2019, Vol. 47
文章信息
- 赵云松, 郭媛媛, 赵敬轩, 张晓铁, 刘砚飞, 杨岩, 姜华, 张剑, 骆宇时
- ZHAO Yun-song, GUO Yuan-yuan, ZHAO Jing-xuan, ZHANG Xiao-tie, LIU Yan-fei, YANG Yan, JIANG Hua, ZHANG Jian, LUO Yu-shi
- 微量Hf对大角度晶界含Re双晶合金高温持久性能的影响
- Effects of minor Hf on high temperature stress rupture properties of high angle grain boundary in a Re-containing Ni-based bicrystal superalloy
- 材料工程, 2019, 47(2): 76-83
- Journal of Materials Engineering, 2019, 47(2): 76-83.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2018.000767
-
文章历史
- 收稿日期: 2018-06-26
- 修订日期: 2018-10-18
2. 北京科技大学 材料科学与工程学院, 北京 100083;
3. 北京航空航天大学 材料科学与工程学院, 北京 100191
2. School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China;
3. School of Materials Science and Engineering, Beihang University, Beijing 100083, China
镍基单晶高温合金是先进航空发动机涡轮叶片的关键材料[1-2]。随着航空发动机推重比的不断提高，单晶合金难熔元素总量(Re，W，Mo和Ta等)显著增多，同时叶片形状越来越复杂(横向缘板尺寸较长、壁厚突变较多)。在涡轮叶片的定向凝固过程(HRS)中，温度梯度场不稳定，叶片截面突变处凝固过程复杂，不可避免地形成小角度晶界缺陷[3]。航空发动机涡轮叶片在高温工作过程中要承受很大的离心拉应力，这使得高温蠕变成为单晶合金叶片的主要失效机制之一[1, 3]。而小角度晶界缺陷的存在会成为晶体内部位错运动的阻碍，提高蠕变变形速率，加速蠕变裂纹的形成，进而大幅度降低合金的高温力学性能，引起涡轮叶片的失效。
目前的单晶叶片制备体系下，小角度晶界缺陷尚无法完全避免，而航空工业需要使用单晶叶片来提高发动机的推力。因此，实际的工业应用中，单晶叶片允许存在小于一定角度的小角度晶界。对于每一种应用于涡轮叶片的单晶高温合金都需要系统掌握晶界角度对力学性能的影响作用，并根据叶片的受力状态确定出一个晶界取向差容限。当单晶铸件中存在的晶界角度小于这一晶界取向差容限值时，可以把该合金铸件视为合格件，允许在实际中运用；当合金中存在的晶界角度大于这一容限时，则把该合金铸件判定为不合格件，不允许在实际中应用。为了提高小角度晶界容限值，大幅度提高叶片合格率，各国都在单晶合金中加入C，B和Hf等晶界强化元素来提高小角度晶界的强度。在René N合金中加入微量的C，B和Hf后，合金对小角度晶界的容限从6°增加到12°[4]；微量的B和Hf同样使PWA1483合金的小角度晶界容限增加，合金的760℃和982℃横向持久强度在晶界角度超过20°时仍无明显降低。在合金CMSX-486中加入少量的Hf，C，B和Zr元素，合金小角度晶界的强度提高，允许合金存在晶界缺陷的角度增加到18°[5]。
