GH220合金中碳化物相变规律

D0I:10.13374/j.issn1001053x.1986.s1.004 北京钢铁学院学报 1986年6月 Journal of Beijing University Speciae issue 专辑1 of Iron and Steel Technology 61,1986,6 GH220合金中碳化物相变规律 叶锐曾葛占英孙金贵高良许庆芳 俞同丰 张润岗 (高温合金教研室) (化学中心) (420厂) 摘 要 研究了合金中M6C、M23CB及MC的晶体结构、化学组成、形态、分布及数最，它们的溶解析出 规律及互相转化， 关键词相变、碳化物、时效、形态 Phase Change Rule of Carbides in Superalloy GH220 Ye Ruizeng Ge Zhanying Sun Jingui Gao Liang Xu Qingfang Yu Tongfeng Zhang Rengang Abstract The crystal structures,chemical composition,shapes,distribution and contents of MeC,M23 Ce and MC are studied.And their rules of dissolu- tion,pricipitation and phase transformation each other are researched too. Key words,phase transformation,carbide;ageing;morphology 引 言 对Ni基高温合金中碳化物的研究远不如Y'相深入，原因可能是它们数量较少，有的 化学性质相近，往往难以用物理化学相分析方法将其分离，给定量研究带来了困难。但是并 不能说这些碳化物相不重要。恰恰相反，碳化物的类型、结构、数量、尺寸大小、分布等对 合金的力学性能，尤其是塑性起重大影响。本合金的等温弯晶热处理工艺中，M。C有着巨 大的作用。显然，从各个方面研究碳化物行为及其变化规律，无疑对于自由地掌握一个合金 是十分重要的。 23

年 月 北 京 钢 铁 学 院 学 报 专 辑 沁 ， 嗯乡 合金 中碳化物相变规律 叶锐曾 葛 占英 孙金贵 高 良 俞 同丰 张润岗 高温 合金教 研 室 许庆芳 化 学中心 厂 摘 要 ，口口 研 究 了合 金 中 、 及 的 晶 体结构 、 化 学组成 、 形 态 、 分布及 数量 ， 它 们的溶解析 出 规 律 及 互 相 转 化 。 关键 词 相 变 、 碳 化物 、 时 效 、 形 态 之 夕 。 夕 ” 夕 夕“ 人 叩 习 。 夕 明 ， ， ， 。 ， ， ‘ ， 多 引 言 扁户钾 对 入 基高温 合金 中碳化物的研究远不如 丫 ‘ 相 深 入 ， 原 因可能是 它 们数 量较少 ， 有 的 化学性质相近 ， 往往难 以用 物理化学相 分析方法将其分离 ， 给定 量研究带 来 了困难 。 但是并 不能 说这 些碳 化物相不重要 。 恰恰相 反 ， 碳 化物 的类型 、 结构 、 数量 、 尺 寸 大小 、 分 布等对 合金 的力 学性能 ， 尤其是 塑性起重 大影响 。 本合金 的等温 弯晶热处理工艺 中 ， 。 有着巨 大的作用 。 显 然 ， 从各个方面研究碳 化物行 为及其 变化规律 ， 无 疑对于 自由地掌握 一个合金 是十分重 要 的 。 DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1986．s1．004

