Hf和Zr在高温材料中作用机理研究.pdf

第2 6 卷第3 期2 0 0 6 年6 月航空材料学报J O U R N A LO FA E R O N A U T I C A LM A T E R I A L SV 0 1 2 6 N o 3J u n e2 0 0 6H f 和Z r 在高温材料中作用机理研究郑运荣1，蔡玉林2，阮中慈1，马书伟1(1 北京航空材料研究院，北京1 0 0 0 9 5；2 中国科技导报社，北京1 0 0 0 8 1)摘要：在高温合金中，元素H f 和z r 可以促进1+y7 共晶、M c(2 1 碳化物、M：S c 碳硫化物和N i，M 相的形成，改变草书状M C 和M，B：成为块状并且通过净化晶界或枝晶间自由态的s 来提高这些薄弱部位的结合强度，从而延迟裂纹的形成和扩展。H f 和z r 可提高铸造高温合金室温拉伸和中温持久的强度和塑性。H f，z r 抑制次生碳化物M。c。和M。C 的生成，从而提高了合金在高温长时热暴露时的显微组织稳定性。H f，z r 降低合金的初熔温度，N i，H f 和N i，z r 相的初熔被认为是H f，z r 影响初熔的主要原因。通过1 1 5 0 8 h 的预处理，N i，H f 以N i 5 H f+1(c)一M c f 2)+1 反应或者固溶两种方式被消除。元素H f 可以缩小枝晶间失去毛细管补缩能力和固相线之间的温度范围，还能降低枝晶间液池沟通所需的液体量。在凝固后期枝晶间的富H f 熔体具有很好的流动性、浸润性和趋肤效应，这些都是降低合金热裂倾向、提高合金可铸性和焊接性能的有利因素。具有高的化学活性的富H f 液膜容易在铸件表面形成H f，0 薄层。H f 和z r 是钎焊用中间层合金的降熔点元素。根据凝固过程中富H f，z r 熔体的成分最终发展出N i 一1 8 6 c o _ 4 5 c r _ 4 7 w 一2 5 6 H f 和N i 一1 0 c o 一8 c r 4 w-1 3 z r 两种中间层合金，使单晶高温合金的无s i、B 连接成为现实。还发展出了定向凝固片状N i，A l N i，H f 2 共晶合金，成分为N i _ 5 8 A l-3 2 H f 和N i _ 4 A l 一2 6 H f _ 8 C r-4 w。N i-5 8 A 1 3 2 H f 合金的最佳凝固条件为温度梯度G=2 5 0 c m。和凝固生长速率R=5 m s；N i 4 A l 一2 6 H f-8 c r 4 w，凝固条件为G=3 5 0 c m“和R=1“m s _ 1。关键词：高温合金；相变；铪；锆；凝固；初熔；T L P 连接；N i，A L N i，H f 2 共晶；显微组织；M C 碳化物；N i，H f 相；力学性能中图分类号：T G l l 3，T G l l l 4，T G l 3 2 3+3文献标识码：A文章编号：1 0 0 5-5 0 5 3(2 0 0 6)0 3 枷2 5 1 0上世纪6 0 年代后期，是铸造高温合金蓬勃发展时期，研发了一大批优良的高强度合金，但不久发现当时高温强度最高的M a r-M 2 0 0 合金涡轮叶片在中温下过早断裂，认为是这类合金在中温下存在塑性低谷所致。6 0 年代末期在许多合金中加入1 5 2 O H f 或应用定向凝固技术有效地解决了这一难题。现在，许多普通铸造、定向凝固和单晶合金都含有小于1 5 的H f，广泛应用于制造燃气涡轮叶片。北京航空材料研究院是国内率先研究含H f 铸造高温合金的研究单位，工作始于1 9 7 2 年，比国外起步晚约3 年，最初对K 3 加0 5 1 8 H f。与此同时还对含z r 量0 1 1 3 的铸造合金进行了研究。在此后的3 0 多年中对H f 和z r 在高温材料中作用的研究工作从未间断，先后研究了H f，z r 对铸造高温合金显微组织的影响。1；对力学性能的影响1 0 1；对初熔的影响1 1“3|；对凝固过程的影收稿日期：2 0 0 6-0 1-2 0；修订日期：2 0 0 6-0 3 2 0作者简介：郑运荣(1 9 4 1 一)，男，研究员，(E m a i l)y u n r o n gz h e n g b i a m a c c n。响一7|；对焊接性能的影响8 1 9 1；对陶瓷壳模材料的影响0|。