镍基变形高温合金中的弯曲晶界形成的机制

D0I:10.13374/j.issm1001-053x.1985.02.003 北京钢铁学院学报 1985年第2期 镍基变形高温合金中的弯曲 晶界形成的机制 北京钢铁学院叶锐曾徐志超葛占英高良 新都机械厂，众同丰张润岗李力加张佩桓 摘要 本文重点研究镍基变形高温合金中弯曲晶界形成的动力学过程.指出当晶界上存在两相(Y!和M。C或 M:C。)时，形成弯晶的为主相陆合金本质及热处理参数（温度，冷速等）而变化。提出一个两相式湾品形成 德型和-一个一段晶界迁移模型。 一、引 言 在弯曲晶界（以下简称弯晶）形成机制讨论中，有两个问题格外惹人注意，一是与冷速 或温度有关的品界形核率对弯晶形成过程的影响，二是一段晶界迁移的原因（驱动力）。因 为阐明了这两个问题，实质上等于解释了整个弯晶的成因。 对于弯品机制，提出过两类主要模型：y'模型和碳化物模型。模型常用来解释高合 金化镍基合金弯晶的形成，且总是与缓冷（控冷）处理相联系，这时显微组织粗化，塑性增 加，但热强性往往降低〔1~3,6]。碳化物模型一般用来解释碳化物强化的奥氏体耐热钢及 低合金化、中合金化镍基变形合金弯晶形成的原因[4~5]。现在试图深入一步提出问题：当 晶界上同时存在着两相（如y和碳化物相)时，碳化物模型是否适用于y'强化的高合金化镍 基变形合金；哪一类相在弯晶形成中是为主相（或倾向成为为主相）；为主相是否会随外界 条件变化而变化（所谓为主相是指在弯晶形成过程中起主导作用的相）；如何合理地控制Y过 饱和固溶体两相式分解，使其按客观需要发展，扬长避短，达到晶界、晶内强度最佳配合及 综合性能良好的目的。 这是本文研究的主要内容及制订试验方案的依据。 二，试验材料及方法 试验合金采用双真空熔炼（真空感应+真空自耗）及轧制成型的棒材。合金在正：常状 态下含42~45%y',0.4~0.8%M6C,晶界上同时存在y'和M6C两个相。为了减少影响因 素，查明y'及M6C在形成弯晶中的作用，专门熔炼一炉无碳合金。试验合金的化学成分见表1。 合金选用两种主要的热处理方案以研究弯晶过程。 等温处理：1220°C保温四小时分别空冷到1140、1120、1100、1070、1050、1000°C并 苏永安，邱晓农，周林泉，李音波参加了部分工作， 29

北 京 钢 铁 学 院 学 报 ， 年 第 期 镍基变形高温合金中的弯 曲 晶界形成的机制 北 京钢铁 学 院 叶锐 曾 徐志 超 葛 占英 高 良 新都机械厂 余 同丰 张润 岗 李 力加 张佩 桓 摘 要 本 文重点 研究镍基变形高温合金中弯曲晶界形成的动 力学过程 指 出当晶 界上存在两相 夕 ’ 和 。 或 。 时 形成奄晶的 为主相随合金本质及 热处理参数 温 度 、 冷速 等 而 变化 。 提出一 个两 相 式弯晶形成 模型和一个一 段晶界迁移棋型 一 、 引 言 在 弯曲晶 界 以 下简称 弯晶 形成机制讨论中 ， 有两个 问题格外 惹人注意 ， 一是与冷速 或温 度有关 的晶界形 核率对 弯晶形成过 程的影响 ， 二 是一段晶界迁移 的原 因 驱动力 。 因 为阐 明 了这两个 问题 ， 实质上等于解释 了整个弯晶 的成 因 。 对于 弯晶机 制 ， 提 出过 两类主要模 型 夕产模 型和碳化物模型 。 尹 模 型常 用来解释 高 合 金化镍基 合金 弯晶 的形 成 ， 且 总是与缓冷 控冷 处理相联系 ， 这时显微组 织粗化 ， ’ 塑性增 加 ， 但热强性往往 降低 〔 ， 。 碳化物模 型一般 用来解释碳化物强化 的奥氏体 耐热 钢 及 低 合金 化 、 中合金 化镍基变形 合金 弯晶形成 的原 因口 〕 。 现 在试图深 人 一 步提 出问题 当 晶 界上 同时 存在 着两相 如夕‘ 和碳化物相 时 ， 碳 化物模 型是否 适 用于夕’ 强化 的高 合金 化 镍 基变形 合金 哪一类相 在弯晶形 成中是为主相 或倾 向 成为为主相 为主相 是否 会随外 界 条件变化而变化 所谓 为主相 是指在 弯晶形 成过 程 中起主导 作 用的相 如何合理地控制 ， 过 饱 和 固溶体两相 式分 解 ， 使其按客观需要 发展 ， 扬长避短 ， 达到 晶界 、 晶内强 度最佳 配合及 综 合性能 良好的 目的 。 这 是本 文研究的主要 内容及制订试验 方案的依据 。 二 、 试验材料及方法 试 验 合金 采 用双真空熔炼 真空感 应 十 真空 自耗 及轧 制成 型 的 棒材 。 合金 在 正 常 状 态 一 含 夕‘ ， 。 ， 。 ， 晶界 上 同时存在 夕‘ 和 。 两个 相 。 为 了减 少影响 因 素 ， 查 明夕‘ 及 。 在 形成 弯晶 中的作 用 ， 专门熔炼 一 炉 无碳 合金 。 试验合金 的化 学成 分见表 。 合金 选 用两 种主要 的热处 理方案以 研 究 弯晶过 程 。 等温处 理 保温 四小时分 别空冷到 、 、 、 。 、 、 “ 并 苏永安 ， 邱 晓农 ， 周 林泉 ， 李音波参加了部分工作 DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1985．02．003