1实验方法 选用高、中和低(W、Mo、AI、Ti、V)总量的GH220合金进行不同温度、时间的 长期时效处理，然后应用综合相分析方法，包括金相、电镜、X射线衍射，物理一化学相分 析等，进行碳化物相析出规律的研究。 ·2结果及讨论 在GH220合金中主要存在M。C和MC两种常见碳化物，在C「含量偏高，W、Mo、A1、 Ti含量偏中下限的合金中，在时效一定阶段会出现M23C6,现对三类碳化物分别叙述如 下。 2.1M。C碳化物 由于GH220合金W+Mo含量较高(11~12wt%),而Cr含量较低(10wt%),因 此倾向形成M。C。鉴予M。C是合金中一个极为重要的微量相，它的数量、形态、大小、组 成、分布及其变化规律对合金性能、对弯晶形成等有着举足轻重的影响，所以有必要对它进 行深入的研究，以便正确地利用其变化规律，为改善、提高合金质量而服务。 2.1.1M.C晶体结构 文献C1)指出，GH220合金中M。C相为复杂面心立方结构，点阵常数等于11.140，随 着组成的变化，点阵常数略有波动，但总的变化范围不大。 2.1.2MgC化学组成 在文献2)中深入研究了GH220合金M。C化学组成问题，指出存在着两种类型M。C, 一种为富Ni、Cr、Co的M,C,这在合金中最常见影另一种为贫Ni、Cr、Co的M,C(或 称为富W、Mo的M。C)，这种M。C偶而发现，不多见。两种M。C在化学性质上不尽相 同，因此在化学分离时应予以注意。由于它们点阵常数基本相同，不容易用X射线结构分析 法进行区分。富W、Mo的M。C出现条件尚不清楚，有待进一步探讨。 对轧态、一次固溶、二次固溶、标准热处 自 Voriation :ong 理、1070℃等温弯晶处理850~950℃×0~1500 ●一Avorage vaiue6 0.1 小时长期时效状态下的M,C化学组成等进行 了测定及计算，现将部分数据归纳在表1中， 图1示出M。C组成中各元素原子分数的波动 范围，看出M。C化学组成相对稳定。 0.1 Takada给M。C定名为n碳化物，有三 种组成，都为面心立方，只是M中大小原子比 Mo Cr W Co T 例不同而已，它们.是：n1=A3B3C,n2= Elements 图】M6C化学组成波动范围及平均值 AzB,C,妇=A。B,C,式中A代表过渡族小 Fig.1 Variation range and average 原子半径元素，如Fe、Ni、Co、Cr等，B代 values of Chemical composition of MeC 表过渡族大原子半径元素，如W、Mo。大量 数据统计结果表明，GH220合金中M。C平均 24

实 验 方 法 选用 高 、 中和 低 、 。 、 、 、 总 量 的 合 金 进行不 同温 度 、 时 间的 长期时 效处理 ， 然后 应用综 合相 分析方法 ， 包括 金 相 、 电镜 、 射线衍 射 ， 物理一化 学相 分 析等 ， 进行碳 化物相 析 出规律 的研究 。 … 、 命 结 果 及 讨 论 在 合金 中主要存在 。 和 两种 常见碳 化物 ， 在 含量偏高 ， 、 。 、 狡 含量偏 中下 限 的合金 中 ， 在时 效一定 阶段会 出现 。 ， 现对三类碳 化 物分 别 叙 述 如 下 。 。 碳化物 由于 合金 含量较 高 ， 而 含 量较低 ， 因 此倾 向形成 。 鉴 予 。 是合金 中一个极为重 要 的微 量相 ， 它 的数量 、 形 态 、 大小 、 组 成 、 分布及其 变化规律对合金性能 、 对 弯 晶形成等 有着 举足轻 重 的影响 ， 所以 有必要 对它进 行 深 入 的研究 ， 以便正确地利用其变化规律 ， 为改善 、 提 高合金 质量而 服 务 。 。 。 晶体结 构 文献息 ‘ 〕 指 出 ， “ “ 合金 中 相 为复杂面心立 方结构 ， 点 阵常数等于 · “ 入 ， 随 着组成 的变化 ， 点阵常数略有波 动 ， 但总 的变化范 围不 大 。 