为强化单晶合金中小角度晶界，Hf的范围一般为0%~0.4%(质量分数，下同)。Hf的微量加入给精确定量分析测试带来巨大的难度。因此，目前关于Hf对单晶高温合金中小角度晶界强化机制仍不清楚。铸造多晶高温合金中由于加入的Hf含量较高(1%~2%)，目前关于Hf晶界强化机制的研究已经有了一些报道。Hf对铸造高温合金晶界的作用可以归纳为：(1)Hf通过改变晶界γ'相形态，形成弯曲晶界，改善一次MC型碳化物的形态，使汉字草书状MC转变成不连续的颗粒状，提高了合金的中温强度、塑性以及蠕变性能[6]；(2)合金中加入的微量元素Hf偏聚于晶界区域，可能吸收偏析于晶界区域的S等有害杂质，具有净化晶界、提高晶界强度的作用[7-8]。
虽然Hf，C，B可以提高小角度晶界强度，但目前微量元素多是以两种或三种元素一起加入到合金中考察对小角度晶界性能的影响，这对于探明微量元素的作用，尤其是某一种微量元素的小角度晶界强化机制是不利的。大量研究表明[8-9]，C和B均显著偏聚于晶界，是高温合金中的典型的晶界强化元素。而Hf是否在晶界有偏聚效应，并对晶界具有强化作用仍没有系统的独立研究。同时，目前对小角度晶界性能的研究多集中760~980℃，而关于第二代单晶高温合金服役温度1060~1100℃下小角度晶界的蠕变损伤机制及微量元素作用的研究很少，也不系统。
DD11合金是一种我国自主知识产权含3%Re的新型第二代镍基单晶高温合金，具有优异的高温力学性能、抗氧化腐蚀性能，是先进航空发动机高、低压涡轮叶片的备选材料。本工作研究并探讨了微量元素Hf对DD11单晶高温合金大角度晶界组织以及高温低应力持久性能的影响规律和作用机制。本研究对于先进镍基单晶合金确定晶界缺陷角度容限，选择Hf的合适成分范围，认识Hf对单晶高温合金小角度晶界的强化机理方面具有理论指导意义。
1 实验材料与方法实验选用北京航空材料研究院研制的DD11合金为基础合金，向其中添加0.40%的Hf形成另外一种合金。两种合金分别命名为Hf-1，Hf-2，其名义成分见表 1。利用两个籽晶制备双晶试板，试板尺寸为15mm×80mm×100mm。试板中的晶界角度通过两个籽晶控制，籽晶的[001]取向与试板的纵向相平行，利用籽晶绕着[001]相对旋转一定角度获得大角度晶界(见图 1)。采用背散射Laue法测得的合金Hf-1双晶试板的晶界角度为21.9°，合金Hf-2的晶界角度为19.9°。两种合金的热处理制度为：1320℃×6h/AC(AC为空冷)+1130℃×4h/AC + 870℃×32h/AC。按图 1的取样方式，从热处理后的双晶试板上切取标距为ϕ5mm×25mm，总长度为66mm的标准持久试样，并使晶界位于试样的正中部。两种合金的高温持久实验选在1100℃/100MPa条件下进行，其持久寿命由3个试样测试的平均值确定。两种合金的双晶试样加工成标准俄歇试样，并在晶界处加工出缺口，在液氮中冷却30min后，在空气中打断试样，从而得到沿晶断口。断口试样在高分辨俄歇电子能谱仪(PHI-700型)进行微区成分分析。
| Alloy | Al | Cr | Ta | W | Co | Mo | Re | Nb | C | Hf | Ni |
| Hf-1 | 6.0 | 4.0 | 7.0 | 7.0 | 8.0 | 2.0 | 3.0 | 0.5 | 0.02 | 0 | Bal |
| Hf-2 | 6.0 | 4.0 | 7.0 | 7.0 | 8.0 | 2.0 | 3.0 | 0.5 | 0.02 | 0.40 | Bal |
|
图 1 双晶试样制备示意图 Fig. 1 Schematic diagram of the preparation of bi-crystal specimen |
