導讀目錄：

1、冷戰開始時，飛機速度增加，載荷增加，蘇聯開發耐熱鋼和熱強合金

2、鎳基高溫Inconel X750力學性能

3、Inconel 718（N07718）鎳基合金

冷戰開始時，飛機速度增加，載荷增加，蘇聯開發耐熱鋼和熱強合金

蘇聯50年代的海報——飛得更高，飛得更快，飛得更遠，謝爾蓋-季莫菲耶維奇-基什基金（Сергей Т，1906年5月17日出生，1934-1985年擔任全蘇航空材料研究院科學實驗室，1940年成為科技博士。

1966年，他成為蘇聯科學院院士。他是**個在鎳和鈷基上制造高耐熱合金的人。他于2002年5月3日去世5月3日去世，先后獲得1枚列寧勛章、1枚十月革命勛章、4枚勞動紅、1枚列寧獎、2枚斯大林獎、1枚蘇聯**、基什金、1956年圖希諾航空展米亞-4機組。

隨著戰后航空技術的發展，蘇聯材料工作者日程了蘇聯材料工作者的議程，如開發高空噴氣飛機的結構材料、鏈接什金等。隨著噴氣飛機速度的提高，飛機結構的載荷逐漸增加。

在這種情況下，再次使用木材是不可能的，為了適應這種情況，從事木飛機結構木研究室重組面臨新課題，由于高合金高熱強合金壓力加工非常困難，必須探索鑄造熱強合金及其精密鑄造工藝，經過理論研究，鑄造組織的優點是容易形成原子擴散阻力。

因此，通過復雜的煉制合金工藝，增加鈷或鈦的含量，或同時增加這兩種合金元素，可以保證組織的穩定性，進一步提高塑性合金的熱強度，從而顯著降低合金的工藝塑性。為了提高工藝塑性，新的熱強合金中添加了鈷，但添加量遠低于其他**，如果是1945年ЭИ437極限熱強度為20kg/平。

1955年，使用溫度可達750度ЭИ1965年，617達到850度ЖС6КП則為950度，1945年Ф.Ф.Химушин蘇聯成功開發了含鉻14-16%、錳6-8%、鎳6-8%、釩1.5-1.9%，含硅0.9-1.4%），航空發動機零件采用這種耐熱鋼。

其熱強度可與其他**的鎳合金媲美，費多爾-費多洛維奇-希姆欣Фёдор

1963年成為技術科學博士，1968年獲得蘇聯**獎金，1986年1月21日去世，先后獲得3枚勞動紅旗勛章。眾所周知，由于這些合金具有很大的抗塑性，熱強合金很難用壓力加工。

在1050-1100度的條件下，熱強合金組織具有較高的多相性。在許多情況下，枝晶間區和晶間的強度低于晶粒本身。因此，當合金錠變形時，可能會產生熱裂紋和裂紋。蘇聯航空材料研究所的研究計劃特別重視理論問題。

**個計劃包括金屬物理和金屬學問題，同時也擴大了對噴氣發動機材料的研究，Ф.Ф.Химушин根據上述研究結果，希穆欣。

在С.Т.在基什金的領導下，蘇聯比其他**提前6年開發出來ЖС3、ЖС6、ЖС6.它們的持久強度更高。20世紀50年代初，蘇聯海軍航空兵的米格-15戰斗機組在20世紀50年代末發展起來ЭИ867和ЭИ929合金的高溫性能大大超過了鈷20-28%Nimonic，蘇聯自身統計，使用溫度為800度，強度極限為25kg/，ЭИ929制造的渦輪葉片使用壽命超過1000小時。

為此，全蘇航空材料研究所制定了一項擴大鎳基熱強合金的研究計劃，并對黑冶金研究所的科學家和電爐鋼進行了相應的組 全蘇航空材料研究所研制了工廠工程師的合作ЭИ437和ЭИ437А熱，性能和英國Nimonic80不相上下。

50年代由Н.Н.科爾涅耶夫領導確定的難變形熱強合金保證了熱強合金的塑性變形。同時，在制造發動機零件時，合金可以保持必要的組織和機械性能。

蘇聯有兩個探索熱強合金的方向。一是通過提高激活能、自擴散和塑性變形，改善擴散，通過新的相分析發現高溫穩定性化合物，發現主要的強化相是Ni3AL(Ti)相，為開發各種熱強合金奠定了基礎，另一種是研究軟化性質。

找出金屬純度的作用，明確降低晶體破壞能力的有害低熔化，發現真空熔化金屬純度高，工藝良好，可鍛造軋制高強度合金零件，過去只能鑄造，準備冬夜飛行蘇-9截擊雙機編隊，以獲得更高的超音速飛行速度。

全蘇航空材料研究所研制的硼對鎳基合金熱強度影響的研究，需要不斷開發越來越新、持久溫度更高的熱強度合金。為顯著提高其高溫持久強度提供了可能。ЭИ617和ЗИ598硼合，以及后來的硼合ЭИ437Б和ЭИ826無鈷合金超過，英國科學家于1946年成功開發了鎳合金，其高溫性能高于所有**合金。

在750-850度的條件下，鎳合金制成的渦輪葉片具有較高的耐久強度，鏈接-希穆欣。

鎳基高溫Inconel X750力學性能

鑄錠均勻退火熱處理工藝的本質是將鑄態電渣保溫一段時間，使合金原子下坡擴散，枝晶偏析的均勻化速度強烈依賴于枝晶間距，即濃度分布間距。

如果枝晶間富集Nb、 Al、 Ti等合金原子向枝條，枝條晶體豐富cr對于退火過程，等原子向枝晶間擴散，使枝晶偏析程度減弱，甚至消除枝晶偏析。

合金原子擴散率， 退火溫度由擴散距離決定， 二次枝晶間距的大小決定了原子的擴散距離，因此可以通過測量一次和二次枝晶間距來判斷凝固，預測合金電渣錠的凝固質量，為探索后續均勻退火系統提供依據，從而對電渣錠后的鍛造工藝起到一定的指導作用。Inconelx.750合金是鎳基高溫合金，是中國品牌GH4145。