门 。 化学组成 在文献〔 〕 中深 入研究 了 合金 。 化学组成 问题 ， 指 出存在着两种 类型 。 ， 一种为富 、 、 。 的 ， 这 在合金 中最常 见 另一种为贫 、 、 。 的 。 或 称为富 、 。 的 ‘ ， 这种 。 偶而发现 ， 不 多见 。 两种 。 在化学性 质上不尽 相 同 ， 因此 在化学分离时 应 予 以注 意 。 由于 它们点 阵常数基本相 同 ， 不 容 易用 射 线结构分析 法进行 区分 。 富 、 。 的 。 出现 条件 尚不清楚 ， 有 待进一步探讨 。 。 几 吕 图 化学组成 波动 范围 及 平 均 值 一 ‘ 对轧 态 、 一次固溶 、 二 次 固溶 、 标准热处 理 、 ℃等温 弯晶处理 ℃ 只 小时 长 期时 效状态下 的 。 化 学组成等进行 了测 定及计算 ， · 现将部分数据 归纳 在表 中 ， 图 示 出 。 组成 中各元 素原子分数 的波 动 范 围 ， 看 出 。 化 学组成相对稳定 。 给 。 定 名为 碳 化物 ， 有三 种组成 ， 都 为面心立方 ， 只是 中大小原子 比 例不 同而 已 ， 它 们 是 ， ， 二 。 ‘ ， 。 。 ， 式 中 代表过渡族小 原子半径元 素 ， 如 、 、 、 等 ， 代 表过渡族 大原子半 径元 素 ， 如 、 。 。 大 量 数据统计结果 表明 ， 合金 中 。 平 均 ︵一口留盆。‘马‘。。目 旧习﹄妇舍 叫绍司习﹄门日。‘如﹄门习。。眨二‘肠‘ ﹄胃︺的喇口盆，边

90.0 80.0 20.0 80.4 8.4 50.0 09 21.0 40.0 2010 fiEE..T 18.0 18.0 15.0 18.2 8.0 .0 ·0 85.2 20:0008.0 61.0 81.0 01.0 15.0 1.0 11.0 5.0 1.2 11.1 1 8 1.0 5.0 1.0 5.0 11.0 91.0 1.0 11.0 11.0 21.0 11.0 品 70-0.0 是 81. 13.0 1.0 81-0 23.0 81.0 8.0 12.0 11.. 61:0 200.0 10 0 220.0 20:0 28.0 23.0 9 20.0 0.0 800 20.0 20.0 呈 81.0 84.0 85.0 26.0 25.2 85.0 8.2 导 2 8 0.0 10.0 80.0 51.0 10.0 0 1.0 10. 80.0 21.0 8 1.0 艺 20.0 8.0 60:4 60.0 20.0 9 31-0 1.0 品 25 PP-.% I'H pJepueis .0L01 L‘Haz8!Z 2 25

﹃材。口 ，洲玲 脚 芝 峭笼， 俏 一祠‘讨。脚﹄‘ 笋月峨 朴盔芝翻阅邢落尸 一︻上尸。‘ 矛 闷阳，嘴 心 山 ’ 它 甘 零 。 工 ’ 习欲 妇公月 卜国 ， ，， 之 】 ‘门 呼 卜， 闷

化学组成式为： (Nio.13Cro.1Coo.14Tio.oeMoo.33Wo.15)sC 因此，属于n1=A,B,C型M。C 2.1.3M。C数量 研究了GH220合金中M。C相溶解析出规律及其在不同状态下含量，以及合金元素对M。C 数量的影响等等，现简述如下。 (1)M。C析出倾向性 研究3)表明，在加热过程中，自1180℃开始晶界颗粒状M。C逐渐溶解，直到1210℃才 完全溶毕，这与文献〔4)所提供的(M。C、M23C6)碳化物在1180℃左右完全溶毕略有差 异。1220℃×4小时空冷后M。C很少析出，晶界干净。本文集P一一上为M。C相析出动力学 曲线(C曲线)。它是在1220℃/4h/空冷后再加热到不同温度并保温不同时间后测得的。 