选取双晶试样(100)面晶界附近组织进行观察。金相样品的浸蚀液为33%HNO3 +33%H2O+33% CH3COOH+1%HF溶液。分别使用光学显微镜(OM)和场发射扫描电镜(FE-SEM)的二次电子模式(SE)及背散射模式(BSE)进行低倍和高倍显微组织形貌观察。用图像法对晶界析出相测量被析出相覆盖的晶界长度lc和总的晶界长度l，求得晶界析出相线密度，fl=lc/l×100%；相同的样品采用4~6张照片进行统计。
2 结果与分析 2.1 铸态显微组织合金Hf-1和合金Hf-2的晶界铸态组织较为接近。图 2(a)为合金Hf-2晶界角度为19.9°双晶试板晶界处的铸态金相组织，同一个晶粒内二次枝晶臂完全平行，晶界处晶粒A和B中的二次枝晶臂存在角度差，角度差与背散射Laue法测试结果一致。两种合金双晶试样的晶界主要分布在枝晶间，呈弯曲状。图 2(b)为合金Hf-2晶界角度为19.9°双晶试板晶界处的扫描电镜照片。由图 2(b)看出，双晶晶界由链条状γ'相和与它连接在一起的大块共晶组成。靠近晶界的γ'相尺寸显著大于远离晶界γ'相的尺寸。图 2(c)合金Hf-2晶界角度为19.9°双晶试板晶界处的BSE-SEM照片，清晰地显示了晶界、(γ+γ')共晶及碳化物的位置及形貌。经SEM-EDS分析表明，合金Hf-1晶界上白色衬度相为富集Ta和Nb的MC型碳化物，Hf-2合金中晶界上白色衬度相变为富集Hf和Ta的MC型碳化物。两种合金中晶界MC型碳化物主要分布在共晶边缘，呈现不规则的块状及长条状，碳化物尺寸均在5~15μm之间，无显著差别。经统计，两种铸态合金晶界MC型碳化物的线密度分别为21%，23%，说明Hf对铸态合金晶界MC型碳化物含量无显著影响。
|
图 2 晶界角度为19.9°的合金Hf-2铸态的晶界附近典型金相照片(a)，SEM照片(b)以及小角度晶界SEM-BSE照片(c) Fig. 2 Typical OM (a), SEM (b) and SEM-BSE (c) images of grain boundary microstructure of the as cast alloys with grain boundary misorientation θ=19.9° of alloy Hf-2 |
两种合金经过完全热处理(固溶热处理+两级时效热处理)后的单晶基体内(γ+γ')残余共晶体积分数相对铸态共晶组织显著减少，均低于1.0%。晶界只存在极少量的残余共晶，线密度均小于3%。完全热处理后，两种合金晶界析出相的种类、形貌及尺寸存在显著差别。图 3(a)和图 3(b)分别为合金Hf-1晶界角度为21.9°和合金Hf-2晶界角度为19.9°晶界处SEM照片，清晰地显示了高角度晶界处析出相形貌。完全热处理后，合金Hf-1晶界上出现胞状再结晶组织，胞状再结晶组织宽度约为3~5μm，胞状组织线密度约为55%。胞状组织主要由粗大γ'相、条状的γ相和富集Re，W，Mo和Co的TCP相组成，TCP相的颗粒间距约为2μm。合金Hf-1的19.9°晶界上未发现明显的碳化物相。而合金Hf-2晶界未出现胞状组织，其晶界上主要分布着不连续的颗粒状富集Hf和Ta的MC型碳化物。MC型碳化物尺寸约为0.5~2μm，碳化物线密度约为15%，碳化物相的颗粒间距约为15μm。表 2总结了两种合金的晶界析出相的成分。通过对热处理后两种合金晶界显微组织表征，0.4%Hf的加入显著促进了细小颗粒状MC型碳化物析出，并且抑制了大角度晶界处胞状组织的出现。
|