在上述研究工作的基础上，通过中法、中加国际合作和两项国家自然科学基金的支持，成功地用富H f 和富z r 的中间层合金实现了单晶合金的无s i，B 连接口卜25|，并研制出了N i A 1 H f 原位定向共晶复合材料旧“2 9 1。1H f，Z r 对显微组织的影响研究过的含H f、含z r 以及H f 和z r 混合添加的合金如表1 所示。1 1H f 和z r 在铸态合金中的分布电子探针分析表明，铸态合金枝晶于不含H f，该元素分布于枝晶问区的狭窄区域并以富H f 相形式存在，这些富H f 相有M c(：)，(H f，T i)：s c，N i 5 H f，M C，共晶7。各相的含H f 量按上述次序递减。K 5 H 合金中H f 的分布如表2 所示。H f 在M C 和共晶1 中的含量是变化的，M C 中H f 量的波动范围在3 2 0 之间；1+1 共晶芯部的17 比外缘的1 相含H f 量低3 0 左右。z r 在合金中的分布规律与H f 完全相同。万方数据2 6航空材料学报第2 6 卷表l含H f，z r 合金的演变T a b l e1E v o l u t i o no fH f-o rZ r-c o n t a i n i n gs u p e r a U o y s竺塑g!呈!望些竺丝圣兰!丝坚!皇i 堑鲤!K 3O 5 一1 8一K 3 HK 50 7 1 8一K 5 HK 1 9M a r M 2 4 6M a r M 2 0 0B 1 9 0 00 7O 9 1 61 51 2 2 O_ _ 0。8O 5K 5 ZO 3K 5 H Z一。K 1 9 HO 2 一1 0K 1 9 ZK 0 0 2一D Z 2 2(M 2 0 0 H)0 7M 2 0 0 Z0。4M 2 0 0 H Z0 3 1 3B 1 9 0 0 Z1 2富H f，Z r 相1 2 1M C 与M C f 2 1加H f 改变了M C 碳化物的形态，当合金中H f含量高于1 5 时，M C 由原来的骨架状变成块状，并形成两种M C 碳化物，一种是原先富T i，N b，T a，但溶进少量H f 的M C，另一种是以H f 为主的M c，这两种碳化物常常彼此分开，但也有共生的情况(图1)。M C 处于更接近枝晶间的位置。1 2 2M，S c 碳硫化物，由于H f 和z r 与硫、碳有很强的亲和力，在含H f表2H f 在铸态K 5 H 合金中的分布T a b l e2t h ed i s t r i b u t i o no fH fi na s-c a s tA l l o yK 5 H!竺里f 121 坚!：!璺堕!坚!竺璺l!垦!堡!：!呈!型!呈皇!堕!竺墨!璺里!呈壁垒!塑!堡H w t 6 0 64 9 93 0 39 76 40 6 lO和Z r 的铸造高温合金中常形成较多的M：S C碳硫化物，“M”的主要组成元素有H f，z r，T i，N b。该相呈长条状分布于枝晶间，有很强的偏光效应。图2 给出了K 1 9 H 合金中(H f，T i)：S C 的金相和电子探针结果。图1铸态合金中的M C(。)和M c(：)碳化物F i g 1M C(1)a n dM c(2)c a r b i d e si na s c a s ea l l o y s(a)K 3 H，a s-p o l i s h e d；(b)K 0 0 2，h e a tt i n t i n ga t4 5 0 3 0 m i n图2K 1 9 H 合金中(H f，T i)：S C 的金相与电子探针结果F i g 2R e s u l t so fm e t a u o g r a p h ya n dE P M Af o r(H f，T i)2 s ci nK 1 9 H，万方数据第3 期H f 和z r 在高温材料中作用机理研究2 71 2 3 吖+-y 共晶H f 是强正偏析元素，又是强烈的77 形成元素，因此显著促进Y+17 共晶的形成。在相似的凝固条件下，加1 4 H f 的K 5 合金其 y+1 共晶由原来的2 v o l 增至5 7 v o l；加1 3 v o l H f 的K 1 9 合金的共晶量由6 5 增至1 3 5 v o l。z r 也和H f 一样，促进+1 共晶的形成，在加入相同质量分数的H f 和z r 时，z r 的影响更大(图3)。z r 在共晶叮中的溶解度比H f 低，在H f 和z r含量都为0 2 a t 的K 5 H z 合金中，其共晶叮的H f含量比z r 高一倍，这表明z r 在强化1 的效果方面不如H f。