在生产可铸造的铁基延展性合金的领域中，有某些终端产品的应 用需要使用铁基合金以生产具有提高的高温强度的终端产品。这些终 端产品被用于宽范围的应用中，其中一种包括“热端”发动机零件。 典型的这些零件有用于汽车和卡车加工工业的涡轮增压器、中心外壳、 支承板、排气歧管和集成涡轮歧管构件。跟汽车工业中的任何产品一 样，这样的产品的市场非常大，需要生产的产品量也相应很大。
钼和铌(过去也称为“钶”)是本领域公知的合金元素。现在铌 普遍用于耐热性不锈钢和航空发动机零件的生产中。钼也用于类似的 应用中，但是成本较高。因为在周期表中铌与钼相邻，所以这些元素 具有很相似的原子量。本发明的产品意图以提供具有可接受耐热性且 降低成本的高硅铌球墨铸铁的方式利用铌。也就是说，由于大量发动 机热端零件用于汽车工业，所以使用铌代替钼而获得足够的高温强度 将促使这些零件生产成本降低。但是，在测试时，发现本发明所述合 金不仅达到获得足够高温强度的要求，而且实际上超过该要求并最终 提供具有提高的耐热性和可能节省成本的独特高硅铌球墨铸铁。
本发明的产品的另一个目的是在这样的高硅铸造合金中利用铌， 其中的工业范围的规范和性能标准将被坚持。更具体地，现有高硅钼 延展性合金对合金中使用的一些元素的水平调用具体范围，在铸造后 合金将具有一定的最小性能特性。本发明人考虑到在高硅铌合金中使 用铌可以节省成本，同时保持工业规定所需的性能特性。该观点不仅 被证明是正确的，而且发现性能特性得到提高。
本发明的产品的再一个目的是在超高硅铸造合金中利用铌，其中 耐腐蚀性和抗氧化性得到改进。也就是说，在超高硅钼合金中加入铬 产生改进的耐氧化性和耐腐蚀性时，本发明人也看到在超高硅和铬球 墨铸铁中可以使用铌代替钼且没有这些特性的任何降低。该观点被证 明是正确的，并且实际上性能也得到了提高。
发明概述
因此，本发明的目的是提供高温强度提高的球墨铸铁(ductile iron) 合金，包含占重量2.6％～3.5％的碳、占重量3.7％～4.9％的硅、占重 量0.45％～1.0％的铌、占重量0.6％或更少量的锰、占重量0.02％或 更少量的硫、占重量0.02％或更少量的磷、占重量0.5％或更少量的镍、 占重量1.0％或更少量的铬、占重量0.1％或更少量的镁和余量为铁，其 具有占重量0.05％或更少量的任意其它一种元素，所有这些其它元素 联合总量多达占重量0.2％。对于这样的其它元素，通常是钼和铜。
本发明的另一个目的是提供具有高延展性和高蠕变持久性的耐热 性球墨铸铁合金。具有目标化学组成如占重量3.0％～3.3％的碳、占重 量3.75％～4.25％的硅和占重量0.5％～0.7％的铌的本发明所述合金 在室温下具有75,000psi的极限抗拉强度、60,000psi的0.2％残余变形 屈服强度和10％的伸长率。另外，铸造材料的布氏硬度数(Brinell Hardness Number，BHN)必须落在187～241BHN范围内，BHN用将钢 球强压入合金表面的压力与所得凹痕的表面积的比值表示合金的硬 度。
本发明的再一个目的是提供生产本发明所述的高温强度提高的高 硅球墨铸铁合金的方法。
本发明的组合物已经达到这些目的。依据前面提及的重量百分比 配制该产品，当以这种方式配制时，会得到高温强度提高的球墨铸铁 合金。
在下面的详细说明中，本发明所述合金和方法进一步的目的和优 点将变得更加明显。
附图说明
图1是用0.56％钼制成的铸件被蚀刻后样品的微结构100X放大倍 数的照片图像。
