英科耐爾INCONEL

Inconel718鎳基高溫合金

一、名 稱
Inconel718，又名 Alloy 718，AllOy 718C，Udimet 718，Lescalloy 718.
二、概 述
Inconel718是以體心四方 NiNb（r"）和面心立方Ni（Al，Ti，Nb）（r'）強化的鎳鐵基合金，在低溫和700℃以下具有高的屈服強度，拉伸強度和持久強度，在650～760℃具有良好的塑性。合金的組織比較穩定，元素的擴散速度較低，時效硬化反應很慢，無論在固溶狀态或時效狀态都具有良好的成型性和焊接性。
自五十年代末期以來，合金在發動機上主要用作複雜的闆材焊接結構件，壓氣機盤，渦輪盤，軸和葉片等高溫部件，近來代替了A-286合金的許多用途，并已用作低溫和超低溫結構件，是美國生産量最大的合金之一。
三、化 學 成 分
表22.1 化 學 成 分 %

GE～～美國通用電氣公司。
Inco～～國際鎳公司。
AMS～～美國航字材料标準。
Co≤1.0%，P≤0.015%.
Lescalloy 718～～Tatrobe Stl Company産品牌号
*爲計算加入量。
四、品 種
冷軋闆材，熱軋和鍛造棒材，帶材，精密鑄件，冷拉線材，擠壓件和鍛件等。
五、熱處 理 制 度
國際鎳公司推薦了兩種熱處理制度∶
1.1065℃，1小時，空冷+760℃，10小時，以55℃/小時爐冷到650℃，8小時，空冷。 2.950-980℃，1小時，空冷+720℃，8小時，以55℃/小時爐冷到620℃，8小時，空冷。
第一種制度處理的材料，650℃的持久強度稍高，但是缺口持久性能較差，第二種制度處理的材料，650℃ 的持久強度稍低，但是缺口持久性能較好。
六、物理化學性能
1. 密度：8.21
2.導熱率（圖 22.1）
圖22.1 合金的導熱率
圖22.2 合金的平均熱膨張系數（圖内數字表示不同文獻号）
表22.2 宇 航 材 料 标 準（AMS）規 定 的 室 溫 性 能
3.熱膨脹系數（圖 22.2）可與墨@钜特殊鋼聯系索取
4.電阻率：強火狀态： 1250 微歐姆/厘米;時效狀态∶11.0 微歐姆/厘米。
5.抗腐蝕性能
合金具有良好的抗腐蝕性能，在陰極充電條件下（Cathodic Charging Conditions）和相當高的應力作用下，合金對氫-應力腐蝕裂紋不敏感，
七、機 械 性 能（表22.2～22.4）表 22.3 宇航材料标準号碼和品種
表：22.2宇航材料标準規定的室溫性能

注∶（1）外徑小于3.2毫米的或厚度小于3.9毫米材料的性能由供、求兩方協商.（2）955℃，1/2小時。空冷+720℃，8小時+爐冷到620℃，保溫（總時效時間18小時），（3）1065℃，1/2小時，空冷＋760℃，10小時+爐冷到650℃，保溫（總時效時間20小時）。（4）955℃，1小時，空冷+720℃，8小時以55℃/小時爐冷到620℃，8小時，空冷。（5）固溶處理時間視厚度而定.（6）955℃，1小時，空冷+720℃，8小時以55℃/小時，爐冷到620℃，8小時，空冷.（7）1065℃，1-2小時，空冷+760℃，10 小時，爐冷到650℃，保溫（總時效時間 20 小時）空冷。（8）棒材，鍛件和閃光焊接環件的延伸率不小于12%，面縮率不小于15%。
表22.3 宇航材料标準号碼和品種

表22.4 通用電氣公司對inconel718精密鑄件規定的室溫拉伸性能

1.室溫機械性能
（1）拉伸性能（表 22.5～22.8）
表22.5 各種産品的室溫拉伸性能（生産廠數據）

*以55℃/小時護冷到620℃，保溫8小時，空冷。
*以11℃/小時爐冷到620℃，空冷
表 22.6 鍛餅的室溫拉伸性能（生産廠數據）

注 1.（A）980℃，1小時+720℃，8小時以55℃/小時爐冷到620℃+620℃，8小時。
（B）980℃，1小時+720℃，16 小時.
2.拉伸速度∶ 以0.005厘米/厘米/分拉到0.2% 屈服點，然後以0.05厘米/厘米/分拉斷.
表 22.7 不同厚度和晶粒度闆材的拉伸性能