Z r H f a t 图3H f 和z r 对K 1 9 合金共晶量的影响F i g 3E f 玷c to fH fa n dZ ro nt h ev o l u m ep e r c e n to f(y+1)e u t e c t i cf o rK 1 91 2 4N i 5 M这是含H f，z r 合金中常出现的一种金属间化合物，“M”通常含H f，z r。在铸造高温合金中加入0 4 H f 就可能在枝晶间区发现微量的N i。H f 相。z r 形成N i，z r 较H f 形成N i，H f 的能力更强。在加入等原子百分比的H f 和z r 的合金中，形成N i，z r 的量比N i；H f 高一倍以上。图4 对此作了比较。z r 在N i，(z r，H f)中的溶解也比H f 高一倍以上，证明z r具有更强的N i，M 形成倾向。Z r H f a t 图4K 1 9 合金H f，z r 量与N i 5 H f 和N i 5 z r 量的关系F i g 4R e l a t i o n s h i pb e t w e e nH f，Z rc o n t e n ta n dN i 5H f，N i 5z rv o l u m ep e r c e n tN i，z r 和N i，H f 从形貌上很难区分，典型的形貌都呈蜂窝状，图5 是M a r-M 2 0 0+H f 合金中N i 5 H f 的形貌和元素分布图。图5M a r-M 2 0 0+H f 合金的N i，H f 相形貌及其元素分布F i g 5M o r p h 0 1 0 9 ya n de l e m e n tp r o f i l eo fN i 5H fi nA U o yM a 卜M 2 0 0+H f上面的一些富H f 相的电子探针定量分析结果综合在表3 中。除了形成上述富H f 相以外，H f，z r还影响M，B：硼化物的形貌，在无H f，z r 合金中，硼化物通常呈骨架状，加进0 5 a t 的H f 或z r 会使硼化物变成块状。1-3H f，z r 对显微组织稳定性的影响对含H f，z r 和不含H f，z r 合金作长时热暴露，其微量相(碳化物+硼化物)量变化结果如表4 所示。可以看出，不同热暴露条件下，不含H f，z r 合金微量相增加的幅度比含H f，z r 合金明显。H f 的重0118芎Q(_、_卜一-o菪02QAQ互Io 万方数据2 8航空材料学报第2 6 卷要作用之一是抑制M。C 的形成，不含H f 的M a r-M 2 4 6 合金经1 0 5 0 2 0 0 h 热暴露后形成1 1 的M。C 碳化物，而且大量M。C 以片状形态存在(图6 a)，加H f 的M a r _ M 0 0 2 的合金只形成0 2 的M。c，而且主要以粒状形态分布于晶界(图6 b)。表3含H f，z r 合金中富H f 相的成分a t T a b l e3c o m p o s i t i o n so fH f，z r-r j c hp h a s e si nH f，z r-c o n t a i n i n ga l l o y s a t N o t e：木一C o m p o s i t i o no fM Co n l yr e p r e 8 e n t sm e t a l l i cm d i c a l M 图6不同合金经1 0 5 0 2 0 0 h 热暴露后M。C 形态F i g 6M o r p h o I o g yo fM 6Cc a r b i d e si nd i f k r e n ta l I o y sa f t e r1 0 5 0 2 0 0 ht h e 彻a le x p 0 8 u r e(a)M 8 r M 2 4 6(0 H f)；(b)M a r M 0 0 2(1 7 H f)表4H f 和Z r 对热暴露微量相的影响v o l(体积分数)T a b l e4E 妊b c to fH f，Z rc o n t e n to nv o l u m ep e r c e n to fm i n o rp h a s e sa f t e rt h e 瑚a le x p o s u r e v 0 1 A l l o v sA s c a s t9 0 0 1 0 0 0 h1 0 5 0 2 0 0 hK 5O 8 91 9 72 1 9K 5+1 8 H fO 6 41 0 41 3 1K 5+O 5 Z rO 9 8一1 6 8M a r M 2 4 6(0H f)1 0 32 1 7M a r M 0 0 2(1 7 H f)1 1 01 6 7含H f，z r 合金在9 0 0 长时热暴露后显微组织变化的另一特点是形成次生M c，这种碳化物中“M”的H f，z r 量远比铸造时形成的一次M c 高，实际上是H f C 或z r C。