由图看出，在这种情况下，1100℃为M。C析出上限温度，这与等温弯晶形成动力学曲线(5)结 果相一致。两条曲线都说明，不论是固溶后空冷到室温然后再加热，还是固溶后直接空冷到不 同温度保温，M。C都在1100℃附近析出。·显然，与溶解温度相比，M。C析出温度大约 迟滞80~100℃，比Y'迟滞温度大。由上图还看出，M。C在950~1050℃区间析出很快，尤 其在1000℃。图2实验数据进一步证实了这一趋势。 图3为合金经1220℃/4小时/空冷到1070℃保温不同时间后测得的M。C析出量，曲线 进程指出，M。C析出速度相当快，大约在前10~20分钟内大部分M。C相已在晶界上析 出。这与传统观念相矛盾。传统观点是：由于M。C中W、Mo含量较高，而它们的扩散系 数较小，因此，M。C析出过程较缓慢。应当指出，在1070℃保温时，晶界由平直变成弯 曲，即是说，晶界处于运动状态。有人研究了静态晶界和动态晶界上元素扩散情况，表明动 态晶界上元素的扩散系数比静态晶界上的大儿个数量级。这很可能就是M,C能以较快速度 沉淀出来的原因之一。 0.0 0.5 0 0.4f 0.3 ● 汉 0 0.3 0. 呈 0 0.2 0. 0 0 800900100011001200 40 60 120 160 200 240 'Temperature,℃ Hold time at1070℃，min 图2二次圈溶温度与M。C量之间关系 图31070·C保温时间对M6C析出量的影响 (经1220"C/4hr/空+不同温度/4hr/空) Fig.2 MeC content vs second solution Fig.3 MeC content vs hold time at 1070'C temperature (From1220'C/4h/AC+ different temperature/4h/AC) 26

化 学组成 式为 。 ， 。 。 ， ‘ 。 。 。 。 。 。 。 因此 ， 属于 、 二 型 。 乙 数 ‘ ， ， ， 蔽尧孚婉药喜金 中 。 相溶解析 出规律及其 在不 同状态下含 量 ， 以及合 金元素对 数量的影响等等 ， 现 简述 如下 。 。 析 出倾 向性 研究〔 “ 〕 表明 ， 在加 热过程 中 ， 自 ℃ 开始 晶界 颗 粒状 。 逐渐溶 解 ， 直 到 ℃ 才 完 全溶 毕 ， 这 与 文献〔 〕 所提供 的 。 、 。 碳 化物 在 ℃ 左右 完全溶 毕 略有 差 异 。 ℃ 连小时 空 冷后 。 很少析 出 ， 晶界干净 。 本文集 一一 上 为 。 相析 出动 力学 曲线 曲线 。 它 是 在 ℃ 空 冷 后再加 热到 不 同温 度并保温不 同时 间后测 得 的 。 由 图看 出 ， 在这种 情 况下 ， ℃ 为 。 析 出上 限温 度 ， 这 与等 温 弯 晶形成动 力学 曲线〔 〕 结 果相 一致 。 两 条 曲线都说 明 ， 不论是 固溶 后空冷 到室 温 然后 再加 热 ， 还是 固溶 后 直 接空冷到不 同温 度保 温 ， 。 都 在 ℃ 附近 析 出 。 显然 ， 与溶解温 度相 比 ， ‘ 析 出温 度大约 迟 滞 ℃ ， 比 ’ 迟 滞温 度大 。 由上 图还看 出 ， 。 在 一 ℃ 区 间析 出很快 ， 尤 其 在 。 。 ℃ 。 图 实验数据进 一步证实 了这 一趋势 。 图 为合金 经 ℃ 小时 空 冷到 ℃ 保 温不 同时 间后测 得 的 。 析 出量 ， 曲线 进程指 出 ， 。 析 出速 度相 当快 ， 大约在前 分 钟 内大部分 相 已在 晶界上析 出 。 这 与 传统观念相 矛盾 。 传统观点 是 由于 。 中 、 含 量较 高 ， 而 它 们 的扩散系 数较小 ， 因此 ， “ 析 出过 程较缓 慢 。 