图 3 晶界角度为21.9°的合金Hf-1(a)和晶界角度为19.9°的合金Hf-2(b)热处理态的晶界附近典型扫描照片 Fig. 3 Typical SEM images of grain boundary microstructure of the as-heated alloys with grain boundary misorientation θ=21.9° of alloy Hf-1(a) and θ=19.9° of alloy Hf-2 (b) |
| Precipitate | Cr | Mo | W | Re | Co | Ni | Hf | Al | Ta | Nb |
| TCP phase (alloy Hf-1) | 5.1 | 9.9 | 33.9 | 26.4 | 8.7 | 15.9 | 0 | 0.1 | 0 | 0 |
| MC carbide (alloy Hf-2) | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.9 | 3.6 | 48.5 | 0 | 33.2 | 13.8 |
| Note: Averages of four measurements, carbon is not included because of the inaccurate measurement by SEM-EDS. | ||||||||||
为了精确地对基体组织和成分进一步表征，将两种合金在1100℃条件下热暴露500h，合金基体内的γ'相、γ相长大，采用SEM-EDS测定γ'相和γ相的成分。图 4为合金Hf-1和Hf-2在1100℃热暴露500h后基体的高倍显微组织照片。由图 4可见，基体中γ'相部分粗化为球形，部分已经连接在一起，形成筏型结构。同时，通过SEM-EDS定量测试两种合金基体组织中两相成分，其值为5个不同部位成分的平均值，结果见表 3。合金Hf-1基体γ相中Re和Mo的浓度分别为5.42%和1.82%，略高于合金Hf-2基体γ相中Re和Mo的浓度，而合金Hf-1基体γ'相中的W的浓度分别为5.93%，略低于Hf-2基体γ'相中W的浓度，而其他元素含量没有显著差别。
|
图 4 合金Hf-1(a)和合金Hf-2(b)在1100℃热暴露500h后基体内扫描照片 Fig. 4 SEM images of matrix microstructure of Hf-1(a) and Hf-2(b) alloy after thermal exposure at 1100℃/500h |
| Alloy | Phase | W | Re | Cr | Ta | Mo | Co | Al | Ni |
| Hf-1 | γmatrix | 7.48 | 5.42 | 6.54 | 3.22 | 1.82 | 10.48 | 3.83 | 61.21 |
| γ'matrix | 5.93 | 1.10 | 2.95 | 7.97 | 0.73 | 7.32 | 7.28 | 66.72 | |
| Hf-2 | γmatrix | 7.49 | 5.55 | 6.53 | 3.24 | 2.05 | 10.26 | 3.87 | 61.01 |
| γ'matrix | 6.15 | 1.06 | 2.95 | 7.91 | 0.85 | 7.26 | 7.10 | 66.72 |