次生M C 可通过N i，H f+1(C)_ M C(2)+1 形成，图7 a 提供了M c 在N i 5 H f区形成的证据。次生M c 还可利用共晶1 中的高H f 量和1 基体中残存的碳通过Y(H f)+1(c)_+M C(2)+Y 反应形成的。次生M C：)碳化物周围被7相所包围(见图7 b)是上述反应的证据。试验证明z r 对组织稳定性的影响与H f 完全相同。2H f，Z r 对力学性能的影响对K 5，K 1 9 合金和它们加1 5 H f 的改型合金飚H 和K 1 9 H 的拉伸和持久性能做了测试，每一数据都是两根以上试棒的平均测量值，结果如表5 所示。从表5 数据可知，H f 对高温持久寿命无明显影响，但能提高室温拉伸以及7 6 0 瞬时强度和塑性，尤其是提高7 6 0 持久寿命和塑性更加明显。加H f提高合金中温强度与塑性主要原因是增加了共晶1 的量并进一步强化共晶17 本身。加H f 合金的枝 万方数据第3 期H f 和z r 在高温材料中作用机理研究2 9图7 次生M c(：)的形成F i g 7F o H n a t i o no fs e c o n d a r xM c(2)c a r b i d e s(a)K 1 9 H，9 5 0 2 0 0 0 h；(b)M a r M 0 0 2，1 0 5 0 1 0 0 0 h表5H f 对铸造高温合金力学性能的影响T a b l e5E f k c to fH fo nm e e h a n i c a lp r o p e r t j e 8o fc a s ts u p e r a l l o y sN o t e：8 一s t r e 8 si s6 8 7 M P a：b s t r e s si s2 5 6 M P a晶间区分布着大量被1 网格分隔开的小块状共晶1，变形时易产生均匀的细滑移，有效的调节枝晶间区高应力集中造成的严重变形，又不容易开裂。另一原因是H f 攫取了枝晶间和晶界区的硫形成了硫化物，抵消了硫的有害作用，从而增强了枝晶间和晶界的结合强度。3H f 和Z r 对初熔的影响含H f 和z r 合金的初熔与合金中存在低熔点相N i，H f 和N i，z r 密切相关，含有这两种金属间化合物较多的合金，在1 1 6 0 即可出现明显的初熔。图8是B 1 9 0 0 z 和D z 2 2 合金的初熔组织。差热分析表明，含N i，z r 或N i，H f 量超过1 v o l 时，D T A 曲线上在1 1 3 5 1 1 6 5 温度区间会出现一个吸热峰，对应于上述两种相的熔化温度范围。用P D 法定向凝固的M a r-M 2 0 0+2 H f 合金板块，离水冷铜结晶器距离为1 5，7 0 和1 0 0 m m 的铸锭部位的N i，H f 量分别为0 1 1 v o l，0 4 9 v o l 和0 7 9 v o l，经1 2 0 5 的固溶处理后，前两种部位试样不发生初熔，后一种部位试样产生约0 5 v o l(体积分数)初熔，随着固溶处理温度升至1 2 4 0，该部位初熔达7 0 v o l。图8 含z r，H f 合金的初熔组织F i g 8I n c i p i e n tm e l t i n gs t r u c t u I i nZ r o rH f-c o n t a i n i n ga l l o y s(a)B 1 9 0 0 z(1 O z r)，1 1 6 0 2 h；(b)M 8 r-M 2 0 0+2 H f，1 2 0 5 4 h低碳含H f 合金的初熔倾向明显增加，这是因为低碳合金形成更多N i，H f 相所致。表6 表示出不同含碳量的M a r M 2 0 0+2 H f 合金P D 法定向凝固锭初熔情况。