微量Hf對大角度晶界含Re雙晶合金高溫持久性能的影響

趙云松，郭媛媛，趙敬軒，張曉鐵，劉硯飛，楊 巖，姜 華，張 劍，駱宇時

(1 中國航發(fā)北京航空材料研究院 先進高溫結(jié)構(gòu)材料重點實驗室，北京 100095；2 北京科技大學 材料科學與工程學院，北京 100083；3 北京航空航天大學材料科學與工程學院，北京100191)

鎳基單晶高溫合金是先進航空發(fā)動機渦輪葉片的關(guān)鍵材料[1-2]。隨著航空發(fā)動機推重比的不斷提高，單晶合金難熔元素總量(Re，W，Mo和Ta等)顯著增多，同時葉片形狀越來越復雜(橫向緣板尺寸較長、壁厚突變較多)。在渦輪葉片的定向凝固過程(HRS)中，溫度梯度場不穩(wěn)定，葉片截面突變處凝固過程復雜，不可避免地形成小角度晶界缺陷[3]。航空發(fā)動機渦輪葉片在高溫工作過程中要承受很大的離心拉應力，這使得高溫蠕變成為單晶合金葉片的主要失效機制之一[1,3]。而小角度晶界缺陷的存在會成為晶體內(nèi)部位錯運動的阻礙，提高蠕變變形速率，加速蠕變裂紋的形成，進而大幅度降低合金的高溫力學性能，引起渦輪葉片的失效。

目前的單晶葉片制備體系下，小角度晶界缺陷尚無法完全避免，而航空工業(yè)需要使用單晶葉片來提高發(fā)動機的推力。因此，實際的工業(yè)應用中，單晶葉片允許存在小于一定角度的小角度晶界。對于每一種應用于渦輪葉片的單晶高溫合金都需要系統(tǒng)掌握晶界角度對力學性能的影響作用，并根據(jù)葉片的受力狀態(tài)確定出一個晶界取向差容限。當單晶鑄件中存在的晶界角度小于這一晶界取向差容限值時，可以把該合金鑄件視為合格件，允許在實際中運用；當合金中存在的晶界角度大于這一容限時，則把該合金鑄件判定為不合格件，不允許在實際中應用。為了提高小角度晶界容限值，大幅度提高葉片合格率，各國都在單晶合金中加入C，B和Hf等晶界強化元素來提高小角度晶界的強度。在René N合金中加入微量的C，B和Hf后，合金對小角度晶界的容限從6°增加到12°[4]；微量的B和Hf同樣使PWA1483合金的小角度晶界容限增加，合金的760℃和982℃橫向持久強度在晶界角度超過20°時仍無明顯降低。在合金CMSX-486中加入少量的Hf，C，B和Zr元素，合金小角度晶界的強度提高，允許合金存在晶界缺陷的角度增加到18°[5]。

為強化單晶合金中小角度晶界，Hf的范圍一般為0%～0.4%(質(zhì)量分數(shù)，下同)。Hf的微量加入給精確定量分析測試帶來巨大的難度。因此，目前關(guān)于Hf對單晶高溫合金中小角度晶界強化機制仍不清楚。鑄造多晶高溫合金中由于加入的Hf含量較高(1%～2%)，目前關(guān)于Hf晶界強化機制的研究已經(jīng)有了一些報道。Hf對鑄造高溫合金晶界的作用可以歸納為：(1)Hf通過改變晶界γ′相形態(tài)，形成彎曲晶界，改善一次MC型碳化物的形態(tài)，使?jié)h字草書狀MC轉(zhuǎn)變成不連續(xù)的顆粒狀，提高了合金的中溫強度、塑性以及蠕變性能[6]；(2)合金中加入的微量元素Hf偏聚于晶界區(qū)域，可能吸收偏析于晶界區(qū)域的S等有害雜質(zhì)，具有凈化晶界、提高晶界強度的作用[7-8]。

雖然Hf，C，B可以提高小角度晶界強度，但目前微量元素多是以兩種或三種元素一起加入到合金中考察對小角度晶界性能的影響，這對于探明微量元素的作用，尤其是某一種微量元素的小角度晶界強化機制是不利的。大量研究表明[8-9]，C和B均顯著偏聚于晶界，是高溫合金中的典型的晶界強化元素。而Hf是否在晶界有偏聚效應，并對晶界具有強化作用仍沒有系統(tǒng)的獨立研究。同時，目前對小角度晶界性能的研究多集中760～980℃，而關(guān)于第二代單晶高溫合金服役溫度1060～1100℃下小角度晶界的蠕變損傷機制及微量元素作用的研究很少，也不系統(tǒng)。