应 当 指 出 ， 往 。 ‘ 曲 ， 即是说 ， 晶界处于运动 状态 。 有 人研究 了静态 晶界和 动 态 晶界资上坪元叮素扩宁散竺情巴百况 且， 表贡嚣明三动 态 晶界上元素 的 扩散系数比静态 晶界上 的大几 个数 量级 。 这 很可能就 是 。 能 以较快速 度 沉淀 出来 的原因之一 。 …汾 、 ‘ ， 口 呜 了 ， ，一 咯 一飞品一茄 下漏瑞 弓 〕。 ‘ 一 ℃ 图 二 次固溶温度与 量之 间 关 系 经 ’ 八 空 不 同温度 空 尽 ‘ 一 ’ ‘ 魂 。 七 ， 土几 图 保 温时 间 对 析 出量 的 影 响

(2)不同状态下MgC含量 不同状态下M。C含量示于图4，看出一次固溶后残留的M。C已很少，金相观察说 明，此时晶界M。C已全部溶解，仅在晶粒内部还有少量尺寸较大的球状M。C存在。二次 固溶(1050℃/4小时)中M。C迅速析出，达到0.5~0.8%，取决于合金成份及工艺。950℃/2 小时时效对MsC补充析出作用不大。 1.2 0,9 0.6 4 图4不同状态下M6C含量 Fig.4 MoC content under various conditions: 1-轧态1，Rol1 ed state 2一一次固溶2.First solution treatment 3一二次固格3，Second solution treat ment 4一标谁热处理4，Standard heat treat meat 5一苏联实物叶片（使用情况不明）5.USSR blade(service condition w as unknow n) 6-国产原始叶片（经1070°C等温弯晶处理8.0 ur initial blade(after 1070'C zigzag H.T.) 7一同上，经234h台架试车7，Ibid,after34 h engine rig test 8一同上，经450h台架试车8.Ibid,after450 h engine rig test 9一同上，经7o8h台架试车9，Ibid,after:08 h engine rig test 曾对苏联及国产实物叶片，包括台架试车叶片进行了解剖分析，得出M。C含量在0.5 ~0.6%范围波动，试车过程中M。C量未见增加。 (3)合金元素和时效对M。C含量的影响 研究了W、Mo、A1、Ti、V的综合影响。选择6炉不同成份的GH220合金，按W+ Mo+A1+Ti+V.总量将它们划分成三类：第一类含17.0~17.5%；第二类含18.0~ 18.6%,第三类含19.1~19.6%。然后在850、900℃进行长期时效、测定它们的组织变化。 三类合金在900℃时效中M:C量变化示于图5。从图可以清楚看出，高的N+Mo+A1+ Ti+V总量给出较多的M。C,显然，W、Mo等较高有利于M。C沉淀析出。尚须指出，在 W、Mo等总量<18.6%时，随时效时间增加，M。C量不断上升：但当这些元素的总量大于 19%时，900℃，300小时时效后M。C略有下降趋势或保持不变，这与u相析出或部分M。C 转变成4相有关。 不言而喻，合金中C含量也会直接影响到碳化物数量，我们曾炼了一炉“无碳”GH220 合金，没有发现存在任何MC。 图6为直晶及1070℃等温弯晶处理的合金在850~900℃时效中M。C变化情况，850℃ 时效时弯晶合金中M。C量稍低。 在讨论合金元素对GH220中M。C含量的影响时，还应当提到Si的作用。Si不仅可 27