万方数据3 0航空材料学报第2 6 卷表5 碳量对M a r-M 2 0 0+2 H f 合金N i，H f 量和初熔的影响T a b l e5E f 玷c to fc 田b o nc o n t e n to na m o u n to fN i 5H fa n di n c i p i e n tm e l t i n gN i，H f 的初熔温度远低于17 固溶温度成了限制高温合金固溶处理的重要因素，因而消除N i，H f 相成了主要目标。利用N i。H f 相在高温下不稳定并可转变成M C 碳化物这一特性，可有效消除该相，从而达到提高合金初熔温度的目的。通过实验获得了含H f 合金N i，H f 转变的温度与时间关系曲线，如图9 所示。根据图9 选择1 1 5 0 8 h 热处理从而成功地消除了合金中的N i，H f 相。图9K 1 9 H 合金N i，H f 相转变温度与时间关系曲线F i g 9T e m p e m t u r e t i m ec u r v eo fN bH fp h a s ei na l l o yK 1 9 H经过1 1 5 0 8 h 预处理后，合金可以经受1 2 6 0 4 h 的固溶处理，实现了含H f 合金的完全固溶处理，使合金1 0 4 0 1 4 0M P a 条件下的持久寿命提高了3 0。4H f，z r 对凝固过程的影响l 5 和硒H 合金的凝固特性如图1 0 所示。可以看出，含H f 合金在相同的凝固温度下保持更多的液体量。另一特点是含H f 合金保持枝晶间液体成连通状态所需的液体量最少。在1 2 5 0 等温凝固时，含H f 合金保持7 v o l 的液体，这时枝晶间的熔体仍保持连通状态(图1 1)，而不含H f 的硒合金在1 3 1 0 凝固时虽然保留了约1 0 的溶液，但液体大多呈孤立的不连通状态。熔体的上述性质与含H f 合金凝固过程残余液体中H f 含量不断升高有关。在低于1 2 9 0 时枝晶间区液体含H f 量增加很快，到1 2 5 0 时熔体中H f 浓度达到约1 3，此后，由于M c f 2)和1+1 共晶的析出，使熔池H f 浓度稍有降低。最后凝固的熔体中H f 的浓度达2 0 以上。含H f 合金的低热裂倾向与存在富H f 熔体有关。凝固后期富H f 熔体有很好的流动性，可以沿着枝晶的毛细管道渗出，在铸件表面形成液膜，这种液膜会对热裂纹起自愈合作用，但同时也会加重对陶瓷壳模及型芯材料的侵蚀。图1 0K 5 和K 5 H 合金的液体量与咒-r 的关系F i g 1 0R e l a t i o n 8 h i pb e t w e e nv o l u m ep e r c e n to fl i q u i da n d(咒一r)f o r 飚a n dK 5 Ha l l o y s：咒一l i q u i d u st e m p e m t u r e；n i s o t h e 珊a l8 0 l i d i f i c a-t i o nt e m p e r a t u r e图1 1K 5 H 合金1 2 5 0 等温凝固时液池的形貌F i g 11M o r p h o l o g yo fm o l t e np o o l sf o 珈e dd u r i n gi s o-t h e 珈a ls o l i d i f i c a t i o na t1 2 5 0 f o rA l l o yK 5 H即使是0 1 z r 也会明显促进1+y7 共晶的形成并使凝固后期富z r 液膜保持到1 1 8 0，使枝晶间失去毛细补缩能力的温度与最终凝固温度间隔明显扩大，增加了热裂倾向，因此许多铸造高温合金的z r 含量控制在 0 0 3 水平。5H f，Z r 对合金可焊性的影响H f 明显减少铸造高温合金焊接开裂的倾向。5 m m 厚K 5 和K 5 H 合金用不填丝的钨极氩弧焊在相同焊接条件下熔出焊缝，凝固后比较焊缝区和热影响区(H A z)单位面积上的裂纹长度和裂纹条数，结果如表6 所示。p喜鳘gQ 万方数据第3 期H f 和z r 在高温材料中作用机理研究3 1H f 降低开裂倾向的作用与上一节提到的凝固过程枝晶间富H f 熔体作用是相同的。含H f 合金焊缝完全熔化区凝固过程与铸锭凝固过程是一致的，只不过凝固冷却速率大得多，H A z 区组织类似于含H f 合金的初熔组织。一个重要的现象是焊缝凝固时富H f 熔体的趋肤效应，在焊道和热影响区附近有一层薄的富H f层，此处的H f 含量比合金平均H f 量高3 倍以上。