图2是图1所示铸件样品微结构500X放大倍数的照片图像。
图3是根据本发明制成的具有0.46％的铌的铸件被蚀刻后样品微 结构100X放大倍数的照片图像。
图4是图3所示铸件样品微结构500X放大倍数的照片图像。
图5是根据本发明制成的具有0.67％的铌的铸件被蚀刻后样品微 结构100X放大倍数的照片图像。
图6是图5所示铸件样品微结构500X放大倍数的照片图像。
图7是根据本发明制成的具有0.94％的铌的铸件被蚀刻后样品微 结构100X放大倍数的照片图像。
图8是图7所示铸件样品的微结构500X放大倍数的照片图像。
图9是根据本发明制成的具有0.46％和0.67％的铌的铸件样品的极 限抗拉强度与图1和2所示铸件样品的极限抗拉强度相对比的曲线图。
图10是根据本发明制成的具有0.46％和0.67％的铌的铸件样品的 0.2％残余变形屈服强度与图1和2所示铸件样品的0.2％残余变形屈服 强度相对比的曲线图。
图11是根据本发明制成的具有0.46％和0.67％的铌的铸件样品的 伸长率与图1和2所示铸件样品的伸长率相对比的曲线图。
图12是根据本发明制成的具有0.46％和0.67％的铌的铸件样品的 断面收缩率与图1和2所示铸件样品的断面收缩率相对比的曲线图。
图13是用0.56％钼制成接着在750℃下均热200小时的铸件被蚀 刻后样品微结构100X放大倍数的照片图像。
图14是图13所示铸件样品微结构500X放大倍数的照片图像。
图15是根据本发明制成的具有0.56％的铌，接着在750℃下均热 200小时的铸件被蚀刻后样品微结构100X放大倍数的照片图像。
图16是图15所示铸件样品微结构500X放大倍数的照片图像。
图17是根据本发明制成的具有0.67％的铌，接着在750℃下均热 200小时的铸件被蚀刻后样品微结构100X放大倍数的照片图像。
图18是图17所示铸件样品微结构500X放大倍数的照片图像。
图19是用0.57％钼制成的铸件涡轮增压器分割壁被蚀刻后样品微 结构100X放大倍数的照片图像。
图20是图19所示铸件样品微结构的500X放大倍数的照片图像。
图21是根据本发明制成的具有0.60％的铌的铸件涡轮增压器分割 壁被蚀刻后样品微结构100X放大倍数的照片图像。
图22是图21所示铸件样品微结构500X放大倍数的照片图像。
图23是根据本发明制成的具有4.67％的超高硅、0.77％的铌和 0.87％的高端铬铸件涡轮分割壁被蚀刻后样品微结构100X放大倍数的 照片图像。
图24是图23所示铸件样品微结构500X放大倍数的照片图像。
图25是根据本发明制成的具有4.45％的超高硅、0.697％的铌和 0.441％的高端铬铸件涡轮分割壁被蚀刻后样品微结构100X放大倍数 的照片图像。
图26是图25所示铸件样品微结构500X放大倍数的照片图像。
详细说明
本发明所述合金是高硅铌球墨铸铁。如前面所指，铌是一种普遍 用于生产某些耐热性不锈钢和航空发动机零件的合金元素。铌在周期 表中与钼相邻，结果，这些元素具有很相似的原子量。用作发展本发 明所述掺铌合金的起点的工业标准明确说明碳占重量的3.0％～3.4％、 硅占重量的3.75％～4.25％、钼占重量的0.5％～0.7％、锰占重量的 0.6％或更少、硫占重量的0.07％或更少、磷占重量的0.02％或更少、 镍占重量的0.5％或更少、镁占重量的0.08％或更少，以及余量为铁。