廣泛應用于航空航天、渦輪葉片和亞臨界機組的汽輪機汽車。許多研究深入研究了變形條件下合金的顯微組織和沉淀相，但對于電渣的重熔InconelX-750合金關于這一點，特別是西1000合金的規格 mm，20 t**次，針對一次和二次枝晶之間的距離，規格的InconelX750合金進行電渣重熔工藝。

以滿足本規范，Inconelx.上海霆鋼金屬集團有限公司，圖7. 圖8分別是電渣錠頭， 從尾部中心和邊緣位置可以看出，枝晶間距較大的電渣錠頭部區域。

大量針狀組織在枝晶間沉淀，并在枝晶間沉淀 晶體邊界有光滑的短點和條狀相和邊緣，從錠的中心位置到邊緣，針狀相的尺寸和數量逐漸減少，在錠的尾部區域。

沒有明顯的癥狀相析，只有枝晶問短點， 1) 根據模擬計算結果，Al、 Nb元素對冷卻速率和局部凝固時間的變化不敏感，Ti它傾向于擴散到冷卻速率低、局部凝固時間長的位置，cr原子偏向于冷卻速率大、局部凝固時間短的位置。

然而，如果不考慮電渣錠頭的收縮區域，整個電渣錠的合金元素分布整體均勻，沒有明顯的宏觀分析，電渣錠從中心位置到邊緣，一次 在同一位置，二次枝晶間距逐漸減小。

一次電渣錠頭， 二次枝晶間距大于電渣錠尾部，但在錠頭收縮區，由于接近電極和渣層，冷卻條件差，換熱效率低，局部凝固時間長，導致合金元素燒損或偏聚。

這里的合金元素含量與整體含量相差較大，Al、 Nb收縮區域的燒損和偏聚程度較小，元素分布對冷卻速率和局部凝固時間的變化不敏感Ti、 cr元素對冷卻速率和局部凝固時間的變化，Ti在收縮區發生偏聚，Cr收縮區域有一定的燒損，但總的來說，整個電渣錠中這四種主要合金元素分布均勻。

沒有明顯的宏觀分析。上海庭鋼金屬集團有限公司由于電渣錠頭與渣層的接觸，電渣錠頭的枝晶間距和尺寸一般大于尾部。與尾部與結晶器底部接觸的傳熱條件相比，頭部傳熱受到很大限制，使得尾部液態金屬凝固過程中的過冷度大于頭部，如上述枝晶生長過程所述。

頭部的枝晶組織較大，枝晶間距和枝晶端較大。表3為枝晶間距模擬計算結果和實際測量結果。從表3可以看出，電渣錠的中心位置與邊緣位置的枝晶間距非常不同，中心位置的枝晶間距約為邊緣位置1。 9~2，中心位置的二次枝晶間距約為邊緣位置1. 4～1．，計算結果與實際測量結果一致。

因此，模擬軟件可以用來凝固電渣錠 第二，枝晶臂的端部曲率在生長過程中存在差異。由于枝晶端固一液前沿溶質濃度較低，曲率半徑較大。

固一液前沿液相溶質濃度越高 H，因此，液相中存在局部溶質濃度梯度，導致溶質從粗枝晶端擴散到細枝晶端，導致細枝熔斷，粗枝莖繼續生長，更終導致枝晶間距和枝晶尺寸增加，如此大的電渣錠。

上海庭鋼金屬集團有限公司、上海庭鋼金屬集團有限公司、上海庭鋼金屬集團有限公司、3)中心位置傳熱困難，冷卻速度慢 枝晶間距模擬計算結果與實驗測量結果基本一致。

上海庭鋼金屬集團有限公司可利用該模擬軟件預測電渣錠凝固后的枝晶間距，推測針狀相為6相，一般通過一次 二次枝晶間距大小可預測凝固組織，一次， 二次枝晶間距越小。

凝固質量高的81。對于電渣錠頭，由于凝固速度慢，合金原子擴散充分，在適當的熱力學和動力學條件下，在枝晶中沉淀了大量的 ，從而降低電渣錠的力學性能。

電渣錠尾部冷卻速率高，合金原子擴散有限，沉淀形成所需的動力學和熱力學條件 因此，沒有大量的針狀相沉淀，圖4(a) 、 4(b) 從模擬合金電渣錠的冷卻可以看出。

枝晶間距的分布與圖2中的局部凝固相似，局部凝固時間長， 冷卻速度慢的位置，一次， 二次枝晶間距越大，局部凝結時間越短， 冷卻速度越快，一次， 二次枝晶間距越小，電渣錠頭尾枝晶間距為中心位置>1/ 2半徑>邊緣位置。

電渣錠頭中心的枝晶間距大于電渣錠尾中心，針狀相EDS分析結果為Ti、 Nb、 Al元素含，Ni元素含量與合金名稱成分相差較小，且較差Cr、Fe，Ni元素含量與其他主要合金元素含量的比例約為3： ，圖5、 圖6分別是電渣錠頭， 尾部中心和邊緣顯微，從圖中可以看出，無論是電渣錠的頭部還是尾部。

不同位置有較發達的枝晶組織，顏色較深 的是枝晶干，顏色較淺且白亮的區域為枝晶間，并且可以看出電渣錠中心位置的枝晶間距和枝晶干尺寸明，且中心位置的枝品**曲率半徑明顯大于邊緣位置，這是因為在如此大型電渣錠的