图1 2 示出了K 5 H 合金焊缝及热影响区表面富H f液膜的形貌及H f 分布。液膜区是典型的N i H f 共晶组织。液膜的存在使已经形成的裂纹得到焊合，起到良好的自钎焊愈合作用。微量的z r(0 1 一0 2)就会对焊接性能产生了不利的影响，K 4 0 3 合金含0 1 z r，氩弧焊时产生大量裂纹(图1 3 a)，当去掉0 1 z r 后，开裂倾向大大降低(图1 3 b)，可见影响凝固过程元素的微量调整都会对焊接开裂敏感性产生明显影响。图1 2 富H f 熔体趋肤流动的痕迹F i g 1 2T r a c eo fH f-r i c hm e l t sn o w i n gt os k i n(a)f u um o l t e nz o n e；(b)H A z；(c)，(d)H fp m f i l e图1 3z r 对K 4 0 3 合金焊接开裂的影响F i g 1 3E f k c to fZ ro nw e l dc m c k i n go fa l l o yK 4 0 3(a)w i t h0 1w t z r；(b)w i t h o u tz r6富H f 熔体与A l：O，陶瓷的界面反应当H f 含量高于1 8 时，高温合金壳模铸造零件在脱壳后铸件表面常常残留氧化皮，x 射线衍射试验证明其为具有单斜结构的H f 0：。用电子探针测得其含H f 量高达7 7，同时富O。K 5 H 合金壳模铸件表面氧化皮的形貌及H f 的分布如图1 4 所示，证实氧化皮是H f O：。在1 6 5 0 下，H f o，和A l：O，的生成自由能分别为一7 5 6 7 k J 和一7 1 3 6 k J，表明H f O：比A l：O，更稳定，可发生如下反应：3 H 体+2 A 1 2 0 3 壳模=4 A l 熔体+3 H f O：氧化层。在壳模铸造条件下，当铸件冷到1 2 7 0 1 2 9 0 温度区间时，枝晶间含H f 量高于1 0 的富H f 液体会趋肤至铸件表面与A l：O，壳模接触发生反应，形成H f o，薄层阻碍反应的继续进行。由于s i 0：比A l，O，更不稳定，因而富H f 熔体与之反应更加容易，这也就是s i 质型芯比A l：O，壳模材料更易被富H f 熔体侵蚀的原因。，又由于H f o：层是在凝固 万方数据3 2航空材料学报第2 6 卷图1 4K 5 H(1 8 H f)壳模铸件表面H f 0。氧化皮F i g 1 40 x i d es c a l eo fH f 0 2o ns u r f a c eo fi n v e s t m e n tc a s t i n g sf o ra l l o yK 5 H(1 8 H f)(a)M o r p h o l o g)r；(b)H fp r 0 6 1 e后期铸件成形后形成，因此H f o：层不会因为钢液冲刷破坏而被反卷进钢液中，但在返回料回收熔炼前，应把废料表层的H f o：粘结层清除干净。为了减轻壳模反应，许多合金的含H f 量已降至1 3 1 5 的水平，对于含量在上述范围的单晶合金空心叶片，其陶瓷型芯也最好采用Y：0，保护涂层。7富H f，Z r 的中间层合金在钎焊铸造高温合金时，最常用的中间层合金是N i C r S i B 合金。但元素S i 对高温合金力学性能是不利的，尤其是对单晶合金，应该设法替代。含H f，z r 合金凝固试验证明，凝固后期的富H f，z r 熔体可作钎焊料。图1 5 a 是K 1 9 H 合金在1 2 5 0 1 5 m i n 的等温凝固组织，可以看成先凝固的枝晶干被枝晶间的富H f 熔体连接成一整体，事实上箭头所指区域就是一条钎焊缝。在高真空下，收集枝晶间的富H f 熔体成小铸锭，其组织是典型的多元共晶组织(图1 5 b)。分析小锭成分并进行优化，最终确定合适的钎焊中间层合金成分为N i 一1 8 6 C o _ 4 5 C r 4 7 w 2 5 6 H f。差热分析测出该合金的熔化温度范围为1 2 1 4 1 2 3 4。用熔体纺带法制备出了厚度为5 0 斗m 的薄带(图1 8 c)。