在上述各温度下保温1~240分（或360分），在保温过程中间不断取样，以观察弯晶形成。 表1 试验合金的化学成分 Tablel.Chemical Composition of Alloys tested 合 金 C Cr Co Mo W Ti V B Ni 有 碳 0.05 10 15 5.5 5.5 4.22.5 0.30.02余 量 无 碳 10 15 5.5 5.5 4.22.5 0.30.02余 蚊 控冷处理：1220°C保温器小时分别以0.1,0.2、1、2、3、5、10、15及20°C1分冷速冷 至950°C(或1000°C),并在控冷过程中取出若干块样品供观察用。 在此基础上建立等温处理弯晶形成动力学曲线和控冷处理弯晶形成动力学曲线。 采用金相、PSEM-500型扫描电镜、JEM-1000型超高压透射电镜、APD-10型电子计 算机自动控制x射线衍射仪等方法对试样进行显微组织等分析，利用物理化学相分析法做了 必要的定量相分析。 三，结果及讨论 1.每温处理弯晶形成动力学曲线 1209 曲线展示于图1。曲战1代表 弯晶形成的开始，曲线2代表弯晶 形成的终了。“终了”的概念是 113 相对的，本文规定，当50~60%晶 界已由平直变成弯曲时，认为弯 品形成已经结束。曲线具有典型 1100 的C曲线形状，曲线以外为非弯 M.C 品区，此时晶界是平直的。曲线 1050 以内，根据形成弯晶的为上相可 以划分成三个区域：y'；y'+ 1IC;M6C,其温度分别对应 1000 1130~1]00、1100~1090,1090~ 1000°C。在1130°C~1100°C高温 区，主要由y'相引起晶界弯曲， 100 200 300 496 500 在<1090°C~1000°C,则主要由 时甸（分） 1C型碳化物造成弯晶，这时' 图1培处理曲品界花成动力学曲线 相退居次要位置；在这两个温度 范围之闻，'与M6C可以共同起 30

在上 述各温 度下 保温 分 或 分 ， 在 保温过 程 中间不 断取 样 ， 以观察弯晶形成 。 表 试 验 合 金 的 化 学 成 分 七 一 认 理 嫂 艺 余 坡 余 遗 、… 一 …一 有合无 一 金碳︷ 控冷处 理 保温器小 时分别以 、 、 、 、 、 、 、 及 “ 分 冷 速冷 至 或 “ ， 并在控冷过 程 中取 出若 干 块样 品供 观察 用 。 在此基 础 上建 立等温 处理 弯晶形 成动 力学 曲线 和控冷 处理 弯晶形 成动 力学 曲线 。 采 用金 相 、 一 型扫描 电镜 、 一 型 超高压透 射电镜 、 一 型 电子 计 算机 自动 控制 射 线衍 射仪 等方法 对试样进行显微 组 织等分 析 ， 利 用物 理 化学 相分 析法 做了 必要的定量相分 析 。 三 、 结果及讨论 等湿处理弯 晶形成动 力学曲线 行 ’ 二 时 间 分 图 等 浅 址 理 恋曲 品 异形 瓦动 力学 曲线 曲线展示 于图 。 曲线 代表 弯晶形成的开始 ， 曲线 代表 弯晶 形 成的终了 。 “ 终 了 ” 的概念是 相 对 的 ， 本文规定 ， 当 一 晶 界已 由平 直变成 弯 曲时 ， 认 为 弯 晶形成已经 结束 。 曲线具 有 典型 的 曲线形状 ， 曲线 以外 为非 弯 品 区 ， 此时晶 界是平 直 的 。 曲线 以 内 ， 根据形 成弯晶 的为 上相 可 以划分 成三个 区 域 洲 夕‘ 。 入 ， ， 其温 度分 另 对 应 、 、 “ 。 在 高温 区 ， 主要 由少‘ 相 引起 晶界 弯曲 ， 在‘ ， 贝主要 由 型碳 化物 造成 弯晶 ， 这 时 护‘ 相 退 居次要位置 在 这两个温 度 范围之 间 ， 夕‘ 与 可以共 同起 赵阔