DD11合金是一種我國自主知識產(chǎn)權(quán)含3%Re的新型第二代鎳基單晶高溫合金，具有優(yōu)異的高溫力學性能、抗氧化腐蝕性能，是先進航空發(fā)動機高、低壓渦輪葉片的備選材料。本工作研究并探討了微量元素Hf對DD11單晶高溫合金大角度晶界組織以及高溫低應力持久性能的影響規(guī)律和作用機制。本研究對于先進鎳基單晶合金確定晶界缺陷角度容限，選擇Hf的合適成分范圍，認識Hf對單晶高溫合金小角度晶界的強化機理方面具有理論指導意義。

1 實驗材料與方法

實驗選用北京航空材料研究院研制的DD11合金為基礎(chǔ)合金，向其中添加0.40%的Hf形成另外一種合金。兩種合金分別命名為Hf-1，Hf-2，其名義成分見表1。利用兩個籽晶制備雙晶試板，試板尺寸為15mm×80mm×100mm。試板中的晶界角度通過兩個籽晶控制，籽晶的[001]取向與試板的縱向相平行，利用籽晶繞著[001]相對旋轉(zhuǎn)一定角度獲得大角度晶界(見圖1)。采用背散射Laue法測得的合金Hf-1雙晶試板的晶界角度為21.9°，合金Hf-2的晶界角度為19.9°。兩種合金的熱處理制度為：1320℃×6h/AC(AC為空冷)+1130℃×4h/AC + 870℃×32h/AC。按圖1的取樣方式，從熱處理后的雙晶試板上切取標距為φ5mm×25mm，總長度為66mm的標準持久試樣，并使晶界位于試樣的正中部。兩種合金的高溫持久實驗選在1100℃/100MPa條件下進行，其持久壽命由3個試樣測試的平均值確定。兩種合金的雙晶試樣加工成標準俄歇試樣，并在晶界處加工出缺口，在液氮中冷卻30min后，在空氣中打斷試樣，從而得到沿晶斷口。斷口試樣在高分辨俄歇電子能譜儀(PHI-700 型)進行微區(qū)成分分析。

表1 兩種實驗合金的名義成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 1 Nominal compositions of two experimental alloys (mass fraction/%)

圖1 雙晶試樣制備示意圖Fig.1 Schematic diagram of the preparation of bi-crystal specimen

選取雙晶試樣(100)面晶界附近組織進行觀察。金相樣品的浸蝕液為33%HNO3+33%H2O+33% CH3COOH+1%HF溶液。分別使用光學顯微鏡(OM)和場發(fā)射掃描電鏡(FE-SEM)的二次電子模式(SE)及背散射模式(BSE)進行低倍和高倍顯微組織形貌觀察。用圖像法對晶界析出相測量被析出相覆蓋的晶界長度lc和總的晶界長度l，求得晶界析出相線密度，fl=lc/l×100%；相同的樣品采用4～6張照片進行統(tǒng)計。

2 結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)顯微組織

合金Hf-1和合金Hf-2的晶界鑄態(tài)組織較為接近。圖2(a)為合金Hf-2晶界角度為19.9°雙晶試板晶界處的鑄態(tài)金相組織，同一個晶粒內(nèi)二次枝晶臂完全平行，晶界處晶粒A和B中的二次枝晶臂存在角度差，角度差與背散射Laue法測試結(jié)果一致。兩種合金雙晶試樣的晶界主要分布在枝晶間，呈彎曲狀。圖2(b)為合金Hf-2晶界角度為19.9°雙晶試板晶界處的掃描電鏡照片。由圖2(b)看出，雙晶晶界由鏈條狀γ′相和與它連接在一起的大塊共晶組成。靠近晶界的γ′相尺寸顯著大于遠離晶界γ′相的尺寸。圖2(c)合金Hf-2晶界角度為19.9°雙晶試板晶界處的BSE-SEM照片，清晰地顯示了晶界、(γ+γ′)共晶及碳化物的位置及形貌。經(jīng)SEM-EDS分析表明，合金Hf-1晶界上白色襯度相為富集Ta和Nb的MC型碳化物，Hf-2合金中晶界上白色襯度相變?yōu)楦患疕f和Ta的MC型碳化物。兩種合金中晶界MC型碳化物主要分布在共晶邊緣，呈現(xiàn)不規(guī)則的塊狀及長條狀，碳化物尺寸均在5～15μm之間，無顯著差別。經(jīng)統(tǒng)計，兩種鑄態(tài)合金晶界MC型碳化物的線密度分別為21%，23%，說明Hf對鑄態(tài)合金晶界MC型碳化物含量無顯著影響。