图1 5 富H f 中间层合金的研发过程F i g 1 5D e v e l o p i n gs t e p so fH f-r i c hi n t e r l a y e ra 1 1 0 y(a)M i c r o s t m c t u r eo fa l l o yK 1 9 Ha f t e r1 2 5 0 1 5 m i ni s o t h e 珊a ls o l i d m c a t i o n；(b)s o l i d 墒e dm i c m s t m c t u r eo fm e l t si ni n t e r d e n d r i t i cr e g i o n s；(c)r i b b o no fi n t e r l a y e ra l l o y用富H f 中间层合金薄带对D D 3 单晶进行钎焊和暂存液相(T L P)连接试验，结果如图1 6 所示。做筛选试验后最终选定1 2 7 0 为焊接温度。在此温度下保温1 5 m i n 获得典型的钎焊组织(图1 6 a)；8 h 后，熔体中的富H f 金属间化合物部分被7+|y 共晶代替(图1 6 b)；2 4 h 后，液相基本消失，焊缝区产生大量枝晶状_ y7(图1 6 e)；4 8 h 后，获得了焊缝区和基体完全相同的显微组织(图1 6 d)。用N i 1 0 4 c o 一8 5 c r-4 4 W 1 3 4 z r 合金最中间层合金也成功地钎焊和T L P 连接了D D 3 单晶合金。富z r 中间层合金的特性与钎接行为类似于上述富H f 中间层合金。万方数据第3 期H f 和z r 在高温材料中作用机理研究3 3图1 6 用富H f 中间层合金在1 2 7 0 下连接D D 3 单晶高温合金的显微组织F i g 1 6M i c m s t m c t u r eo fD D 3s i n g l ec r y s t a la l l o yb o n d e db yH f-r i c h e di n t e d a y e ra l l o ya t1 2 7 0 Cf o rd i f f r e n tt i m e(a)1 5 m i n；(b)8 h；(c)2 4 h；(d)4 8 h8N i A l H f 共晶复合材料选择了N i 一5 8 A l 一3 2 H f 和N i 4 A l 一2 6 H f-8 C r 一4 w两种合金成分，通过定向凝固技术得到了N i，A l+N i，H f 2 片状定向共晶组织，实际上是以1 一N i，A l 为基，以片状N i，H f 2 为增强体的自生复合材料。在温度梯度G=2 5 0 c m 4 条件下，N i 5 8 A l 一3 2 H f 合金当R=5 斗m s。时，得到了完整的片层组织，确定了该共晶复合材料的临界G 尺值为5 1 0 5 s c m _。N i 4 A l-2 6 H f _ 8 C r 4 w 的临界C R 值为7 1 0 6 s c m-参考文献：1 蔡玉林，郑运荣铸造镍基高温合金枝晶间强化机理的研究 J 航空学报，1 9 7 8，(3)：9 7 一1 1 0 2 郑运荣，蔡玉林含H f 铸造镍基高温合金中N i，H f 的转变和次生M c f 2)的形成 J 金属学报，1 9 8 0，1 6(2)：1 5 1一1 5 8 3 蔡玉林，郑运荣K 0 0 2 和K 1 9 H 合金组织稳定性的研究 J 航空学报，1 9 8 0，l(2)：8 9 9 7 4 Z H E N GY u n r o n g，c A IY u-I i n P h a s et r a n s f o m a t i o ni nh a f h i u m b e 8 r i n gc a s tn i c k e l-b a 8 es u p e r a l l o y s A T i e nJK，e t 口z s u p e r 8 l l o y s1 9 8 0 c 0 h i o：A s M，1 9 8 0 4 6 54 7 2 5 马淑琴，郑运荣，蔡玉林铸造镍基高温合金中N i，z r 的溶解与转变 J 金属学报，1 9 8 1，1 7(5)：1 5 1 一1 5 8 6 蔡玉林，郑运荣高温合金的金相研究 M 北京：国防工业出版社，1 9 8 6 1 1 9 1 4 2 7 郑运荣，张德堂高温合金与钢的彩色金相研究 M 北京：国防工业出版社，1 9 9 9 1 4 1 2 0 3 8 郑运荣，蔡玉林影响铸造镍基高温合金中温持久性能的某些因紊 D 。