图 5为合金Hf-1和Hf-2大角度晶界双晶试样在1100℃/100MPa条件下的持久性能。由图 5可见：Hf可以显著提高合金在1100℃/100MPa条件下大角度晶界的持久性能，将持久性能由54h提高到296h，说明微量Hf的加入可能对单晶涡轮叶片晶界缺陷的容限有很大的提高作用。图 6为1100℃/100MPa条件下合金Hf-1和合金Hf-2持久断裂后宏观断口形貌。合金Hf-1持久断裂后断口表面光滑，未见韧窝特征，断口总体为圆形，且枝晶形貌明显，为典型的沿晶断裂特征。合金Hf-2持久断裂后断口总体呈现椭圆形，持久断裂试样出现明显的缩颈现象，断口枝晶形貌明显，既有典型的穿晶断裂特征，又有典型的沿晶断裂特征。
|
图 5 1100℃/100MPa条件下合金Hf-1和合金Hf-2的横向持久性能 Fig. 5 Transverse stress rupture properties of alloys Hf-1 and Hf-2 under 1100℃/100MPa condition |
|
图 6 1100℃/100MPa条件下合金Hf-1和合金Hf-2持久断裂后宏观断口形貌 (a)合金Hf-1晶界角度为21.9°; (b)合金Hf-2晶界角度为19.9° Fig. 6 Microstructures of stress ruptured fracture surfaces of specimens under 1100℃/100MPa condition in alloys (a)Hf-1 with grain boudary misorientation θ=21.9°; (b)Hf-2 with grain boudary misorientation θ=19.9° |
图 7为合金Hf-1和合金Hf-2双晶试样在液氮中沿晶冲断后断口非析出相(TCP相和碳化物相)处典型的俄歇谱。合金Hf-1的沿晶断口未发现Hf的俄歇峰，而合金Hf-2的沿晶断口发现Hf的俄歇峰，但Hf是否在晶界存在偏聚，无法从断口处的俄歇谱上得出结论。需要注意的是，通过沿晶断口的俄歇谱可以发现，C在两种合金晶界处均有明显的富集，偏聚因子约为50。晶界同时还存在其他一些元素，如Ni，Al，Cr和W，这是沿晶断口处存在一些γ/γ'相的原因，同时试样在液氮中打断后暴露在空气中会吸附O。晶界上未发现S和P等杂质元素的富集。
|
图 7 合金Hf-1晶界角度为21.9°和合金Hf-2的晶界角度为19.9°双晶试样晶界上的俄歇能谱 Fig. 7 Auger spectrum on grain boundary of alloy Hf-1 with grain boudary misorientation θ=21.9° and alloy Hf-2 with grain boudary misorientation θ=19.9° |
晶界在低温高应力条件下是位错运动的障碍，起强化作用。但当温度升高和应变速率降低时，晶界对位错运动的阻碍作用减小，晶界区的积塞位错容易与晶界的缺陷产生交互作用而消失，并产生晶界滑动及迁移。在多晶高温合金中，晶界在高温条件下变形量可占总变形量的50%以上，成为服役过程中薄弱环节[9]。晶界两侧原子排列的连续性和角度差是晶界的重要特征。由于存在晶界及晶界两侧晶粒取向有差别，双晶体的塑性变形有着很大的不均匀性。晶界的存在显著改变双晶体的应力场[10]。在宏观均匀拉力下，双晶内应力、应变分布有明显的不均匀性，且与晶界两侧取向差有关。晶界角度不同，应力集中程度也不同。晶界角度差越大，晶界区域局部应力增加得越剧烈。随着晶界角度的增大，晶界两侧晶体变形连续性减弱，晶界协调能力下降，应变在晶界处集中，导致试样断裂。在外力作用下，晶界为了保持两侧晶粒的连续性，其本身具有一定的协调变形能力。目前，关于晶界与取向关系的理论Read-Shockley方程已被广泛推广到大角度晶界，在0°~25°之间，晶界能随晶界角度的增大而增大[11]。实验合金的内能相等，将试样拉断增加的表面能为外力与晶界能共同作用的结果。随着晶界角度的增大，晶界能越大，外力所做的功越少，试样越容易断裂。Ross等[4]等研究发现René N合金中小于6°的小角度晶界对单晶合金持久性能影响很小，而超过6°后，合金性能显著降低。Stinville等[12]测试了晶界角度为10°的René N4双晶合金980℃/207MPa横向蠕变性能较好，而晶界角度为20°的双晶合金则在蠕变第二阶段断裂，蠕变性能较差。