圖2 晶界角度為19.9°的合金Hf-2鑄態(tài)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

2.2 熱處理顯微組織

兩種合金經(jīng)過完全熱處理(固溶熱處理+兩級時效熱處理)后的單晶基體內(nèi)(γ+γ′)殘余共晶體積分數(shù)相對鑄態(tài)共晶組織顯著減少，均低于1.0%。晶界只存在極少量的殘余共晶，線密度均小于3%。完全熱處理后，兩種合金晶界析出相的種類、形貌及尺寸存在顯著差別。圖3(a)和圖3(b)分別為合金Hf-1晶界角度為21.9°和合金Hf-2晶界角度為19.9°晶界處SEM照片，清晰地顯示了高角度晶界處析出相形貌。完全熱處理后，合金Hf-1晶界上出現(xiàn)胞狀再結(jié)晶組織，胞狀再結(jié)晶組織寬度約為3～5μm，胞狀組織線密度約為55%。胞狀組織主要由粗大γ′相、條狀的γ相和富集Re，W，Mo和Co的TCP相組成，TCP相的顆粒間距約為2μm。合金Hf-1的19.9°晶界上未發(fā)現(xiàn)明顯的碳化物相。而合金Hf-2晶界未出現(xiàn)胞狀組織，其晶界上主要分布著不連續(xù)的顆粒狀富集Hf和Ta的MC型碳化物。MC型碳化物尺寸約為0.5～2μm，碳化物線密度約為15%，碳化物相的顆粒間距約為15μm。表2總結(jié)了兩種合金的晶界析出相的成分。通過對熱處理后兩種合金晶界顯微組織表征，0.4%Hf的加入顯著促進了細小顆粒狀MC型碳化物析出，并且抑制了大角度晶界處胞狀組織的出現(xiàn)。

圖3 晶界角度為21.9°的合金Hf-1(a)和晶界角度為19.9°的合金Hf-2(b)熱處理態(tài)的晶界附近典型掃描照片F(xiàn)ig.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)

PrecipitateCrMoWReCoNiHfAlTaNbTCP phase (alloy Hf-1)5.19.933.926.48.715.900.100MC carbide (alloy Hf-2)00000.93.648.5033.213.8

Note: Averages of four measurements, carbon is not included because of the inaccurate measurement by SEM-EDS.

為了精確地對基體組織和成分進一步表征，將兩種合金在1100℃條件下熱暴露500h，合金基體內(nèi)的γ′相、γ相長大，采用SEM-EDS測定γ′相和γ相的成分。圖4為合金Hf-1和Hf-2在1100℃熱暴露500h后基體的高倍顯微組織照片。由圖4可見，基體中γ′相部分粗化為球形，部分已經(jīng)連接在一起，形成筏型結(jié)構(gòu)。同時，通過SEM-EDS定量測試兩種合金基體組織中兩相成分，其值為5個不同部位成分的平均值，結(jié)果見表3。合金Hf-1基體γ相中Re和Mo的濃度分別為5.42%和1.82%，略高于合金Hf-2基體γ相中Re和Mo的濃度，而合金Hf-1基體γ′相中的W的濃度分別為5.93%，略低于Hf-2基體γ′相中W的濃度，而其他元素含量沒有顯著差別。

圖4 合金Hf-1(a)和合金Hf-2(b)在1100℃熱暴露500h后基體內(nèi)掃描照片F(xiàn)ig.4 SEM images of matrix microstructure of Hf-1(a) and Hf-2(b) alloy after thermal exposure at 1100℃/500h

AlloyPhaseWReCrTaMoCoAlNiHf-1γmatrix7.485.426.543.221.8210.483.8361.21γ′matrix5.931.102.957.970.737.327.2866.72Hf-2γmatrix7.495.556.533.242.0510.263.8761.01γ′matrix6.151.062.957.910.857.267.1066.72