t 作用（该区图上用影阴线标出）。 由图1看出，在等温处理条件下，对于试验合金（含有碳）在1000~1130°C范围内保温 均可获得弯晶，但大于1130°C或小于1000°C均得不到弯晶。 图2为一组显微组织照片，以说明图1。 图2合全经1220°C/4h/AC到下列温度后的最微组织： a一1120C/30分， 4800× b-1100°C/60分， 2500× c-10T0°C/150分，5000× 乡 2,控冷处理弯晶形成动力学曲线 曲线示于图3，图上标出不同冷却速度，未标出冷却终止温度。曲线为“半C”字形， 仅代表弯晶开始形成，因为在控冷条件下弯晶终了线难以测定。原因是控冷至950°C(或 1000°C,见前面试验方案)时弯晶还来不及完全形成（尤其对于大的冷速）。曲线内同样包含 有y',y'+MC,M6C三个区域，其含义完全同图1。以2°C/分为分界线，冷速小于2°C/分 时，弯晶形成以y'为主，大于2C1分以M6C为主：在2°C/分附近存在一个y'-M。C共同起 作用的区域。 从图3得知，在控冷条件下，y'区所占面积大于M。C区，这与等温条件下截然不同，说 明试验合金（有碳）在控冷下容易获得由y'引起的晶界弯曲。但是，值得强调指出，常用的 控冷速度为2~8°C/分，根据我们的实验结果，这时的为主相是MsC,不是y相。15°C/分 为本合金的形成弯晶的临界冷却速度。，当冷速超过15°C/分，晶界沉淀物(Y'和M。C)都变 得很细小，形核率大，分布致密，从而使晶界迁移失去了驱动力，得不到鸾曲晶界。 控冷过程中取出的若干样品的显微组织见图4。在0.2°C/分缓慢冷却下，晶界上只见到 粗大的y'相，没有发现M6C析出，晶界弯曲完全由y'造成。但在3~15°C/分内，则由M。C 引起弯晶。 用无碳合金进一步做对比性试验，充分证明上述结果的可靠性。在冷速低于2°C/分情况 下，有碳及无碳合金在形成弯晶方面所表现的行为相同，都以y'为主。但当冷速大于2°C/ 分，形成弯晶的情况就完全两样，有碳合金由于晶界上能析出M6C,弯晶很容易形成，而 31

作用 该区 图上 用影阴线标 出 。 由图 看 出 ， 在等温处理条件下 ， 对于试验合金 含有碳 在 。 ‘ 范围内保温 均 可 获得 弯晶 ， 但大 于 犷 或小于 均 得不 到弯晶 。 图 为一组显微组织 照片 ， 以说 明图 、 图 合 全 经 ’ ‘ 到 下列温 度后 的显微 组 织 二一 分 火 〕一 分 ， 一 了 八 分 ， 控冷处理奄舀形成动力举曲线 曲线示 于 图 ， 图上标 出不 同冷却速度 ， 未标 出冷却终止温度 。 曲线为 “ 半 ” 字 形 ， 仅代表 弯晶开始形成 ， 因为在控冷条件下 弯晶 终 了线难以 测定 。 原 因是控 冷 至 或 ， 见 前而试验方案 时弯晶还来不及完全 形成 尤 其对 于大 的冷速 。 曲线 内同样包含 有夕’ ， 夕‘ 十 。 ， 三个 区域 ， 其含义完全 同图 。 以 “ 分为分界线 ， 冷速小 于 分 时 ， 姗形成以 ‘ 为主 ， 大于彝臼分以 为主 ， 在 分 附近存 在一个，产 一 。 。 共 同 起 作 用的区域 。 从图 得知 ， 在控冷条件下 ， 尹 区所占面积大子 。 区 ， 这 与等温条件下截然不 同 ， 说 明试嘛金 有动 在娜礴掀得由，声 引起的晶界弯曲 。 但是 ， 值得强调指 出 ， 常用的 器噪洲黔篡鬓黔戴洲…盆 径冷过程 中取出的若干样品的显微组织见图毓 在 扩 分缓慢 冷却下 ， 晶界上只见 到 粗大的厂相 ， 没有发现 。 析出 ， 晶界弯曲完全 由州 造成 。 但在 分 内 ， 则 由 。 引起 弯晶 。 用无碳 合金进一步做对比性试验 ， 充分 证明上述结果的可 靠性 。 在冷速低千 “ 分情况 下 ， 有碳及 无碳 合金在 形成弯晶方面 所表 现 的行为相同 ， ‘ 都以，‘ 为主 。 但 ‘ 当冷速大 于 ’ 分 ， 形成 弯晶 的情况就完 全两 样 ， 有 碳 合金 由于 晶界上 能析出 。 ， 弯晶 很容 易形成 ， 而