以合金Hf-1为例，当合金Hf-1晶界角度为21.9°双晶试样未发生明显颈缩，试样断裂方式为沿晶断裂(图 6(a))，试样宏观断口枝晶形貌明显，断口较光滑未见韧窝。由于大角度晶界处原子排列的相位差较大，原子匹配性差，晶粒间协调变形较难。因此，在外力作用下，晶界滑动不能从一个晶粒传导到另一个晶粒，晶界处应力集中较大，导致裂纹在晶界处萌生并沿着晶界扩展，直至发生合金在蠕变期间的沿晶断裂，且断口中的断裂晶粒表面光滑。同时，合金Hf-1晶界处出现胞状再结晶组织，胞状组织中的粗大γ'和TCP相均可促进蠕变裂纹的萌生，并成为裂纹快速扩展通道，进而造成合金Hf-1的沿晶断裂，高温持久性能较差。
3.2 Hf对双晶合金晶界区域元素分布和晶界组织的影响 3.2.1 Hf对晶界区域元素分布的影响Re，Mo，Cr和W均是镍基单晶高温合金中有效的固溶强化元素[9]，需要指出的是，在浓度变化程度相同的情况下，Re的固溶强化效果要显著高于W，Mo和Cr[13]。本研究中，Hf对基体γ'相和γ相中Re，Mo和W浓度影响较小，其余元素无影响。因此，Hf对两种合金基体的成分和性能的影响较小。可见，合金Hf-1和Hf-2高温持久性能差异较大的原因与晶界的强度密切相关。需要注意的是，本研究中晶界胞状组织中析出的TCP相明显消耗了基体强化元素Cr，Mo，W，Re和Co(表 2)，致使晶界胞状组织中γ相和γ'相中的Re, W和Mo的浓度显著低于基体，显著降低了晶界处γ相和γ'相的固溶强化效果，降低晶界的高温持久强度。
前人在多晶高温合金中的研究表明，晶界强化元素(B，Zr，Hf，C)偏析于晶界，改善晶界组织，起到强化晶界的微合金化作用。目前，C，B和Zr偏析于晶界已经得到大量的实验证明。而Hf作为典型的晶界强化元素，Hf是否偏析晶界，仍鲜见报道。Hf和S有极强的亲和力，郑运荣等[14]在普通铸造等轴晶合金K19H中发现了较多的(HfTi)2SC相，该相呈长条状，主要分布在枝晶间。Whelan等[7]在IN100合金(S含量为4×10-5)和713LC合金(S含量为5×10-5)晶界上均发现M2SC相，并且发现Hf，Ta和Zr加入到镍基高温合金中均具有吸附合金中残余S的作用。本研究中通过AES证明了晶界上存在少量的Hf，但Hf是否偏聚于晶界，进而降低晶界能，起到强化晶界的作用，还需进一步高精度的表征。同时需要注意的是：由于本合金中S含量严格控制在1×10-5以下，所以在现有的实验条件下未能在晶界处发现富Hf的碳硫化物。
3.2.2 Hf对晶界析出相的影响铸造镍基高温合金中，碳化物易于在晶界析出。大量的研究表明，铸造多晶高温合金的晶界持久蠕变性能主要与晶界析出相尺寸和形貌、晶界强化元素偏聚、晶界杂质元素含量等密切相关。而Hf是极强的碳化物形成元素，可以控制晶界碳化物的含量和形貌。Chen等[15]在RR2072合金中发现Hf可以促进MC碳化物产生，同时提高基体与MC之间的界面能，改变草书状的MC成为块状，从而延迟裂纹形成和扩展。Sellamuthu等[16]同样发现加入MAR-200合金中的Hf约有70%进入γ'相，剩余的Hf进入MC碳化物相，显著促进晶界MC碳化物的形成。同时，郑运荣等[14]发现Hf可以抑制等轴晶高温合金晶界M6C和M23C6在热处理和蠕变过程中的析出。
