·980· 北京科技大学学报 第33卷 入Y相中.计算结果与实测结果总体一致.元素在 Y相和y相中的分配比见表4. 5m 104m 图2典型成分的FGH97合金的显微组织.()y相形貌：(b)其他析出相形貌 Fig.2 Microstructures of FGH97 alloy:(a)y'phase:(b)other phases 表3750℃下各平衡相的成分（摩尔分数） Table3 Composition of different phases at 750C % 相 Ni Co Cr Mo W Al Ti Nb Hf B C 43.17 26.61 23.68 2.13 1.54 2.75 0.08 0.05 痕量0.001 一 65.10 9.20 2.07 0.46 1.22 15.87 3.42 2.54 0.10 0.008 一 MC 0.04 0.08 0.07 0.20 8.13 38.37 4.91 48.20 M2:Cs 4.78 5.10 59.50 9.69 0.23 20.69 M3 B2 0.07 0.18 20.54 38.82 0.39 一 40.00 17.28 28.21 17.85 26.15 10.49 0.02 表4750℃下元素在Y相和Y相中的分配比（摩尔分数比） Table 4 Partition ratio of alloy elements in yphase and y phase at 750C (ratio of mole fraction) 元素 Co Mo Cr 多 形 Nb Hf Zr 计算值 0.70:1 0.43:1 0.18:1 1:0.62 1:0.33 1:0.09 1:0.01 1:0.43 1:0.01 1:0.06 实测值 0.72:1 0.71:1 0.19:1 1:0.52 1:0.32 1:0.07 1:0.02 1:0.11 1:0.081:0.60 随着温度的降低，一次MC型碳化物稳定性降 到wmr=0.9%时，熔点由1354℃降到1346℃，初熔 低，逐渐向MC6型碳化物转变，MC型碳化物的量 温度由1289℃降到1263℃，凝固温度范围从65℃ 实测值高于计算值（表2），表明实际FGH97合金中 增大到83℃.熔点与DSC实测数据基本一致，如 MC型碳化物的稳定性高于预测结果.μ相析出量 图3所示. 的计算值远高于实测值（表2），可能是因为缺乏有 关评估μ相的热力学参数，数据库可能夸大了μ相 0.3 351 1343℃ 的稳定性回.镍基高温合金中低Cr高W、Mo,在摩 1348. 0.2 黛 =0.39% 尔分数x(W)+x(Mo)>4%时，易形成u相a. 加热升温 Wh-0.9% 0.1 FGH97合金中x(W)+x(Mo)=4.1%,因此形成了 μ相.实际镍基高温合金中γ相析出速度很快，很 容易趋于平衡，碳化物次之，拓扑密排(TCP)相的析 0.1 出速度最慢) -0.2 2.2Hf对熔点的影响 300 60090012001500 温度℃ 高温合金采用真空感应熔炼时，精炼温度和浇 图3DSC分析结果 注温度是由合金的熔点决定的.随Hf含量的增加， Fig.3 DSC curves of the alloy 初熔温度和熔点降低，凝固温度范围扩大，与文献 18-19]报道一致.Hf的质量分数从ww=0提高 因此，基于合金熔点的计算认为，合金中加入北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 入 γ'相中． 计算结果与实测结果总体一致． 元素在 γ'相和 γ 相中的分配比见表 4． 图 2 典型成分的 FGH97 合金的显微组织． ( a) γ'相形貌; ( b) 其他析出相形貌 Fig． 2 Microstructures of FGH97 alloy: ( a) γ' phase; ( b) other phases 表 3 750 ℃下各平衡相的成分( 摩尔分数) Table 3 Composition of different phases at 750 ℃ % 相 Ni Co Cr Mo W Al Ti Nb Hf Zr B C γ 43. 17 26. 61 23. 68 2. 13 1. 54 2. 75 0. 08 0. 05 痕量 0. 001 — — γ' 65. 10 9. 20 2. 07 0. 46 1. 22 15. 87 3. 42 2. 54 0. 10 0. 008 — — MC — — 0. 04 0. 08 0. 07 — 0. 20 8. 13 38. 37 4. 91 — 48. 20 M23C6 4. 78 5. 10 59. 50 9. 69 0. 23 — — — — — — 20. 69 M3B2 0. 07 0. 18 20. 54 38. 82 0. 39 — — — — — 40. 00 — μ 17. 28 28. 21 17. 85 26. 15 10. 49 — — 0. 02 — — — — 表 4 750 ℃下元素在 γ'相和 γ 相中的分配比( 摩尔分数比) Table 4 Partition ratio of alloy elements in γ' phase and γ phase at 750 ℃ ( ratio of mole fraction) 元素 Co Mo Cr W Ni Al Ti Nb Hf Zr 计算值 0. 70: 1 0. 43: 1 0. 18: 1 1: 0. 62 1: 0. 33 1: 0. 09 1: 0. 01 1: 0. 43 1: 0. 01 1: 0. 06 实测值 0. 72: 1 0. 71: 1 0. 19: 1 1: 0. 52 1: 0. 32 1: 0. 07 1: 0. 02 1: 0. 11 1: 0. 08 1: 0. 60 随着温度的降低，一次 MC 型碳化物稳定性降 低，逐渐向 M23C6型碳化物转变，MC 型碳化物的量 实测值高于计算值( 表 2) ，表明实际 FGH97 合金中 MC 型碳化物的稳定性高于预测结果． μ 相析出量 的计算值远高于实测值( 表 2) ，可能是因为缺乏有 关评估 μ 相的热力学参数，数据库可能夸大了 μ 相 的稳定性［2］． 镍基高温合金中低 Cr 高 W、Mo，在摩 尔分数 x ( W) + x ( Mo) ＞ 4% 时，易形成 μ 相［16］． FGH97 合金中 x( W) + x( Mo) = 4. 1% ，因此形成了 μ 相． 实际镍基高温合金中 γ'相析出速度很快，很 容易趋于平衡，碳化物次之，拓扑密排( TCP) 相的析 出速度最慢［17］． 2. 2 Hf 对熔点的影响 高温合金采用真空感应熔炼时，精炼温度和浇 注温度是由合金的熔点决定的． 随 Hf 含量的增加， 初熔温度和熔点降低，凝固温度范围扩大，与文献 ［18--19］报道一致． Hf 的质量分数从 wHf = 0 提高 到 wHf = 0. 9% 时，熔点由 1 354 ℃降到 1 346 ℃，初熔 温度由 1 289 ℃降到 1 263 ℃，凝固温度范围从 65 ℃ 增大到 83 ℃ ． 熔点与 DSC 实测数据基本一致，如 图 3所示． 图 3 DSC 分析结果 Fig． 3 DSC curves of the alloy 因此，基于合金熔点的计算认为，合金中加入 ·980·