ｄｅｖｅｌｏｐｅｄ ａｌｌｖａｃ￣７ １ ８Ｐｌｕｓ ｓｕ
ｐｅｒａｌｌｏｙ￣Ａ］．ＧＲＥＥＮ Ｋ Ａ．Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ ２００４［Ｃ］．Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ：
Ｔｈｅ Ｍｉｎｅｒａｌｓ．Ｍｅｔａｌｓ＆Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ．２００４．２８３—２９０．
ｒ １ ３１ ＫＲＵＥＧＥＲ Ｄ Ｄ，ＳＴＥＰＨＥＮ Ｄ，ＡＮＴＯＩ ＯＶＩＣＨ，ｅｔ ａ１．Ｅｆｆｅｃｔｓ
ｏｆ ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅ ａｎｄ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ ｓｉｚｅ ｏｎｅ ｔｈｅ ｆａｔｉｇｕｅ ｃｒａｃｋ ｇｒｏｗｔｈ ｂｅ—
［２３］ ＶＩＳＨＷＡＫＡＲＭＡ Ｋ Ｒ，ＲＩＣＨＡＲＤＳ Ｎ Ｉ ，ＣＨＡＴＵＲＶＥＤＩ Ｍ
ｈａｖｉｏｒ ｏｆ ａｌｌｏｙ ７１８ ａｔ ４２７￣Ｃ［Ｊ］．Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ａ，
Ｊ ９８７，１８：１４３１ １４４９．
Ｃ．ＨＡＺ ｍｉｃｒｏｆｉｓｓｕｒｉｎｇ ｉｎ ｅｂ ｗｅｌｄｅｄ ａｌｌｖａｅ ７１８Ｐｌｕｓ ａｌ１ｏｙ［Ａ］．
Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ ７１８，６２５，７０６ ａｎｄ Ｄｅｒｉｖａｔｉｖｅｓ［ｅ１．Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ：Ｔｈｅ
Ｍｉｎｅｒａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ ８Ｌ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ，２００５．６３７ ６４７．
［１４］ＭＯＹＥＲ Ｊ，ＪＡＣＫＭＡＮ Ｉ ，ＡＤＡＳＣＺＩＫ Ｃ，ｅｔ ａ１．Ａｄｖａｎｃｅｓ ｉｎ ｔｒｉ
ｐｉｅ ｍｅｌｔｉｎｇ ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ一７１８．ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ一７０６，ａｎｄ ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ ７２０
［Ａ］．Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ ７１８，６２５，７０６ ａｎｄ Ｖａｒｉｏｕｓ Ｄｅｒｉｖａｔｉｖｅｓ［ｃ］．
ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ：Ｔｈｅ Ｍｉｎｅｒａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ
３９—４８．
收稿日期：２０１１－０７—１２；修订日期：２０１２ ０１—０９
Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ，１９９４．
作者简介：齐欢（１９７４一），男，博士，副教授，从事先进材料激光加工方
面研究工作，联系地址：上海市闵行区东川路８００号上海交通大学密西
根学院２０８室（２００２４０），Ｅ—ｍａｉｌ：ｈｕａｎ．ｑｉ＠ｓｊｔｕ．ｅｄｕ．ｅｎ
［１５］ＲＥＥＤ Ｒ．Ｔｈｅ ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ，ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｓ ａｎｄ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ［－Ｍ］．
Ｃａｍｂｒｉｄｇｅ：Ｃａｍｂｒｉｄｇｅ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ Ｐｒｅｓｓ，２００６．２１７—２３６．
［１６］ＤＡＶＩＳ Ｊ．Ｔｏｏｌ ｍａｔｅｒｉａｌｓ［Ｍ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｐａｒｋ：ＡＳＭ Ｉｎｔｅｒｎａ—
米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米
（上接第９１页）
［３１ Ｉ ＥＨＯＬＭ Ｒ，ＮＯＲＲＩＳ Ｂ，ＧＵＲＮＥＹ Ａ．Ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ａｌｌｏｙｓ
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收稿日期：２０１ｌ＿１２－０５；修订日期：２０１２—０４—１４
作者简介：周媛（１９８１一），女，硕士，工程师，主要从事航空新材料的钎
ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ ｂｏｎｄｉｎｇ ｏｆ ＴｉＡＩ ａｌｌｏｙ ｔｏ Ｔｉ一６Ａ１一ｖＥＪ］．Ｊ Ｍａｔｅｒ Ｓｃｉ，
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焊扩散焊研究及航空新型焊接材料研制等，联系地址：北京市８１信箱
２Ｏ分箱（１０００９５），Ｅ—ｍａｉｌ：ｊｅａｎｚｈｏｕｙｕａｎ＠ｙａｈｏｏ．ｃｏｒｎ．ｃｎ
［８］ＬＩ ｚ Ｒ，ＦＥＮＧ Ｊ Ｃ，ＣＡＯ Ｊ．Ｖａｃｕｕｍ ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ ｂｏｎｄｉｎｇ ｏｆ ＴｉＢ２ ｃｅｒ—
ｍｅｔ ｔｏ ＴｉＭ ｂａｓｅｄ ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，