本发明所述合金是高温强度提高的球墨铸铁合金，包含占重量2.6 ％～3.5％的碳、占重量3.7％～4.9％的硅、占重量0.45％～1.0％的铌、 占重量0.6％或更少量的锰、占重量0.02％或更少量的硫、占重量0.02 ％或更少量的磷、占重量0.5％或更少量的镍、占重量1.0％或更少量 的铬、占重量0.1％或更少量的镁以及余量为铁，具有占重量0.05％或 更少量的任何其它单元素，所有这些其它元素联合总量多达占重量的 0.2％。这些其它元素通常是钼和铜。
强度和延展性测试
在本领域中使用某些测试以提供关于包括如本发明所述合金等材 料的材料强度的关键设计信息。例如，材料在恒定应力下的高温渐进 变形称为“蠕变”。在“蠕变”测试中，将恒定的负载施加到维持在 恒定温度如室温下的拉伸试样上。然后在一段时间内测量应变。根据 得到的测量结果描绘数据，形成曲线，转换成材料的应变速率或蠕变 速率。除使用的应力比蠕变测试中的高外，持久测试类似于蠕变测试， 并一直进行测试直到材料损坏。
特别当合金计划或特别地设计用于高温高压系统中时，这些用以 确定合金的性能特性的测试是必需的。例如燃气轮机，其是一个具有 若干部件的系统，这些部件趋于发生在负荷和高温下易发生的蠕变。 本发明人已经指出本发明所述合金是在常规蠕变和持久测试下具有较 高延展性的耐热性球墨铸铁合金。
在上面提及的测试中，某些参数用于描述材料，如本发明所述合 金，的强度和延展性。一个强度参数是“极限抗拉强度”(或“UTS”)。 UTS是合金实际断裂时的应力极限，突然释放合金中储存的弹性能量 (即通过噪声或热)。根据本发明，本发明所述合金在室温下应具有 75,000psi的UTS。这也可以用75KSI的压力当量表示。
另一个强度参数是合金的“残余变形屈服强度(offset yield strength)”，其用上面提及的特征应力-应变曲线与平行该曲线弹性部 分而划的线的交叉点对应的应力量确定，残余变形为规定的应变。在 美国，残余变形(offset)通常规定为0.2％或0.1％的应变。本发明所 述合金在室温下应具有60,000psi或60KSI的0.2％残余变形屈服强度。
延展性是合金定性但主观的性质。材料的延展性的测定可用于表 示材料未断裂时可变形的程度。延展性的一个常规测定是断裂时的应 变，通常称为“拉伸”。通过将试样放在一起和进行拉伸测定，在破 裂之后得到该测定。因为变形的明显部分集中在拉伸试样的“颈”区 域，所以伸长率的值依赖于进行测度的长度。本发明所述合金在室温 下应具有10％的伸长率。
最后，本发明所述合金的布氏硬度数(BHN)必须符合187～241 BHN的范围，BHN用将钢球强压入合金表面的的压力与所得凹痕的表 面积的比值表示合金的硬度。
现在参照附图，用实施例解释本发明所述合金，实施例仅为说明 发明目的，决不应认为是对本发明的限制。下列每个熔化样品的多个 铸件被制备。第一个样品是含占重量0.56％的钼的高硅钼球墨铸铁。第 二个样品是含占重量0.46％的铌的高硅铌球墨铸铁。第三个样品是含占 重量0.67％的铌的高硅高铌球墨铸铁。第四个样品是含占重量0.94％的 铌的高硅超高铌球墨铸铁。图1～8是用硝酸乙醇腐蚀液，即硝酸与乙 醇的稀释混合物蚀刻后每个样品的放大图像。