2.3 高溫持久性能

圖5為合金Hf-1和Hf-2大角度晶界雙晶試樣在1100℃/100MPa條件下的持久性能。由圖5可見：Hf可以顯著提高合金在1100℃/100MPa條件下大角度晶界的持久性能，將持久性能由54h提高到296h，說明微量Hf的加入可能對單晶渦輪葉片晶界缺陷的容限有很大的提高作用。圖6為1100℃/100MPa條件下合金Hf-1和合金Hf-2持久斷裂后宏觀斷口形貌。合金Hf-1持久斷裂后斷口表面光滑，未見韌窩特征，斷口總體為圓形，且枝晶形貌明顯，為典型的沿晶斷裂特征。合金Hf-2持久斷裂后斷口總體呈現(xiàn)橢圓形，持久斷裂試樣出現(xiàn)明顯的縮頸現(xiàn)象，斷口枝晶形貌明顯，既有典型的穿晶斷裂特征，又有典型的沿晶斷裂特征。

圖5 1100℃/100MPa條件下合金Hf-1和合金Hf-2的橫向持久性能Fig.5 Transverse stress rupture properties of alloys Hf-1 and Hf-2 under 1100℃/100MPa condition

圖6 1100℃/100MPa條件下合金Hf-1和合金Hf-2持久斷裂后宏觀斷口形貌(a)合金Hf-1晶界角度為21.9°;(b)合金Hf-2晶界角度為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°

圖7為合金Hf-1和合金Hf-2雙晶試樣在液氮中沿晶沖斷后斷口非析出相(TCP相和碳化物相)處典型的俄歇譜。合金Hf-1的沿晶斷口未發(fā)現(xiàn)Hf的俄歇峰，而合金Hf-2的沿晶斷口發(fā)現(xiàn)Hf的俄歇峰，但Hf是否在晶界存在偏聚，無法從斷口處的俄歇譜上得出結(jié)論。需要注意的是，通過沿晶斷口的俄歇譜可以發(fā)現(xiàn)，C在兩種合金晶界處均有明顯的富集，偏聚因子約為50。晶界同時還存在其他一些元素，如Ni，Al，Cr和W，這是沿晶斷口處存在一些γ/γ′相的原因，同時試樣在液氮中打斷后暴露在空氣中會吸附O。晶界上未發(fā)現(xiàn)S和P等雜質(zhì)元素的富集。

圖7 合金Hf-1晶界角度為21.9°和合金Hf-2的晶界角度為19.9°雙晶試樣晶界上的俄歇能譜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°

3 分析討論

3.1 大角度晶界對雙晶合金持久性能的影響

晶界在低溫高應力條件下是位錯運動的障礙，起強化作用。但當溫度升高和應變速率降低時，晶界對位錯運動的阻礙作用減小，晶界區(qū)的積塞位錯容易與晶界的缺陷產(chǎn)生交互作用而消失，并產(chǎn)生晶界滑動及遷移。在多晶高溫合金中，晶界在高溫條件下變形量可占總變形量的50%以上，成為服役過程中薄弱環(huán)節(jié)[9]。晶界兩側(cè)原子排列的連續(xù)性和角度差是晶界的重要特征。由于存在晶界及晶界兩側(cè)晶粒取向有差別，雙晶體的塑性變形有著很大的不均勻性。晶界的存在顯著改變雙晶體的應力場[10]。在宏觀均勻拉力下，雙晶內(nèi)應力、應變分布有明顯的不均勻性，且與晶界兩側(cè)取向差有關(guān)。晶界角度不同，應力集中程度也不同。晶界角度差越大，晶界區(qū)域局部應力增加得越劇烈。隨著晶界角度的增大，晶界兩側(cè)晶體變形連續(xù)性減弱，晶界協(xié)調(diào)能力下降，應變在晶界處集中，導致試樣斷裂。在外力作用下，晶界為了保持兩側(cè)晶粒的連續(xù)性，其本身具有一定的協(xié)調(diào)變形能力。目前，關(guān)于晶界與取向關(guān)系的理論Read-Shockley方程已被廣泛推廣到大角度晶界，在0°～25°之間，晶界能隨晶界角度的增大而增大[11]。實驗合金的內(nèi)能相等，將試樣拉斷增加的表面能為外力與晶界能共同作用的結(jié)果。隨著晶界角度的增大，晶界能越大，外力所做的功越少，試樣越容易斷裂。Ross等[4]等研究發(fā)現(xiàn)René N合金中小于6°的小角度晶界對單晶合金持久性能影響很小，而超過6°后，合金性能顯著降低。Stinville等[12]測試了晶界角度為10°的René N4雙晶合金980℃/207MPa橫向蠕變性能較好，而晶界角度為20°的雙晶合金則在蠕變第二階段斷裂，蠕變性能較差。