表22.8 時效和爐冷鑄件的拉伸性能（未給厚度）

（2）各種因素對室溫拉伸性能的影響（圖22.3-22.14）
圖22.3 冷加工對闆材、帶材室溫拉伸性能的影響
圖22.4 退火溫度對室溫拉伸性能的影響
圖22.5 最後時效溫度對闆材室溫拉伸性能的影響
圖22.6 時效對屈服強度的影響
圖22.7 鎳含量對室溫屈服強度和705℃持久強度的影響
圖22.8 鋁含量對室溫屈服強度的影響（延伸率幾乎不變）
圖22.9鋁含量和第一次時效溫度對熱軋棒材室溫屈服強度的影響
圖22.10 鋁含量和第一次時效溫度對熱軋棒材究溫屈服強度的影響
圖22.11 铌加钽含量對室溫機械性能的影響
圖22.12 退火溫度對棒材室溫和-195℃的拉伸性能的影響
圖22.13 退火溫度對棒材在室溫和-195℃的缺口拉伸強度的影響
圖22.14 從固溶處理溫度（1065℃）冷卻到第一次時效溫度（730℃）的速度對拉伸性能的影響
圖22.15 時效時間對時效退火闆材硬度的影響
（3）硬度（圖22.15-22.17）可與021*67898711聯系索取
圖22.17 鋁钛含量對退火棒材時效反應的影響
圖22.17 時效時間和溫度對工廠退火闆材硬度的影響
2.不同溫度的機械性能
（1）拉伸性能（表22.9;圖22.18～22.26）
表22.9 棒材的瞬時拉伸性能（完全熱處理）

圖22.18 不同熱處理對鍛件拉伸性能的影響
圖22.19 應力時效對闆材室溫和高溫拉伸性能的影響
圖22.20 試驗溫度對兩種熱處理制度的闆材拉伸性能的影響
圖22.21 試驗溫度對冷軋後直接時效闆材拉伸性能的影響
圖22.22 試驗溫度對熱軋棒材拉伸性能的影響
圖22.22 軋制溫度和固溶退火溫度對棒材650℃拉伸性能的影響
圖22.22 冷加工和時效的螺栓材料在-255至315℃的拉伸性能
（2）壓縮性能（圖22.27）可與021*67898711聯系索取
圖22.25 試驗溫度對鑄造試棒拉伸性能的影響
圖22.26 試驗溫度對精密鑄件拉伸性能的影響
圖22.27 棒材在熱加工溫度範圍的拉、壓屈服強度
圖22.28 光滑和缺口闆材室溫和低溫拉伸性能
圖22.29 試驗溫度和試驗方向對帶有缺口和疲勞裂紋的試樣破斷強度和屈服強度的影響
（3）缺口性能（圖22.28～22.30）可與021*67898711聯系索取
圖 22.30 試驗溫度對帶有缺口和疲勞裂紋的試樣屈服強度和破斷強度的影響
圖 22.31 兩種熱處理狀态闆材光滑試樣540℃和650℃的持久強度曲線
圖22.32 經955℃退火後的闆材缺口試樣540℃的持久強度曲線
3持久和蠕變性能（圖 22.31～22.54;表22.10）
圖22.33 經955℃退火和時效的闆材其缺口試樣在650℃的持久強度曲線
圖22.34 冷加工和時效闆材的尖銳缺口試樣在540℃和650℃的持久強度曲線
圖22.35 冷加工加直接時效狀态的缺口和光滑試樣在650℃和540℃的持久強度曲線
圖22.36 經退火和時效的闆材其缺口試樣（Kt=6），在540℃和（缺口形狀見圖 22.32）650℃的持久強度曲線
圖22.37 兩種熱處理狀态的光滑和缺口（K，=6.3）闆材試樣在730℃的持久強度曲線
圖22.38 經退火和時效的闆材尖銳缺口試樣在430～650℃的持久強度曲線
表22.10 鍛餅和棒材在650℃，70公斤/mm-2;條件下的持久性能比較