更具体地，图1，100X的放大倍数，是本领域一种合金被硝酸乙 醇腐蚀液蚀刻的微结构的一个实例。这第一个样品，上面确定为高硅 钼球墨铸铁，由占重量3.04％的碳、3.94％的硅、0.56％的钼、0.39％的 锰、0.014％的磷、0.006％的硫、0.039％的镁、0.072％的镍和0.015％的 铌以及平衡量的铁组成。在室温下，该高硅钼合金的UTS是85.4KSI， 0.2％屈服强度是65.1KSI，伸长率为18％。硬度为196-235BHN，图2 是图1所示的微结构500X的放大图像。图1和2所示的样品显示了典 型的铁素体晶粒结构(10)和球状石墨(12)。珠光体结构(14)分散在该整 个合金样品中。珠光体是铁素体与合金冷却时在其中形成的渗碳体的 混合物。尽管将珠光体用作增加合金硬度的手段时，铸态铁素体合金 中需要珠光体存在，但是由于其存在也降低延展性，所以在期望有较 高延展性的应用中，珠光体也是不合需要的。具有降低的延展性，的 合金尽管较硬，但是合金也更易于破裂断裂，特别是在高温下。如图1 所示，在样品合金中以指定的量使用给定量的钼将趋向于生产5％～ 10％的量的珠光体。胞间复合碳化物的不清晰灰色区域(16)也分散在整 个样品中，其也不利地影响对延展性也有不利的影响。
图3，100X的放大倍数，是根据本发明所述合金微结构的一个实 例，该合金由占重量3.08％的碳、4.08％的硅、0.03％的钼、0.37％的锰、 0.009％的磷、0.005％的硫、0.035％的镁、0.11％的镍和0.46％的铌以及 平衡量的铁组成。该样品在上文称为“第二个样品”，并确定为高硅 铌球墨铸铁。该合金的UTS为89.4KSI，0.2％屈服强度为70.6KSI， 伸长率为17％，均在室温条件下。它的硬度测定为196-235BHN 。图4 是图3所示的微结构500X的放大图像。图3和4所示的高硅铌样品大 量显示了铁素体晶粒结构(20)和球状石墨(22)。珠光体的黑色结构(24) 分散在整个样品中。如所示，使用0.46％的铌珠光体的量趋向于减至小 于5％。胞间复合碳化物的不清晰灰色区域(26)和较小碳化铌小球(28) 也分散在整个样品中。
图5，100X的放大倍数，是根据本发明所述合金微结构的另一个 例子，该合金由占重量3.19％的碳、3.92％的硅、0.04％的钼、0.40％的 锰、0.009％的磷、0.005％的硫、0.055％的镁、0.0784％的镍和0.67％的 铌以及平衡量的铁组成。该样品在上文称为“第三个样品”，并确定 为高硅高铌球墨铸铁。该合金的UTS为83.5KSI，0.2％屈服强度为64.0 KSI，伸长率为19％，均在室温条件下。它的硬度测定为196-235BHN。 图6是图5所示微结构500X的放大图像。图5和6所示的高硅高铌样 品大量显示了铁素体晶粒结构(30)和球状石墨(32)。珠光体的黑色结构 (34)分散在整个样品中。如所示，使用0.67％的铌趋向于进一步减少珠 光体量。胞间复合碳化物的不清晰灰色区域(36)和较小碳化铌小球(38) 也分散在整个样品中。
图7，100X的放大倍数，是根据本发明所述合金微结构的再一个 实例，该合金由3.36重量％的碳、3.91重量％的硅、0.02重量％的钼、 0.32重量％的锰、0.013重量％的磷、0.008重量％的硫、0.042重量％的 镁、0.04重量％的镍和0.94重量％的铌以及余量的铁组成。该样品在上 文称为“第四个样品”，并确定为高硅超高铌球墨铸铁。在室温下， 该合金的UTS为85.0KSI，0.2％屈服强度为66.5KSI，伸长率为16％。 它的硬度为196-235。图8是图7所示的微结构500X的放大图像。图 7和8所示的高硅超高铌样品大量显示了铁素体粒子结构(40)和球状石 墨(42)。珠光体的黑色结构(44)分散在整个样品中。如所示，使用0.94％ 的铌趋向于更进一步减少珠光体的量。碳化铌小球(48)也分散在整个样 品中。但是，注意在该样品中没有胞间复合碳化物的迹象。