以合金Hf-1為例，當合金Hf-1晶界角度為21.9°雙晶試樣未發(fā)生明顯頸縮，試樣斷裂方式為沿晶斷裂(圖6(a))，試樣宏觀斷口枝晶形貌明顯，斷口較光滑未見韌窩。由于大角度晶界處原子排列的相位差較大，原子匹配性差，晶粒間協(xié)調(diào)變形較難。因此，在外力作用下，晶界滑動不能從一個晶粒傳導到另一個晶粒，晶界處應力集中較大，導致裂紋在晶界處萌生并沿著晶界擴展，直至發(fā)生合金在蠕變期間的沿晶斷裂，且斷口中的斷裂晶粒表面光滑。同時，合金Hf-1晶界處出現(xiàn)胞狀再結(jié)晶組織，胞狀組織中的粗大γ′和TCP相均可促進蠕變裂紋的萌生，并成為裂紋快速擴展通道，進而造成合金Hf-1的沿晶斷裂，高溫持久性能較差。

3.2 Hf對雙晶合金晶界區(qū)域元素分布和晶界組織的影響

3.2.1 Hf對晶界區(qū)域元素分布的影響

Re，Mo，Cr和W均是鎳基單晶高溫合金中有效的固溶強化元素[9]，需要指出的是，在濃度變化程度相同的情況下，Re的固溶強化效果要顯著高于W，Mo和Cr[13]。本研究中，Hf對基體γ′相和γ相中Re，Mo和W濃度影響較小，其余元素無影響。因此，Hf對兩種合金基體的成分和性能的影響較小?？梢姡辖餒f-1和Hf-2高溫持久性能差異較大的原因與晶界的強度密切相關(guān)。需要注意的是，本研究中晶界胞狀組織中析出的TCP相明顯消耗了基體強化元素Cr，Mo，W，Re和Co(表2)，致使晶界胞狀組織中γ相和γ′相中的Re, W和Mo的濃度顯著低于基體，顯著降低了晶界處γ相和γ′相的固溶強化效果，降低晶界的高溫持久強度。

前人在多晶高溫合金中的研究表明，晶界強化元素(B，Zr，Hf，C)偏析于晶界，改善晶界組織，起到強化晶界的微合金化作用。目前，C，B和Zr偏析于晶界已經(jīng)得到大量的實驗證明。而Hf作為典型的晶界強化元素，Hf是否偏析晶界，仍鮮見報道。Hf和S有極強的親和力，鄭運榮等[14]在普通鑄造等軸晶合金K19H中發(fā)現(xiàn)了較多的(HfTi)2SC相，該相呈長條狀，主要分布在枝晶間。Whelan等[7]在IN100合金(S含量為4×10-5)和713LC合金(S含量為5×10-5)晶界上均發(fā)現(xiàn)M2SC相，并且發(fā)現(xiàn)Hf，Ta和Zr加入到鎳基高溫合金中均具有吸附合金中殘余S的作用。本研究中通過AES證明了晶界上存在少量的Hf，但Hf是否偏聚于晶界，進而降低晶界能，起到強化晶界的作用，還需進一步高精度的表征。同時需要注意的是：由于本合金中S含量嚴格控制在1×10-5以下，所以在現(xiàn)有的實驗條件下未能在晶界處發(fā)現(xiàn)富Hf的碳硫化物。

3.2.2 Hf對晶界析出相的影響

鑄造鎳基高溫合金中，碳化物易于在晶界析出。大量的研究表明，鑄造多晶高溫合金的晶界持久蠕變性能主要與晶界析出相尺寸和形貌、晶界強化元素偏聚、晶界雜質(zhì)元素含量等密切相關(guān)。而Hf是極強的碳化物形成元素，可以控制晶界碳化物的含量和形貌。Chen等[15]在RR2072合金中發(fā)現(xiàn)Hf可以促進MC碳化物產(chǎn)生，同時提高基體與MC之間的界面能，改變草書狀的MC成為塊狀，從而延遲裂紋形成和擴展。Sellamuthu等[16]同樣發(fā)現(xiàn)加入MAR-200合金中的Hf約有70%進入γ′相，剩余的Hf進入MC碳化物相，顯著促進晶界MC碳化物的形成。同時，鄭運榮等[14]發(fā)現(xiàn)Hf可以抑制等軸晶高溫合金晶界M6C和M23C6在熱處理和蠕變過程中的析出。