1250 图3控冷处理弯品形成动力学 曲线(A未标出终点)： 1200 符号 冷速（°C1分） 1150 A 0.2 B 1 1100 C 2 1050 D 3 E 5 1000 M C F 10 15 950 G GF 09 100 20030040050 600 时间，分 图4·不同冷速下品界上的组织状态 -1220C14h0.2'C/分→1100.CjAC b-1220*c/4h2C/分→1030：/AC c-1220*C/4a15'/分1000c1AC 小-1220*c/4h20C/分+850*C/Ac 32

图 绘冷处理 有晶形成动力学 曲线 未标出终 点 符号 冷速 。 分 。 已 翻咐 解 “ 匆啤 一 图 ’ 不 同 冷速 下是界 上 的组织伏态 二一 · 色鱼二卫全， ，’ 。 一 · ，， 犷 分， · 八 。 一 · 主旦生世， · 一 · 引、丝叼乡，。 。 ·

无碳合金晶界上只有尺寸较小的y',没有M6C,所以得不到弯晶。请参见图5。 A×600 2'X600 bX5000 b'X5000 图6碳在形成毒盘中的作用(a,一无碳：a',一有碳) 4.a—0,1'C/分 b.b'-3.C分 3.两相式膏晶横婴 图1和图3两类弯晶形成动力学曲线提供了一幅清晰的图象，在晶界上存在两相的场合， 弯晶为主相不是固定不变的，它将随外界条件变化而变化。依照作者们的观点，属于外界条 件的至少应有合金本质及热处理参数。合金本质决定有关相的类型及溶解、析出规律；热处 理参数（如温度、冷速等）决定晶界沉淀相的形核、长大、形态等。如果对合金本质有了充 分认识，又善于运用相变规律知识和合理控制热处理参数，那么就可以比较自由地掌握为主 相，同时，根据对性能的要求，使晶界与晶内强度最佳地结合起来。 这里，关键问题是籍助相变规律、显微组织与力学性能间的依存关系，选择适宜的热处 理参数，令所需为主相在晶界获得发展并形成弯晶，而另一些相受到抑止，以达到调整晶界、 晶内组织状态的目的，从而使合金具有良好的综合性能。 根据以上实验结果及分析，首次提出一个两相式弯晶模型，示于图6。利用此模型可方 便地解释实验中观察到的各种复杂现象。 单 遵循这一新的思路，又选择几种典型的高合金化、中合金化、低合金化镍基变形高温合 金，如GH151、Nim0nic118、3H929、3a617及3H437i等，进一步用两种热处理工艺做 33

无磷合金晶界上只有尺寸较小的夕‘ ， 没有 。 ， 所以得不到 弯晶 请参见图 。 民 口 ‘ 义 图 碳在忿成守 昌申的 作月 一 毯 护 ， － － 护 又 。 ’ 、一无碳 尹， “ 一 有碳 ’ 分 分 两相式有晶模妞 图 和图 两类 弯晶形成动力学 曲线提供 了一幅清晰 的图象 在晶界上存在两相的场 合 ， 弯晶 为主相不是固定不变的 ， 它将随外界条件 变化而变化 。 依照作者们 的观点 ， 属于外界 条 件 的至 少应有合金 本质及热处理参数 。 合金 本质决定有关相 的类型及 溶解 、 析出规律 ， 热处 理参数 如 温度 、 冷速等 决定晶界沉淀 相 的形核 、 长大 、 形态等 。 如果对合金 本质有了充 分 认识 ， 又 善于运 用相变规律知 识和 合理控制热处理参数 ， 那么 就可以 比较 自由地掌握为主 相 ， 同时 ， 根据对性能 的要 求 ， 便晶界与晶 内强 度最佳地结合起来 。 这里 ， 关键 问题是 籍助相变 规律 、 显微组织与力学性能 间的 依存关 系 ， 选择适 宜的热处 理 参数 ， 令所需为主相 在晶界获得发展并形成 弯晶 ， 而 另一些 相 受到抑止 ， 以达到调 整晶界 、 晶 内组织状 态的 目的 ， 从而使合 金具 有良好的综 合性能 。 根据 以 上实验结果及分 析 ， 首次提出一个两相式弯晶 模型 ， 示于图 。 利用此模型 可 方 便地解释 实验 中观察到的各种复杂现 象 。 遵循 这一新的思路 ， 又 选 择几种 典型的高 合金化 、 中合金化 、 低合金化镍墓变 形高温 合 金 ， 如 、 、 。 。 、 。 及 一 等 ， 进一步用两种热处 理 工 艺 傲