北京：中国航空科技文献H J B 8 3 0 1 1 7，1 9 8 3 9 z H E N GY u n r o n g，w A N GY u-p i n g，x I EJ i z h o u，e Z E f f e c to fc h e m i s t r ym o d i f i c a t i o n sa n dh e a tt r e a t m e n t so nt h em e c h a n i c a lp r o p e r t i e so fD sM a r M 2 0 0s u p e r a I l o y A R e i c h m a nS，e 口Z S u p e m l l o y s1 9 8 8 c P e n n s y l v a n i a：T M S 1 9 8 8 3 3 5 3 4 4 1 0 郑运荣，蔡玉林，阮中慈铸造镍基合金中以z r 代H f的研究 J 金属学报，1 9 8 7，2 3(5)：A 4 3 0 4 3 3 1 1 郑运荣，蔡玉林，王罗宝影响含H f 定向凝固合金初熔的某些因素 J 金属学报，1 9 8 3，1 9(3)：A 1 9 0 1 9 6 1 2 郑运荣D z 2 2 定向高温合金的初熔及其控制 J 航空学报，1 9 8 6，7(5)：4 8 2 4 8 9 1 3 z H E N GY u n r o n g，w A N GL u o b 8 0，L Ic h e n g g o n g I n n u e n c eo fc a r b o nc o n t e n ta n ds o l i d i f i c a t i o nc o n d i t i o no ni n c i p i e n tm e l t i n go fD ss u p e r a u o yM a r M 2 0 0 J C h i n JM e tS c iT e c h n o l，1 9 8 9(2)：9 0 9 5 1 4 郑运荣，蔡玉林，高平微量合金化对K 5 合金凝固过程的影响 J 航空材料，1 9 8 3，3(1)：2 3 2 9 1 5 郑运荣，陈红D z 3 及其改型定向凝固合金的凝固特性 J 航空材料，1 9 8 5，(1)：1 0 1 6 1 6 郑运荣H f 在铸造高温合金凝固过程中的作用 J 金属学报(A)，1 9 8 6，2 2(2)：1 1 9 1 2 4，1 7 郑运荣微量锆对D z 3 高温合金凝固行为的影响 J 金属科学与工艺，1 9 8 8，7(3)：4 0 4 6 1 8 郑运荣铪对铸造镍基高温合金焊接裂纹的影响 J 焊接学报，1 9 8 8，9(3)：1 6 l 一1 7 0 1 9 z H E N GY u n r o n g，L IC h e n g g o n g S k i ne f&c to fH f-r i c hm e l t sa n ds o m ea s p e c t si ni t su s a g ef o rH f-c o n t a i n i n gc a 8 t 万方数据3 4航空材料学报第2 6 卷n i c k e l b a s es u p e r a l l o y s A R e i c h m a ns，e t Z s u p e r-A l l o y 81 9 8 8 c P e n n s y l v a n i a：T M s，1 9 8 8 4 7 5 4 8 4 2 0 郑运荣，马书伟富H f 熔体与A l：O，陶瓷的界面反应 J 理学x 射线衍射仪用户协会论文选集，1 9 9 7，(2)：6 5 6 9 2 1 z H E N GY u n r o n g，R U A Nz h o n g-c i M i c r o s t r u c t u r ea n dp e r f o 瑚a n c eo fN i-H fb m z i n gf i u e ra l l o y J A c t aM e t a l-l u r g i c 8s i n i c a(E n g l i s he d i t i o n)(B)，1 9 9 0，3(5)：3 3 53 4 0 2 2 z H E N GY，z H A 0L，T A N G R IK M i c r o s t r u c t u r eo fN i 一1 0 C o 一8 C r 4 W 一1 3 Z ra l l o ya n di t sb o n d