在相近晶界角度(20°左右)下，合金Hf-1晶界上存在连续分布的胞状再结晶组织，而合金Hf-2晶界上未发现胞状再结晶组织，而是析出不连续的块状MC型碳化物相。说明Hf显著促进晶界MC产生，并抑制晶界胞状再结晶组织产生。本研究通过俄歇电镜证明Hf加入合金中，在晶界存在一定浓度的Hf，Hf在晶界上通过与晶界上偏聚的碳反应生成HfC。通过俄歇电镜分析表明，晶界上存在W，Ni和Cr等元素，在热处理过程中，由于晶界具有较高的晶界自由能，易形成胞状再结晶组织。MC通常在凝固过程中产生，为不连续的颗粒，不均匀地分布于整个合金中，主要分布在枝晶间和晶界。MC是热处理和服役中合金的主要碳源。在高温合金中，这些碳化物形成顺序为：HfC，TaC，NbC和TiC，其稳定性按此顺序下降。在合金Hf-2中，晶界MC分子式为(Hf，Ta，Nb)C，Hf可以显著提高MC的内部结合力，同时提高MC的稳定性，使之在热处理过程中很难发生分解。
碳化物的形貌、尺寸和分布对铸造镍基高温合金的力学性能影响非常显著。当碳化物相呈现弥散颗粒形貌并且具有合适的分布时，可更有效地阻止晶界滑移[17]。因此，很多研究者均认为块状细小碳化物对合金的持久性能有利，而大尺寸草书体或块状碳化物可能会加速裂纹的扩展，对合金性能不利。同时，碳化物如果在晶界连续分布，会对合金性能起到弱化作用[18]。本研究中，1100℃/100MPa条件下合金Hf-2晶界角度为19.9°的持久寿命为296h，约为合金Hf-1晶界角度为21.9°的持久寿命54h的5.5倍。充分说明了Hf的加入显著提高了合金大角度晶界的横向晶界强度。合金中添加0.4%的Hf，阻碍粗大胞状再结晶组织析出，粗大胞状再结晶组织是合金持久实验过程中裂纹优先起始的场所[19]，同时，促使细小MC沿晶界不连续析出，该细小粒状化合物分布于晶界区域具有钉扎作用，可以抑制晶界滑移动，从而阻止或延缓了晶界裂纹的萌生和扩展，提高合金的持久性能。
4 结论(1) Hf的加入显著提高了铸态合金大角度晶界处共晶和碳化物含量；热处理后，Hf显著抑制了晶界胞状再结晶组织，并促进晶界MC型碳化物的形成。
(2) 不含Hf合金中，胞状组织中的粗大γ'和TCP相均可促进了持久裂纹的萌生，并成为裂纹快速扩展通道；同时，TCP相明显消耗了基体强化元素，致使晶界胞状组织中γ相和γ'相中的Re，W和Mo的浓度显著低于基体，显著降低了晶界处γ相和γ'相的固溶强化效果，降低晶界的高温持久强度。
(3) 通过俄歇电镜发现，在含Hf合金的沿晶断口中发现Hf的俄歇峰，但Hf是否强烈偏聚于晶界，进而降低晶界能，起到强化晶界的作用，还需通过更高精度的表征手段来确认。
(4) Hf的加入，显著促进细小的MC型碳化物沿晶界不连续析出，抑制高温持久加载下晶界滑动，钉扎晶界，从而阻止或延缓了晶界裂纹的萌生和扩展，大幅度提高合金大角度晶界高温持久性能。
| [1] | ZHAO Y S, ZHANG J, LUO Y S, et al. Effect of Hf and B on transverse and longitudinal creep of a Re-containing nickel-base bicrystal superalloy[C]//Superalloys 2016. Warrendale: Minerals, Metals & Materials Soc, 2016: 683-692. |
| [2] |
郭会明, 赵云松, 郑帅, 等. 热等静压对第二代单晶高温合金DD6显微组织和力学性能的影响[J].
材料工程, 2016, 44 (10): 60–67.