弯晶试验（这些合金在晶界上都 原'界位量 存在两种相)，再次证明两相式 最峰品 弯晶模型具有普遍意义。试验结 鼻位量 Y 果归纳在表2中。 表2指出，弯晶为主相在这 些合金上也是可随外界因素变化 而改变，3220-B1 Nimomic118、115、3m929、 3617等均符合这个规律，它们 y+C旺 P 或因大Y'形成弯晶，或因碳化物 （M6C、M23C6)形成弯晶。 但是，应当重视的是，不同合金 由于相的类型、数量、溶解及析 出温度等各不相同（即合金本质 有差异)，倾向形成弯品的为主： 相并不相同。例如，含Nb的高 合金化GH151合金，由于Nb 与相当一部分碳结合生成大量的 NbC,分布于晶内及晶界，这 样，不论控冷处理或等温处理， 一般晶界上只析出少量MC,加 非商醒区 上NbC颗粒对晶界迁移的钉扎 C 作用，就很难由M6C造成晶界弯 曲。这类合金只能在缓冷条件下 ! 依靠晶界大y'析出而获得弯晶。 朝帕 中间 终了 对于Ni monic118合金，鉴 阶段 阶秋 阶段 于其y'溶解温度相当高（约1160 C),而M23CG溶解温度相对低 图6两相式鸡品形成模型 (约1100°C),两者溶解温度差 别较大。因此，Nimonicl18合 金在控冷处理时倾向由大y'引起弯晶。尽管如此，若采用适宜的等温处理工艺，抑止晶界大 y'相生成，但促进M23C6在晶界按所需方式析出，则完全可以得到以M23C6造成的弯晶。显 微组织观察表明，这时晶内组织与晶界组织配合更加合理。 象3437那样一类低合金化合金，y'数量少（约10%），且其溶解温度(870°C)远 低于M23C。的溶解温度(1000°C)。这类合金不易在晶界上获得大y',但却容易析出M23C6。 所以，无论控冷或等温处理，它们总是倾向由M23C:引起晶界弯曲。可是，从原理上拼， 不排除品界大y'产生弯晶的可能性。 综上所述，不同类型合金形成弯品的倾向性为主相各不相同。总的趋势是：合金化程度 愈高(y数量愈多，Y'溶解温度愈高)，y'溶解温度比碳化物溶解温度高出愈多，合金就愈 31