-.980℃，1小時+720℃，8小時，爐冷（55℃/小時）到620℃+620℃，8小時 可與021*67898711聯系索取
-.980℃，1小時+720℃， 16 小時。
D.中止。
圖22.39 不同溫度的拉遜-米勒持久強度曲線
圖22.40 退火溫度對闆材持久壽命的影響
圖22.41 退火溫度對棒材持久性能的影響
圖22.42 橫向闆材在靜負荷下産生0.25-2.0%總蠕變所需的應力和時間的關系
圖22.43 縱向闆材靜負荷下産生0.25～2.0% 總蠕變所需的應力和時間的關系。
圖22.45 橫向闆材在靜負荷下産生0.2-1.0%總螺變所需的應力和時間的關系
圖22.46 縱向闆材在靜負荷下産生0.2-1.0%總蠕變所需的應力和時間的關系
4.疲勞性能（圖 22.55～22.72）
圖 22.55 闆材的室溫和低溫反複彎曲疲勞曲線
圖 22.56 闆材的室溫和低溫反複彎曲疲勞曲線
圖 22.57 闆材的室溫和低溫反複彎曲疲勞曲線
圖 22.58 棒材的室溫旋轉彎曲的疲勞曲線
圖 22.59 闆材在室溫和低溫下的拉壓疲勞曲線
圖 22.60 2.5毫米闆材在室溫和低溫下的拉壓缺口疲勞曲線
圖 22.61 缺口和光滑闆材試樣室溫和低溫拉壓疲勞曲線
圖 22.62 闆材的室溫和低溫拉壓疲勞曲線
圖 22.63 缺口和光滑闆材試樣室溫疲勞應力範圍曲線
圖 22.64 缺口和光滑闆材試樣540℃疲勞應力範圍曲線
圖 22.65 缺口和光滑闆材試樣650℃疲勞應力範圍曲線
圖 22.66 缺口和光滑闆材試樣760℃疲勞應力範圍曲線
圖 22.67 不同的應力時效制度對合金闆材不同溫度疲勞性能的影響
圖22.68 不同的應力時效制度對合金闆材不同溫度疲勞性能的影響
圖22.69 兩種熱處理狀态的母材和焊接接頭的室溫懸臂旋轉彎曲疲勞性能
圖22.70 不同晶粒度棒材的室溫旋轉彎曲疲勞性能
圖22.71  1.3毫米闆材在拉-壓疲勞條件下，不同溫度的疲勞裂紋傳播曲線
圖22.72 闆材試樣在不同溫度下的疲勞裂紋傳播速度與交變-平均應力比的關系（在 20 毫米裂紋長度處測得的裂紋生長速度）
圖22.73 試驗溫度對泊松比的影響
5. 彈性模量（圖 22.73～22.75）可與021*67898711聯系索取
圖 22.74 合金的彈性模量
圖 22.75 合金的剛性模量
八、工 藝
合金可采用四種冶煉工藝∶真空感應;非真空感應加真空自耗重熔;真空感應加電渣重熔;真空感應加真空自耗重熔。在制造大型鍛件時，爲了消除點狀偏析，可采用真空感應爐加電渣爐重熔工藝。
鍛造溫度爲 980～1135℃;軋制溫度爲1010～1120℃;溫加工溫度爲980～1010℃.鍛造後空冷。溫加工後緩慢冷卻，可以改善鍛件的強度。加熱應在還原性氣氛中進行，使用低硫燃料并防止火焰直接加熱。鍛造前鍛模應預熱到205-260℃.鍛造的最終變形最應大于20%模鍛的最終變形量應大于 10%.
合金在退火或時效狀态下都容易進行機械加工，但在時效狀态下，切屑容易波斷屑器破碎，而且零件的光度較好．加工退火狀态的材料刀具壽命較長.
合金具有良好的焊接性能，無論在固溶狀态，還是在時效狀态都可以進行焊接，但在時效狀态下，焊接的熱影響區比基體金屬要軟一些。合金經退火後可得到較低的硬度，這樣可保證合金具有良好的成型性和焊接性．合金經時效後還可進行多次補焊而不産生裂紋。
焊接後，最好在930～980℃ 退火，以消除焊接應力。當用作發動機的複雜焊接部件時需要采用930℃，1小時，空冷+720℃，16小時，空冷處理．如果部件剛度小可省去中間退火，以獲得較高的強度。焊接較薄的闆材時應采用惰性氣體保護。
惰性氣體保護焊以母材做填料很容易焊接。 焊接厚度應小于13毫米. 對厚度小于6毫米的部件，應采用氩弧焊，并用氩氣進行背面保護．對厚度 6～13 毫米的部件可采用氦弧焊并用氦氣背面保護．對厚度爲13～18毫米的部件可采用電子束焊． 爲了保證具有一定剛度的接頭質量必須采用熔點偏低的填料，因此，某些其他合金，如 HastellyX 和 Hastelloy W 也可作填料.
室溫到700℃ 的接頭拉伸強度爲母材的90%以上，760℃的接頭拉伸強度爲母材的85%.各種因素對焊接闆材的影響列于圖 22.76～22.92.
圖22.76 試驗溫度對用不同填料焊接的薄闆和中闆接頭強度的影響
圖22.77 不同填料焊接的闆材在 650℃和730℃ 下的持久強度曲線
圖22.78 母材、接頭室溫軸向拉伸疲勞性能