在相近晶界角度(20°左右)下，合金Hf-1晶界上存在連續(xù)分布的胞狀再結(jié)晶組織，而合金Hf-2晶界上未發(fā)現(xiàn)胞狀再結(jié)晶組織，而是析出不連續(xù)的塊狀MC型碳化物相。說明Hf顯著促進晶界MC產(chǎn)生，并抑制晶界胞狀再結(jié)晶組織產(chǎn)生。本研究通過俄歇電鏡證明Hf加入合金中，在晶界存在一定濃度的Hf，Hf在晶界上通過與晶界上偏聚的碳反應生成HfC。通過俄歇電鏡分析表明，晶界上存在W，Ni和Cr等元素，在熱處理過程中，由于晶界具有較高的晶界自由能，易形成胞狀再結(jié)晶組織。MC通常在凝固過程中產(chǎn)生，為不連續(xù)的顆粒，不均勻地分布于整個合金中，主要分布在枝晶間和晶界。MC是熱處理和服役中合金的主要碳源。在高溫合金中，這些碳化物形成順序為：HfC，TaC，NbC和TiC，其穩(wěn)定性按此順序下降。在合金Hf-2中，晶界MC分子式為(Hf，Ta，Nb)C，Hf可以顯著提高MC的內(nèi)部結(jié)合力，同時提高MC的穩(wěn)定性，使之在熱處理過程中很難發(fā)生分解。

碳化物的形貌、尺寸和分布對鑄造鎳基高溫合金的力學性能影響非常顯著。當碳化物相呈現(xiàn)彌散顆粒形貌并且具有合適的分布時，可更有效地阻止晶界滑移[17]。因此，很多研究者均認為塊狀細小碳化物對合金的持久性能有利，而大尺寸草書體或塊狀碳化物可能會加速裂紋的擴展，對合金性能不利。同時，碳化物如果在晶界連續(xù)分布，會對合金性能起到弱化作用[18]。本研究中，1100℃/100MPa條件下合金Hf-2晶界角度為19.9°的持久壽命為296h，約為合金Hf-1晶界角度為21.9°的持久壽命54h的5.5倍。充分說明了Hf的加入顯著提高了合金大角度晶界的橫向晶界強度。合金中添加0.4%的Hf，阻礙粗大胞狀再結(jié)晶組織析出，粗大胞狀再結(jié)晶組織是合金持久實驗過程中裂紋優(yōu)先起始的場所[19]，同時，促使細小MC沿晶界不連續(xù)析出，該細小粒狀化合物分布于晶界區(qū)域具有釘扎作用，可以抑制晶界滑移動，從而阻止或延緩了晶界裂紋的萌生和擴展，提高合金的持久性能。

4 結(jié)論

(1)Hf的加入顯著提高了鑄態(tài)合金大角度晶界處共晶和碳化物含量；熱處理后，Hf顯著抑制了晶界胞狀再結(jié)晶組織，并促進晶界MC型碳化物的形成。

(2)不含Hf合金中，胞狀組織中的粗大γ′和TCP相均可促進了持久裂紋的萌生，并成為裂紋快速擴展通道；同時，TCP相明顯消耗了基體強化元素，致使晶界胞狀組織中γ相和γ′相中的Re，W和Mo的濃度顯著低于基體，顯著降低了晶界處γ相和γ′相的固溶強化效果，降低晶界的高溫持久強度。

(3)通過俄歇電鏡發(fā)現(xiàn)，在含Hf合金的沿晶斷口中發(fā)現(xiàn)Hf的俄歇峰，但Hf是否強烈偏聚于晶界，進而降低晶界能，起到強化晶界的作用，還需通過更高精度的表征手段來確認。

(4)Hf的加入，顯著促進細小的MC型碳化物沿晶界不連續(xù)析出，抑制高溫持久加載下晶界滑動，釘扎晶界，從而阻止或延緩了晶界裂紋的萌生和擴展，大幅度提高合金大角度晶界高溫持久性能。