，山五‘ · 布卜 ， 原 ’晶 界位皿 峨终 舀 异位且 弯晶试验 这些合金在晶界上 都 存 在两种相 ， 再次 证明 两相 式 弯晶模型具有普遍意义 。 试验结 果归纳在表 中 。 表 指 出 ， 弯晶为主相 在 这 些 合金上也是可随外界 因素变化 而改 变 ， 一 及 、 、 。 。 、 ” “ 等均 符合 这个 规律 ， 它 们 或 因大厂 形 成弯晶 ， 或 因碳 化物 、 形 成弯晶 。 但 是 ， 应 当重视 的是 ， 不 同合金 由于相 的类 型 、 数 量 、 溶解及析 出温 度等各不 相 同 即 合金 本 质 有 差异 ， 倾 向形 成弯品 的 为 主 一 相并不 相凤 例如 ， 含 的高 合 金 化 合金 ， 由 于 与相 当一部 分碳 结合生成大量的 ， 分 布于 晶 内 及晶 界 ， 这 样 ， 不 论控冷处理或 等温处理 ， 一般晶界上 只析出少 ， 加 上 颗 粒 对晶界迁移的钉 扎 作 用 ， 就很 难由 。 造成晶界弯 曲 。 这类合金 只能在缓冷 条件 下 依靠晶界大夕 析出而获得弯晶 。 对于 合金 ， 鉴 于 其州 溶解温 度相 当高 约 。 ， 而 。 溶解温 度相对 低 约 ， 两者 溶解温 度差 别较大 。 因此 ， 合 脚 ‘… 丫产区 … 尸﹄， 峥夕， · 年 口 · 丫仁 甲几甲奋二‘。 夕 区 护… 。 · 卿 、。 ‘， 丫‘ 区 今 幸 ‘‘奋衣二今百中工名奋 节 娜 非 令 品 盆 初 始 阶段 中 间 阶段 终 了 阶投 图 两 相式弯 份形 成模型 金 在控冷处理时倾 向 由大 产 引起弯晶 。 尽管如 此 ， 若采 用适宜 的等温处 理 工艺 ， 抑止晶界大 夕‘ 相 生成 ， 但促 进 。 在晶 界按所需方式析出 ， 则完全可以 得到以 ， 造成的弯晶 。 显 微组 织 观察表 明 ， 这时晶内组织与晶界组 织配合更 加 合理 。 象 那 样 一 类 低 合金 化合 金 ， 夕‘ 数量 少 约 ， 且其溶解温 度 “ 远 低于 的溶解温 度 “ 。 这类合金不 易在晶 界上获得 大夕‘ ， 但却容 易析 出 。 所以 ， 无论控冷 或等温处理 ， 它们总是倾 向由 。 引起晶界 弯曲 。 可是 ， 从原 理 上 讲 ， 不 排除晶界大州 产生弯晶 的可能性 。 综 上所述 ， 不 同类 型合金 形成弯品的倾 句性 为主相 各不相 同 。 总 的趋势是 合 金化程 度 愈高 夕‘ 数 量愈多 ， 夕‘ 溶解温 度愈 高 ， 夕 ‘ 溶解温 度比碳 化物溶解温 度高出愈 多 ， 合金就愈

Decrease of alloying degree Decrease of effect induced Zigzag G.B.F.by y'phase 器 器 1m/0.04% 商 长 烟 病 长 号 是 082-℃ 品 品 导 9 品 2 和她融帅 T80331e 820-1E gL8PHE 州￥聪制 烟 加 付 ￥ 任如 35

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倾向由Y'引起弯晶。反之亦然。不言而喻，在探讨弯晶形成机制时必须把合金本质作为一个 十分重要的问题加以考虑。 4.等温过程中一段晶界的迁移模型 选择1070°C等温过程作为一段晶界迁移的研究对象，保持时间1~240分，中间不断取出 试样，用金相、电镜、扫描电镜等方法观察从平直晶界转变成弯曲晶界的过程，同时应用化 学相分析测定过程中各相含量的变化“。结果展示于图7~8及表3内。 观察说明，在等温处理过程中，y'总是先于M6C在晶界沉淀出来，如在保持一分钟样品 内几乎到处可见晶界小y'相，但此时晶界不弯曲：与此同时，仅仅在少数品界上发现有尺寸 较小的偏离原晶界走向的M。C碳化物。十分有趣，一日这种碳化物在晶界上沉淀，该处晶界 就随之迁移并形成弯曲晶界（图7，）。碳化物析出过程与晶界迁移过程几乎同步，或者 说，碳化物析出是一段晶界迁移的驱动力。 85000x b2500x 图7合金经1220c/4空冷 ,1070°C保持不同时间后的显徽组织：a一1分：b一120分 0 Y o MC 00布一01内20060的痛的的 17℃保晨时风，分 图8合金在1070~C等温处理时各相含量变化 ·化学相分析工作由许庆若完成 36

倾 向 由，‘ 引起弯晶 。 反之亦然 。 不 言而喻 ， 在探讨弯晶形成机制时必须把 合金本质作为一个 材 十分重要的 问题加 以考虑 。 等通过程中一段 晶界的迁移棋型 选择 。 。 等温过 程作为一段晶界迁 移 的研究对 象 ， 保持时 间 。 分 ， 中间不断取 出 ’ 试样 ， 用金相 、 电镜 、 扫描电镜等方 法观察 从平直晶界转变成弯曲晶界的过 程 ， 同时 应 用化 学相分析测定过程中各相含量 的变化 ， 。 结果展示于 图 及表 内 。 观察说 明 ， 在等温处理过 程 中 ， 夕尸 总是先于 在晶界 沉淀 出来 ， 如 在保持 一分钟样 品 内几乎到处可见晶界小夕‘ 相 ， 但此时晶界不 弯 曲 与此 同时 ， 仅仅 在少数 晶界上 发现 有尺 寸 较小的偏离原 晶界走向的 。 碳化物 。 十分有趣 ， 一 旦这种碳 化物在晶界上 沉淀 ， 该处 晶界 沈随之迁移并形 成弯曲晶界 图 ， 。 碳化物析 出过 程 与晶界迁移过 程 几 乎 同 ‘ 步 ， 或 者 说 ， 碳化物析 出是一段 晶界迁移的驱动力 。 … 。 ， 空冷 ， 。 。 。 ， ， 。 。 。 。 ， 曰 二 。 。 △ 、 八 田 尹含 欲 经 飞 “ ‘ 毛 一 今 ‘ ‘ 七 沐到 ，” 川 ’ 问 ，口 ， ，艺 ，叭 越 ‘ 户每 ， “ 一 刀 ’ ‘ 几 曰 盯 七 保 妞时民 ， 分 图 合金在 ’ 等温处理时 各相含量变 化 化学相分析工 作由许 庆芳完成