不 同状态下 。 含 量 不 同 状态下 。 含 量示于 图 ， 看 出一次 固溶后 残 留 的 。 已 很少 ， 金 相 观 察 说 明 ， 此时晶界 已 全部溶解 ， 仅在晶粒内部还有少 量尺寸较大的球状 。 存在 。 二 次 固溶 刚 、 时 冲 迅速 析 出 ， 达 到 。 。 一 ，取 决于合金成份及工 艺 。 ℃ 小时时 效 对 补充析出作用 不大 。 白 ， ，上口 · 口 茸 。 图 不同状态 下 含 量 一轧态 ， 一一 次 固溶 一二次固溶 一标 准 热 处理 毛 五 士 口 一刃 、 状 劳 恻 阵「门 、 ‘ 比 用 育 讥 月、 明 户 。 曰 。 。 氏 气 “ 。 一国 产原 始叶片 经 。 ‘ 等温弯 晶处理 王 ’ 一 同上 ， 经 合架试车 ， 一同 上 ， 经 台架试车 ， 一同上 ， 经 台架试 车 ， 亡 艺 七 峡 亡 了 多 曾对苏联及 国产实物叶 片 ， 包括 台架试车叶 片进行 了解剖 分析 ， 得 出 。 含量在 一 范 围波动 ， 试车过程中 。 量未见增加 。 合金元素和时 效对 含量 的影响 研究 了 、 。 、 丸 、 、 、 的综合影响 。 选择 炉不 同成 份的 合金 ， 按 。 干 又 总量将它们划分成三类 第一类 含 · 一 · 第 二 类 含 一 琢 哪 ， 第三类含 · 一 。 然后在 、 一 进行 长期时 效 、 测 定 它们的组织变化 。 三 类合金在 ℃ 时效 中 量变化示于 图 。 从 图可 以清楚看出 ， 高 的 “ 总 量给 出较 多的 。 ， 显然 ， 、 等 较高有利于 。 沉淀析 出 。 尚须指 出 ， 在 、 等总量 · 时 ， 随时效时间增加 ， 量不断上升， 但 当这 些元素的总 量大于 写时 泊。 ℃ ， 小时时 效后 略有下 降趋势或 保 持不 变 ， 这与 ， 相 析出或 部 分 。 转变成 相有 关 。 不言而喻 ， 合金 中 含量也会直接影响到碳化物数量 ， 我们 曾炼 了一炉 一 “ 无碳 ， 合金 ， 没 有发现存在任 何 。 图 为直 晶及 ℃ 等 温弯 晶处理 的合金在 邓 一 ℃时 效中 变化情 况 ， ℃ 时效时 弯晶合金 中 声 量稍低 。 … 在讨论 合金元素对 中 、 含量的影响时 ， 还应当提到 的作用 。 木仅可

2.0 1.6 900C 5 1.2 0.9 .0 0.G 850C 0.5 0-17.0-17,5第 0.3 -StraightO.B.H.T 0-18.0-18.6% -Z152#8G.B.H,T. tm19.1-9.6% 04 030060090012001500 0300G0090012001500 Ageing time ,h (Normal Ageing time ,h (900℃) composition both treatments) (正常成分，两种处理) 图5(W+Mo+A1+Ti+V)总量对时效过程中 图6具有不同品界状态的合金在时效过程 MaC量的影响： 中M6C景的变化 Fig.5 Effect of(W+Mo+AI+Ti+V)sum on MeC Fig.6 Content of MeC vs ageing time content during ageing process in alloy with different G.B.states. 以大大增加M。C含量，而且可以改变碳化物类型，使Mz:C。→M。C,甚至出现M:C'、 M12C等6，？)，因此，在GH220中值得注意Si的研究。 2.1.4M。C形态及尺寸 M。C金相形态取决于许多因素，如合金成份、热处理工艺等，尤其是加热温度、冷速 大小等影响更加显著。通过仔细观察与研究，发现在GH220合金中M。C有以下几种常见 形态：球状（常位于晶内）、颗粒状、长条状或棒状、各种不规则形状，时效中出现针状，尺 寸有大有小，大尺寸M。C宽度为0.5~1.0um,长度可达5~6μm。