作为上面提及的每个试样的测试期间的概括观察，值得注意的是 本发明所述高硅铌球墨铸铁的加工特性优于高硅钼合金。而且，本发 明所述高硅铌球墨铸铁直到800℃都能提供比高硅钼球墨铸铁更高的 延展性和蠕变持久性能。
高温测试
分别测试高硅钼、高硅铌和高硅高铌合金样品温度增加100℃时 各自的UTS、0.02％残余变形屈服、伸长率和“断面收缩”百分比值。 高硅超高铌合金仅在如上文提到的室温下和在800℃即该高温测量的 极值下进行测试。
如图9～12所示，基于测量增加100℃的测试结果，以图的形式说 明前三个样品的性能特性。具体地，它们包括0.56％钼合金、0.46％铌 合金和0.67％高铌合金。图9表示那些样品的UTS，图10表示其各自 的0.2％屈服强度。再次说明这些值表示合金的相对“强度”。图11表 示伸长率，图12表示“断面收缩率”值，也以100℃增加测定。后两 个图说明各个合金的相对“延展性”。这里还应提及“断面收缩率” 值是在断裂点时试样的“颈”的相对面积与预应力试样的面积相比的 测定。
在每个图中，与0.46％铌合金(120)和0.67％高铌合金(130)相对照， 绘图显示了0.56％钼合金(110)的值。如图9和10所示，明显钼合金(110) 的“硬度”略大于铌合金(120)或高铌合金(130)。但是，在图11和12 中，钼合金(110)的“延展性”也明显基本小于铌合金(allow)(120)或高 铌合金(130)，特别是在较高温度下。
高温浸热(soak)测试
正火是一种仅可应用于黑色金属的热处理方法。正火涉及球墨铸 铁铸件的奥氏体化，随着在空气中冷却过临界温度。该铸件依靠在一 段预定的时间内将铸件“浸泡”于热环境中正火。正火球墨铸铁铸件 以分解碳化物、增加强度和消除在铸件内引起且由铸造过程本身带来 的内应力。
合金在750℃下热浸泡200小时之后，钼合金和铌合金的高温测试 还会产生强度和延展性测试结果的具体平均值。然后使样品冷却至室 温。接着在室温和800℃下测试样品的强度和延展性。
在室温下，钼合金的平均UTS为81.3KSI。铌合金的平均UTS为 82.7KSI，高铌合金为82.8KSI。在室温下，钼合金的平均0.2％残余变 形屈服为62.5KSI。铌合金的0.2％残余变形屈服为64.2KSI，高铌合 金为64.5KSI。因此，高温浸泡导致掺铌合金在室温下稍微更强。
在室温下，钼合金的平均伸长率为17％。铌合金的平均伸长率为 18％，高铌合金也为18％。在室温下，钼合金的断面收缩率为24％。铌 合金的断面收缩率为26％，高铌合金为25％。因此，高温浸泡也导致 掺铌合金在室温下稍微更延展性。
在800℃下，钼合金的平均UTS为5.8KSI。铌合金的平均UTS 为5.2KSI，高铌合金为5.7KSI。在800℃下，钼合金的平均0.2％残余 变形屈服为4.0KSI。铌合金的0.2％残余变形屈服为3.5KSI，高铌合 金为3.8KSI。因此，高温浸泡导致掺铌合金在较高温度下比掺钼合金 的强度略小。
在800℃下，钼合金的平均伸长率为57％。铌合金的平均伸长率 为65％，高铌合金为61％。在800℃下，钼合金的断面收缩率为60％。 铌和高铌合金两种的断面收缩率都为63％。因此，高温浸泡也导致掺 铌合金在高温下稍微更有延展性。