表3 M:C及Y基体的化学组成(Wt%) 元素 Ni Al Ti Co Cr Mo W 相 MeC 10.7 一 7.14 7.14 8.93 25.0 41.1 y 46.76 1.77 0.40 21.25 16.23 8.43 5.13 随时间推延，晶界上M6C量不断增多（图7，b;图8），晶界弯曲程度增加。相分析数据 还表明，在1070°C保温的前10分钟，M6C量上升很快，以后析出速度显著变慢。由此得出 一个结论：M6C在晶界的沉淀速度比想象中的快得多。传统观点认为，MC中含有较多的 W、Mo元素，因这些元素的熔点高，扩散系数小，所以析出时间要求较长。可是在弯晶形成 过程中却不是这样。本文作者认为，这与品界处于运动状态密切有关，晶界从平直到弯曲是 一动态过程，在这过程中晶界扫过较大的面积（与静态晶界比），因而有利于元素沿晶界扩散。 表3中给出MsC及Y基体的化学组成，看出MC中含有较多的W、Mo、Ti,当然还有 C,而y中含有较高的Ni、C0、Cr、A1。如此，在晶界碳化物（弯晶）形成过程中，那些碳 化物形成元素W、Mo、Ti、C向MsC沉淀区扩散，而那些非碳化物形成元素Ni.Co、Cr、A1朝 相反方向扩散。由于Ni、Co、Cr、Al的扩散速度一般比W、Mo、Ti,大所以在Ni.Co、 Cπ、A1贫化区留下较多的空位，而在W、Mo、Ti贫化区则留下较少的空位。于是因各元素 扩散速度不同引起了成分浓度差，进而产生空位浓度差，出现空位流和原子流，这又促进位 错攀移运动，产生类似Kirkenda11效应那样的结果一使边界迁移[7]。 我们在弯晶形成过程中确实观察到碳化物周围（弯晶附近）有相当数量的位错存在 (图9)，这在一定程度上为上述推理提供了部分实验依据。在此基础上提出了一个等温条件 下由碳化物析出引起的一段晶界迁移的模型（图10），MC形成元素W,Mo、Ti、C(用M'代 a 30000X 图9弯晶及碳化物周围的位错 u一1070°C/10分 4-1070C/120分 37

表 。 及，签体的化学组成 、 罗 ‘ 芜翁 ， 、 相 一 ‘ 早 侧 一 ， 一 一 硫峨 州 。 。 。 ， 。 口自 ‘ 翻 乙 以 ‘ ， 甸，， 芝 二， 二二 ， ， 勺咤 二 ，，自 号， ， 日， ， 犷 ， 才 飞 竺创匕 ， 翻曰 曰国 曰 ，写 ‘ ，从 ，二 ， 盯 路。 ‘ ‘ 曰 · 一 一 ， ， ， 随时 间推延 ， 晶界 上 量不断增 多 图 ， 图 ， 晶界弯曲程度增加 。 相分 析数 据 还表 明 ， 在 ’ 保温 的前 分钟 ， 量上升 很快 ， 以后 析 出速度显著变慢 。 由此得 出 一个 结论 。 在晶界的沉淀速 度比想象 中的快得多 。 传统观点认为 ， 。 中含有 较 多 的 、 。 元 素 ， 因这些 元素的熔点 高 ， 扩散系数小 ，所以析出时间要 求较长 。 可是在 弯晶形 成 过 程中却不是这样 。 本文作者认为 ， 这 与晶界处于运动状 态密 切有关 ， 晶界从平 直 到 弯曲 是 一动态过 程 ，在这过 程 中晶界扫过较大 的面积 与静态晶界 比 ， 因而有利 于元 素沿晶界扩 散 。 表 中给 出 。 及 夕 基体的化学组成 ， 看 出 。 中含 有较多的 、 、 ， 当 然 还 有 ， 而 夕 中含 有较高 的 、 。 、 、 。 如此 ， 在 晶界碳化物 弯晶 形 成过 程 中 ， 那些 碳 化物形成元素 、 。 、 、 向 沉淀 区扩 散 ， 而那 些非碳 化物形 成元素 、 、 、 朝 相反方 向扩散 。 由于 、 。 、 、 的扩 散速度一般 比 、 。 、 ， 大所以在 、 。 、 、 贫化 区 留下较 多的空位 ， 而 在 、 。 、 贫化 区 则 留下较 少 的空位 。 于是 因各元 素 扩散 速度不 同 引起了成分浓度差 ， 进而 产生空位浓 度差 ， 出现空位流和原 子 流 ， 这又促 进 位 错攀移运动 ， 产生类 似 效应那样的 结果一 使边界迁移 〔 ” 。 我 们在 弯晶形 成过 程 中确实 观察到碳化物周 围 弯 晶附近 有相 当 数 量 的 位 错 存 在 图 ， 这在一 定程 度上 为上述推理提供 了部分实验依据 。 在此基础 上提 出了一个 等温 条件 下 由碳化物析 出引起的一段 晶界迁移 的模型 图 。 形成元素 、 。 、 、 用 ‘ 代 图 弯 晶及碳化物周 围 的位错 。 一 ‘ 分 ，一 ‘ 分