圖22.79 室溫和高溫對閃光焊接棒材拉伸性能的影響
圖22.80 熱處理溫度和試樣尺寸對焊接闆材拉伸性能的影響
圖22.81 試驗溫度對用電子束焊和惰性氣體鎢極焊焊接的7s合金/Rene'41 和718 合金機械性能的影響
圖22.82 焊後時效溫度對惰性氣體鎢極焊接闆材接頭拉伸性能的影響
圖22.83 焊後時效溫度對惰性氣體鎢弧焊闆材接頭強度的影響
圖22.84 低溫對惰性氣體鈉極焊接闆材拉伸性能的影響
圖22.85 試驗溫度和除掉焊點對惰性氣體鎢極焊接闆材的光滑和缺口試樣拉伸強度的影響
圖22.86 試驗溫度對惰性氣體鎢極焊闆材拉伸性能的影響
圖22.87 惰性氣體鎢極焊闆材的室溫和低溫拉壓疲勞強度曲線
圖22.88 試驗溫度對惰性氣體鎢極焊闆材疲勞強度的影響
圖22.89 不同制度的應力時效對熔化焊焊接闆材的室溫
圖22.90 不同制度的應力時效對熔化焊接闆材的室溫，205℃ 和345℃ 疲勞性能的影響
圖22.91 室溫和高溫對闆材拉伸性能的影響，釺焊對延伸率的影響
圖22.92 模拟釺焊制度的高的固溶處理溫度對不同溫度拉伸性能的影響
九、組 織
1.鑄态組織
合金的鑄态組織中有（Nb、Ta）C，TiN，Ni，Nb 和Laves 相（圖 22.93）NiNb 和Laves 相在 1120℃ 加熱和熱加工時溶入基體.
2. 變形合金處理後的組織
熱處理（950℃，1小時，+720℃，8小時，爐冷到 620℃，8小時，空冷）後晶粒較細，按 ASTM 評級圖爲7-8級（圖 22.94）.
圖 22.93 Inconel 718 合金的鑄态組織
圖 22.94 合金的顯微組織 γ200
合金經980℃，2小時，空冷＋720℃ 8小時，以55℃/小時爐冷到 620℃，8小時，空冷處理後，組織中有γ'【Ni;（Al、Ti、Nb）】，Ni;Nb，（Nb、Ta）C 和少量的 TiN．γ相爲彌散分布的面心立方結構，在合金中起主要強化作用;Ni;Nb 屬斜方晶系結構，于 980℃，固溶處理時在局部富铌區域的晶界和雙晶界上析出，其形狀爲短粗的片狀，化學式爲 Ni，（Nbo，sTi∶），在合金中不起強化作用;（Nb、Ta）C 和少量的 TiN 是熔煉過程中形成的，（Nb、Ta）C 的化學式爲（Nb.8Ta.;）C.典型組織見圖 22.95.
3. 長期時效後的組織
合金經680℃，100小時時效後，組織沒有變化，γ'相很細小（圖 22.96）;在790℃，時效 100小時後出現大量的γ'，Ni-Nb（由γ'相轉變爲 NiNb 的過渡相）和 NisNb 相，而且γ相和NiNb 相已開始粗化（圖22.97）;在870℃，時效100小時後，其主要相是粗化的 Ni，Nb 和 NiNb，以及被保留下來的幾顆大塊的γ'相（圖 22.98）。
4. 應力時效後的組織和性能後試樣的顯微組紙基本上沒有變化，"相仍然細小彌散，在富铌偏析區有短組的片狀在950℃固溶處理時形成的，此外，合金中還有大的圓顆粒狀的MLG型碳化物（圖22.99）在590℃，應力爲65.4 公斤/毫米，經10.606小時長期應力時效後，合金中存在着細小片狀的 NiNb和在980℃熱處理時形成的較大的片狀的NiNb（圖22.100)在同樣溫度下，經60.5公斤/平方毫米，33990小時長期應力時效後，基體中的 NiNb 進一步長大，并同時在滑移線，雙晶界上析出 Ni-Nb（圖 22.100）.
圖22.98 試樣在870℃時效1小時和100小時後的顯微組織 γ7500
圖22.99 試驗在540℃，83公斤/毫米'，21，583 小時應力時效後的顯微組織 γ7000
圖 22.100 試樣在590℃，65.4公斤/底米'，10，606 小時長期作用後的顯微組織 γ7000
圖 22.101 試樣經540℃，60.5 公斤/毫米'，3990 小時作用後的顯微組織 γ7000
圖22.102 試樣在650℃，不同應力長期作用後的顯微組織 γ700
圖 22.103 試祥經705℃26.0公廳/毫米6048小時長期作用後顯微細織 γ7000
圖22.104 渦輪盤試樣經705℃，35 公廳/毫米500小時作用後的顯微組織 γ7500