图13～18说明也被硝酸乙醇腐蚀液蚀刻的每个热浸泡样品的放大 图像。更具体地，图13，100X放大倍数，是高硅钼球墨铸铁的第一个 样品。图14，500X放大倍数，是图13所示的微结构。图13和14所 示放大100X和500X的微结构都基本显示了铁素体晶粒结构(210)和分 散在整个样品中的球状石墨(212)。也注意到胞间复合碳化物(214)的出 现，特别在图14中。
图15，100X放大倍数，是热浸泡的高硅铌球墨铸铁。图16，500X 放大倍数，是图15所示的微结构。图15和16所示的高硅铌样品基本 显示了铁素体晶粒结构(220)和球状石墨(222)。碳化铌小球(228)也分散 在整个样品中。注意在该样品中没有出现胞间复合碳化物。
图17，100X放大倍数，是热浸泡的高硅高铌球墨铸铁。图18， 500X放大倍数，是图17所示的微结构。图17和18所示的高硅高铌 样品基本显示了铁素体晶粒结构(230)和球状石墨(232)。碳化铌小球 (238)也分散在整个样品中。注意在该样品中也没有出现胞间复合碳化 物。
特定产品测试
为进一步评价本发明所述掺铌高硅合金的能力，创造两个特别设 计的熔体。选择涡轮增压器作为测试铸件，这是由于在高温下运行发 动机测试时它与经分割壁和舌片区域裂纹扩展的密切关系。使用高硅 钼合金和高硅铌合金的样品批料。高硅钼合金具有如下化学成分：3.12 重量％的碳、3.98重量％的硅、0.57重量％的钼、0.35重量％的锰、0.012 重量％的磷、0.007重量％的硫、0.041重量％的镁、0.09重量％的镍、 0.01重量％的铌和平衡量的铁。高硅铌合金具有如下化学成分：3.15 重量％的碳、4.17重量％的硅、0.02重量％的钼、0.32重量％的锰、0.014 重量％的磷、0.009重量％的硫、0.039重量％的镁、0.14重量％的镍、 0.6重量％的铌和余量的铁。高硅钼合金的相对硬度在217BHN～228 BHN范围中。高硅铌合金具有207BHN～228BHN的相对硬度。
图19～22是也被硝酸乙醇腐蚀液蚀刻过的上文提及的每个样品的 放大图像。更具体地，图19，100X放大倍数，是用具有0.57％钼的高 硅钼球墨铸铁制成的铸件分割壁的第一个样品。图20，500X放大倍数， 是图19所示的微结构。图19和20所示的样品显示了与珠光体的清晰 的黑色结构(314)一起的铁素体晶粒结构(310)和球状石墨(312)。较大量 的胞间复合碳化物不清晰的灰色区域(316)也分散在整个样品中。
图21，100X放大倍数，是用具有0.60％铌的高硅铌球墨铸铁制成 的铸件分割壁样品。图22，500X放大倍数，是图21所示的微结构。 图21和22所示的样品基本显示了铁素体粒子结构(320)和球状石墨 (322)，以及很低含量即小于2％的珠光体(324)，且没有胞间复合碳化物 的迹象。碳化铌小球(328)与这些结构一起分散在整个样品中，它的存 在是有利的，因为在有效应用该结构期间这些小球(328)不会被破坏。
耐腐蚀性和抗氧化性