25000X MMo.W.Ti.C M"-Ni.CoCrAL 图10等温处理下(MC区)一段品界迁移的模型 表)向M6C沉淀区扩散，而非（弱）MC形成元素Ni,Co、Cr、A1)用M“代表)沿相反方 向扩散。这个模型不要求碳化物与晶界呈严格的位向关系，如文献[4所要求的那样，它只 要求与原界有一定的偏离和在两碳化物颗粒间晶界及碳化物附近晶界的两侧有不等量的原子 交换。这个模型所提供的碳化物形态与实际观察到的形态吻合得相当好。 M6C长到一定尺寸后，其周围的Y基体成分变得很不稳定，于是发生y→y'转变。我们 在MC周围几乎总是可以见到外貌与M6C相适应的y'相，而这种y'相的生成将进一步提高 晶界的弯曲程度。 四、几点结论 1.等温处理和控冷处理都能使Ni-10Cr-15Co-W-M0-A1-Ti型变形合金获得弯曲晶 界，但等温处理提供的组织状态优于控冷处理组织状态。 2.侧定了两种不同的弯晶形成动力学曲线，它们都包含y'、y'+M。C和M6C三个区域。 弯晶为主相随处理条件而变化。 3.提出了两相式弯晶模型和一段晶界迁移模型，指出了模型具有广泛适应性。 参考文献 [i3 Larson J.M Meta11.Trans.,Vo1.7A(1976)P.1497 [2们苏永安GH220合金弯曲晶界的研究3(1981)北京钢铁学院硕士论文 [3]仲增糖、马培立、陈淦生、张俊明、李凤周、田树森金属学报Vol.19(1983) NO3 P.A214 38

仁 王 图 等温处理下 刀区 一 段 洁界迁移 的模型 从 表 向 沉淀 区扩散 ， 而 非 弱 。 形成元素 、 。 、 、 用 护代表 沿相 反方 向扩 散 。 这 个模型不要 求碳化物与晶界呈严格的位向关 系 ， 如文献〔叼所薯求的那样 ， 它 只 要 求 与原界 有一 定的偏离和 在两碳化物颗粒间晶界及碳 化物附近晶界的两侧有不等量的原子 交换 。 这个模型所提供 的碳化物形态与实际观察到 的形态吻合得相 当好 。 长到一定尺寸后 ， 其周围如，基体成分变得很不稳定 ， 于是发生， ，‘ 转变 。 我 们 在 。 周围 几乎总 是可 以见 外藐与 。 相 适应 的夕‘ 相 ， 而 这种夕‘ 相 的生 成将进 一步提 高 晶界 的弯曲程度 。 四 、 几 点结论 等温 处理和 控冷处理都能使 一 一 。 一 一 。 一 一 型变形 合金 获 得 弯 曲 晶 界 ， 但 等温 处现提供的组织状态优于控冷处理组织状 态 。 测 定 了丙种不 同的 弯晶形 成动 力学 曲线 ， 它们 都包含，‘ 、 少 十 。 和 。 三 个 区域 。 弯晶为主相随 处理条件而 变化 。 提 出了两相式 弯晶模型和一段 晶界 迁移模型 ， 指 出了模 型具 有广泛的适 应性 。 参 考 文 献 仁 七 ， 皿〕 苏 永安 合金弯曲晶界的研究 兜 北京钢铁学 院 硕士 论 文 」仲增 墉 、 马 培立 、 陈 淦生 、 张俊明 、 李凤 周 、 田树森 金 属学 报