在650℃，應力爲61.1公斤/毫米，經747小時長期作用後，基體中隻有γ相.X射線分斯指出，晶界上有微量的γsigma;相和中等數量的γ相（富鉻的體心立方固溶體）（圖22.102a）.在同-溫度下，應力爲 54.8 公斤/毫米，經3131小時長期作用後，晶内有γ相和 NiNb，晶界上有少量的Laves相和較多的γ相（圖22.102b）;當應力降到478公廳/毫米，經7262小時長雕用後（圖2.102e）以及應力降到44.3公廳/毫米，經1023小時長期作用後（圖22.102d）、晶内均有了r，NiNb晶界上則有較多的 Lavers相，以γ'相和少最的γsigma;相
台金在705℃的相變和在 650℃的一樣，但轉變速度加快，小片狀的 NiNb變長（圖 21m3）;晶界上形成較大的片狀 NiNb而且在消耗一部分了和 NiNb相的同時長入晶内，并在其附近出現一個貧乏帶（圖22.103;22.104），随着時間的延長，γ'相尺寸增大，數量減少;晶界上同樣有γ'，γ和 Laves 相. 隻是出現得早些。
在540-705℃ 不同應力長期作用後，除 705℃ 應力時效後的強度略有下降而塑性稍有提高外，其他溫度下的拉伸強度和塑性無顯著變化。 長期應力時效對餅材（γ533γ25）室溫和650℃ 拉伸性能的影響列于表 22.11.
試樣在長期應力作用後，經X射線衍射分析，其結果與上述電子顯微鏡觀察相一緻．X 射線相鑒定的結果列于表22.12．從表 22.12可以看出溫度、應力、時間和相變的關系，從而可以得出，經 595℃，60 公斤/毫米，3，990 小時長期作用後，合金的主要強化相仍然是γ，隻有微量的γ轉變爲盤狀的 Ni，Nb（有些文獻稱之爲γ"或體心四方結構的NiNb），這種相也起着強化作用，它與面心立方基體關系是什麽呢，可以與134727879-90聯系索取.當r相轉變爲斜方晶系的 NiNb（γ相）時，強度顯著下降。在650℃，61公斤/毫米，747小時長期時效後，合金的主要強化相全是γ'，而在同一溫度下，經 44.3 公斤/毫米，10，233小時作用後，一部分γ轉變成Ni，Nb。在705℃，38.7公斤/毫米，808小時長期時效後則出現部分 NiNb．而在同一溫度，26 公斤/毫米，6048小時後，大部分γ'相和 Ni，Nb都轉變成NigNb.從705℃， 808小時的兩個試樣和 6048小時的兩個試樣還可看出應力對相變的影響、 總之，應力，溫度和應力時效時間都可以促使 r'γ 的轉變.
當合金中出現斜方晶系的 NiNb 時，持久強度就開始下降（圖22.105），但是由于 γ'γ Ni.NbγNiNb 的轉變很緩慢，可以認爲合金的組織是穩定的，在 650℃，44.3 公斤/毫米條件下，可以使用 10，000 小時以上。
綜上所述，Inconel718 合金的強化相主要是γ，在使用溫度下長期應力時效後出現的 NiNb 也起着強化作用。但是由于合金的組織比較複雜，對其強化相和強化機理的研究較多，除了上述論點外，另一個論點是以D.F.Paulonis等人爲代表，他們認爲采用X射線衍射方法對該合金是不适用的，因爲γ和γ"很細，衍射的線條很寬，不能分辨這兩種相的結構．采用電子顯微鏡暗場和電子衍射直接觀測金屬薄膜等方法研究合金的強化機理，證明經完全熱處理（950℃，1小時，空冷+760℃，8小時，以55℃/小時爐冷到650℃，8小時，空冷）後合金的主要強化相是體心四方結構的γ"相，其次是數量不多的球形γ相（圖22.106）.γ"相的晶格常數也可聯系墨（钜）客服，強化作用是通過γ"的共格畸變而實現的。γ"的化學式是 NiNb（和γ相的化學式NiNb 相同）.γ"相在電子顯微鏡暗場下呈盤狀，其平均直徑爲600A厚度爲50～90 A．合金中r'加r"的數量爲19%（重量）。
表22.11長期應力時效對餅材（γ53γ25）室溫和650℃ 拉伸性能的影響
（980℃，2小時，空冷+720℃，8小時，55℃/小時護冷到620℃，8小時，空冷）
圖22.105 Inconel718 合金的持久強度曲線
圖22.106 經完全熱處理後的718 合金【001】方向的顯微組織 γ93300
合金經完全熱處理後，再經650℃，100小時時效後，r的數量有所增加，r稍微粗化，直徑由600變成725，數量未變，仍占主導地位，合金經760，840，870℃100小時時效化後， r快速粗化。與650℃長期時效的相比在760℃時效的試樣中，r的數量進一步相财形後開始粗化和部分溶解，同時出現了一定數量的斜方晶系結構的NINB， r也開始溶解，在870 ℃,100小時效後，r全部溶解、γ部分落解。不同溫度長期時效後強化相的長大情況見表22.13.
表22.12 對基體萃取物X射線衍射分析結果
表22.13 不同溫度長期時效後強化相的長大情況