如上面证明的，掺铌合金的测试证明该合金具有较好的微结构， 其含有，如果有的话，很低含量的珠光体和碳化物，具有优异的延展 性和蠕变持久性。将铬添加到铁基延展性合金中改进合金的耐氧化性 和耐腐蚀性是本领域公知的。考虑到该领域，本发明人制造了超高硅 铌和铬的合金以确定在这类合金中用铌代替钼是否影响这些性能。用 作发展本发明所述超高硅铌和铬的合金的起点，规范指标规定碳占重 量的2.8％～2.9％、硅占重量的4.4％～4.8％、钼占重量的0.05％或更少、 铌占重量的0.6％～0.8％、铬占重量的0.75％～0.9％、锰占重量的0.4％ 或更少、硫占重量的0.02％或更少、磷占重量的0.04％或更少、镍占重 量的0.5％或更少、铜占重量的0.03％～0.07％、镁占重量的0.03％～ 0.07％和平衡量的铁。
根据本发明制成的用于浇注涡轮增压器铸件的超高硅铌和高端铬 合金的热显示在图23和24中，其表示被硝酸乙醇腐蚀液蚀刻过的热 处理的样品的放大图像。该样品的最终化学组成为2.79重量％的碳、 4.67重量％的硅、0.77重量％的铌、0.87重量％的铬、0.04重量％的钼、 0.34重量％的锰、0.01重量％的磷、0.01重量％的硫、0.03重量％的镁、 0.08重量％的镍和0.05重量％的铜、余量的铁。完全退火的热处理的样 品的机械性能得到100～114KSI的UTS、87～113KSI的0.2％屈服强 度、9％的伸长率和235BHN的硬度。图23是该热处理样品100X放大 倍数的微结构。图24，500X放大倍数，是图23所示的微结构。图23 和24所示的样品显示了典型的铁素体晶粒结构(410)和球状石墨(412)。 碳化铬结构(414)和碳化铌小球(418)分散在该整个合金样品中。注意在 该样品中完全没有珠光体和胞间复合碳化物。
也根据本发明制成的用于浇注涡轮增压器铸件的超高硅铌和低端 铬合金的另一个热显示在图25和26中，其表示被硝酸乙醇腐蚀液蚀 刻过的第二个热处理的样品的放大图像。图25是该热处理样品100X 放大倍数的微结构。图26，500X的放大倍数，是图25所示的微结构。 图25和26所示的样品显示了典型的铁素体晶粒结构(420)和球状石墨 (422)。碳化铬结构(422)和碳化铌小球(428)也分散在该整个合金样品 中。注意在该样品中完全没有珠光体和胞间复合碳化物。
关于测试结果的结论
基于本发明人，当使用铌代替钼时合金的蠕变持久测试和延展性 表现出增加得多的结果的原因是因为添加钼与铌之间基本微结构的差 别。例如，在掺钼合金中，钼趋向于产生更多的珠光体，量为5％～10％。 但是，掺铌趋向于在该微结构中产生远小于5％的量的珠光体。掺钼也 比掺铌趋向于产生更多的胞间复合碳化物。在掺钼合金中出现较大量 的珠光体和胞间复合碳化物的原因是由于在石墨小球形成后，钼将与 自由碳结合产生那些项目。在掺铌合金中，铌与碳结合，在整个微结 构中生产非常细的球形的碳化铌。掺钼产物中珠光体和细胞间复合碳 化物的水平使该合金在室温和高温下硬度增加并使延展性降低，并伴 随着如得到的测试结果所表明的较低的蠕变持久测试结果。另一方面， 掺铌合金的终端结果是在室温和高温下硬度降低而延展性增加，并伴 随着较高的蠕变持久测试结果，收集的数据也表明这点。
在掺钼合金中，当珠光体和细胞间碳化物在较高温度下分解时， 在该成分中存在的膨胀会在铸件中产生变形和破裂。但是，在掺铌合 金中，即使有，也是很少的分解，导致铸件较少变形和破裂。这是由 于相对于掺钼，在掺铌中只有很少的珠光体和胞间碳化物存在，并且 因为碳化铌在高温下很稳定。这些合金的结构测试也支持这些测试结 果。
当用于超高硅铬、超高硅和超高铬的耐腐蚀性和耐氧化性应用时， 本发明所述的掺铌合金也表现出提高的性能。
因此，本发明明显提供了一种表现出提高的高温强度和性能特性、 新颖且有用的高硅铌球墨铸铁合金和生产该合金的方法。