GUO H M, ZHAO Y S, ZHENG S, et al. Effect of hot-isostatic pressing on microstructure and mechanical properties of second generation single crystal superalloy DD6[J]. Journal of Materials Engineering, 2016, 44 (10): 60–67. DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2016.10.009 |
| [3] | NEWELL M, DEVENDRA K, JENNINGS P A, et al. Role of dendrite branching and growth kinetics in the formation of low angle boundaries in Ni-base superalloys[J]. Materials Science and Engineering:A, 2005, 412 : 307–315. DOI: 10.1016/j.msea.2005.09.030 |
| [4] | ROSS E W, O'HARA K S. RENE N4: a first generation single crystal turbine airfoil alloy with improved oxidation resistance, low angle boundary strength and superior long time rupture strength[C]//Superalloys 1996. Warrendale: Minerals, Metals & Materials Soc, 1996: 19-25. |
| [5] | HARRIS K, WAHL J B. Improved single crystal superalloys, CMSX-4(R)(SLS)[La+Y] and CMSX-486[C]//Superalloys 2004. Warrendale: Minerals, Metals & Materials Soc, 2004: 45-52. |
| [6] | KOTVAL P S, VENABLES J D, CALDER R W. The role of hafnium in modifying the microstructure of cast nickel-base superalloys[J]. Metallurgical Transactions, 1972, 3 (2): 457–462. DOI: 10.1007/BF02642049 |
| [7] | WHELAN E P, GRZEDZIELKI M S. H-phase sulphocarbides and sulphur in nickel-base superalloys[J]. Metal Science Journal, 2013, 1 (1): 186–190. |
| [8] | HOLT R, WALLACE W. Impurities and trace elements in nickel-base superalloys[J]. International Metals Reviews, 1976, 21 (1): 1–24. DOI: 10.1179/imtr.1976.21.1.1 |
| [9] | REED R C. The superalloys:fundamentals and applications[M]. Cambridge, UK: Cambridge University Press, 2006. |
| [10] | PERALTA P, LAIRD C. The role of strain compatibility in the cyclic deformation of copper bicrystals[J]. Acta Materialia, 1997, 45 (7): 3029–3046. |
| [11] | SANGID M D, SEHITOGLU H, MAIER H J. Grain boundary characterization and energetics of superalloys[J]. Materials Science and Engineering:A, 2010, 527 (26): 7115–7125. DOI: 10.1016/j.msea.2010.07.062 |
| [12] | STINVILLE J C, GALLUP K, POLLOCK T M. Transverse creep of nickel-base superalloy bicrystals[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2015, 46 (6): 2516–2529. DOI: 10.1007/s11661-015-2869-5 |
| [13] | FLEISCHMANN E, MILLER M K, AFFELDT E, et al. Quantitative experimental determination of the solid solution hardening potential of rhenium, tungsten and molybdenum in single-crystal nickel-based superalloys[J]. Acta Materialia, 2015, 87 : 350–356. DOI: 10.1016/j.actamat.2014.12.011 |
| [14] |
郑运荣, 蔡玉林, 阮中慈, 等. Hf和Zr在高温材料中作用机理研究[J].
航空材料学报, 2006, 26 (3): 25–34.
ZHNEG Y R, CAI Y L, RUAN Z C, et al. Investigation of effect mechanism of hafnium and zirconium in high temperature materials[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2006, 26 (3): 25–34. |
| [15] | CHEN Q Z, JONES N, KNOWLES D M. The microstructures of base/modified RR2072 SX superalloys and their effects on creep properties at elevated temperatures[J]. Acta Materialia, 2002, 50 (5): 1095–1112. DOI: 10.1016/S1359-6454(01)00410-4 |
| [16] | SELLAMUTHU R, GIAMEI A F. Measurement of segregation and distribution coefficients in MAR-M200 and hafnium-modified MAR-M200 superalloys[J]. Metallurgical Transactions A, 1986, 17 (3): 419–428. DOI: 10.1007/BF02643948 |
| [17] | HE L Z, ZHENG Q, SUN X F, et al. Effect of carbides on the creep properties of a Ni-base superalloy M963[J]. Materials Science and Engineering:A, 2005, 397 : 297–304. DOI: 10.1016/j.msea.2005.02.038 |
| [18] | GAROSSHEN T J, MCCARTHY G P. Low temperature carbide precipitation in a nickel base superalloy[J]. Metallurgical Transactions A, 1985, 16 (7): 1213–1223. DOI: 10.1007/BF02670326 |
| [19] | FURILLO F T, DAVIDSON J M, TIEN J K, et al. The effects of grain boundary carbides on the creep and back stress of a nickel-base superalloy[J]. Materials Science and Engineering, 1979, 39 (2): 267–273. |