合金經760℃，100小時時效後強度下降，主要是由于γ"粗化，斜方晶系的NiN5的形成和 γ，r"部分溶解所引起的.
VRmswamy，R．Cozar 等人在研究 Inconel718 合金的組織時指出，合金的主要強化相是體心四方結構的γ"相，與 Poulonis 等人的研究的結果是一緻的。V.Ramaswamy還指出，合金經1200℃，2小時，水淬＋750℃，20小時時效後晶界上析出NbC，并在其附近出現γ"的貧乏帶（圖22.107）。R.Cozar 指出，γ'與基體界面之間是很适宜于γ"生核的位置，因此，總是在γ的{100}面上析出（圖22.108）.除γ'和γ"相外，在晶界上還有碳化鉻（M，C。型）和碳化铌（NbC）。沿着這些晶界，有一條 0.5 微米寬的γ"貧乏帶（圖22.109）.
圖 22.108 Inconel718 型合金的電子透視圖（1200℃，30 分鍾退火+700℃，524小時時效）
圖 22.109 Inconel718 型合金的電子透射圖（745℃，24 小時+700℃.120小時）
十、用途
合金适于制造低溫和700℃ 以下工作的火箭發動機和噴氣發動機的部件，在 50 年 代末主要應用于複雜焊接闆材構件、在 60 年代初期應用于壓氣機盤和渦輪部件，其使用壽命可數萬小時.在近代發動機上，廣泛地用作渦輪盤、軸、葉片和導向葉片等高溫部件，也可用作超音速運輸機的蒙皮材料，
在 TF39渦輪風扇發動機上用作渦輪和壓氣機部件、軸承密封裝置高溫固定件等，其使用壽命可達15，000 小時以上. 在 TF-41-Al和 TF-41-AIT 發動機上用作渦輪機匣和尾噴筒，#501，T56-A-14，TS6-A-15和 T56-A-16 發動機上用作壓氣機軸，渦輪葉片，燃燒室的外村和支架，渦輪盤和軸. 在通用電氣公司生産的 GE4 發動機上用作高壓壓氣機後五級葉片，在其他發動機上用作壓氣機盤，渦輪盤框架和結構件外殼. 在普拉特-惠特尼公司生産的IT3D-3B 發動機上用作吊挂，在 JT9D 發動機上用作-一級隔圈，在其他發動機上用作進氣機匣，噴嘴外套、渦輪機匣和尾噴筒的外殼，
此外，還用于液體火箭部件，在美國 J-2火箭發動機上用作燃燒室蒙皮、燃料導管，平闆噴嘴，渦輪盤和軸等部件;在 M1 型火箭發動機上用作燃料渦輪泵和液氧渦輪泵的一二級轉子和定子，燃料燃氣導管等部件。
參 考 文 獻
略。。