研究表明，M。C金相 形态与工艺因素密切有关，大致趋势如下： (1)在轧制状态，M。C往往为球形，分布在晶内，见图7。这种M。C一般尺寸较 大，溶解温度较高，并能阻止品粒长大。 (2)在标准热处理状态，M。C主要以颗粒状（链状）分布于晶界，如图8所示，尺寸 较小，在M。C周围常见Y'包复层，这种组织有利于品界强化。如前所述，在标准热处理 时，M。C是在二次固溶加热及保温过程中形成的，由于此时晶界M。C形核率大，颗粒没有 充分长大的机会，·所以尺寸通常较细小，它沿着原晶界分布，晶界由于驱动力太小而得不到 弯曲。· (3)弯晶工艺时，不论是缓冷工艺还是等温工艺，一般趋势是：冷速愈小（或等温温度 愈高)，晶界M。C尺寸就愈大，相应的晶界弯曲程度也愈高；反之，冷速愈大（或等温温 度愈低)，晶界MC尺寸就愈小，相应的晶界弯曲程度就愈低。当冷速大于15℃/分或当 等温温度低于1000℃，由于M。C尺寸很小（或沿原晶界长大），晶界得不到弯曲。 在弯品工艺时，M。C总是以不规则形状析出，且偏离原来晶界位置，造成弯曲晶界 (图9)。这是由于高温下晶界M。C形核率较小，M。C有机会得到充分长大；同时，看 来高温有利于M。C沿基体一定的惯析面析出，从而偏离原晶界并形成不规则形状。研究温 度对碳化物形态和碳化物一晶界析出位向关系的影响显得十分重要，因为不同的碳化物形 28

一一 弘。‘ 毒 荟 护一 。 一 飞 形 咬 一 飞 ， 、 一 飞 ‘ 日 了 田 一 立 已 七 ， 八 吕 人 日 ℃ 塑 。 吕主七立。 ， 飞 七 、 图 。 十 十 总 量对 时 效过 程 中 量 的影 响 正 常成分 ， 两种处理 图 具有不 同晶界状态 的合金在 时 效过 程 中 量 的 变化 。 以大 大增加 。 含 量 ， 而且 可以 改 变碳化 物类 型 ， 使 。 ， 甚 至 出现 。 ‘ 、 ， 等 恤 〕 ， 因此 ， 在 中值得 注 意 的研究 。 门 形态 及 尺寸 。 金 相 形 态取决于 许 多因素 ， 如合金成份 ， 热处理工艺等 ， 尤其是加 热温度 、 冷速 大小等影响 更加 显 著 。 通过 仔细 观 察与研 究 ， 发现在 合 金 中 。 有 以下 几 种 常 见 形 态 球 状 常位于 晶内 、 颗 粒 状 、 长条状或棒状 、 各种 不 规则形 状 ， 时效 中出现针 状 ， 尺 寸有 大有小 ， 大尺 寸 。 宽 度为 一 。 林 ， 长 度可达 卜 。 研究 表 明 ， 。 金相 形 态与工艺 因素密切 有 关 ， 大 致趋势如下 在 轧 制 状态 ， 。 往 往 为球形 ， 分布在 晶 内 ， 见 图 。 这种 。 一 般 尺 寸较 大 ， 溶解温 度较 高 ， 并能阻 止 晶粒长大 。 一 在标 准 热处 理 状态 ， 主要以 颗 粒状 链 状 分布于 晶界 ， 如 图 所示 ， 尺 寸 较小 ， 在 万 。 周 围常 见 ’ 包 复层 ， 这 种组 织 有利于 晶界 强化 。 如前所述 ， 在标准 热处理 时 ， 是在二次固溶加 热及保温过程 中形 成 的 ， 由于此 时 晶界 。 形 核率大 ， 颗粒没 有 充分长大 的机会 ， 一 所 以尺寸通常较细小 ， 它沿着原 晶界分 布 ， 晶界 一 由于驱动力 太小而得不到 弯 曲 。 弯晶工艺 时 ， 不论是缓冷工艺 还是等 温工艺 ， 一般 趋势 是 冷速 愈小 或等温 温 度 愈高 ， 晶界 。 尺 寸就 愈 大 ， 相 应 的晶 界弯 曲程度也愈 高 反 之 ， 冷速愈 大 或等 温温 度愈低 ， 晶界 。 尺 寸就愈小 ， 相 应 的 晶界 弯曲程 度就 愈低 。 当冷速 大于 ℃ 分或当 等 温温 度低于 ℃ ， 由于 。 尺 寸 很 小 或沿 原 晶界长大 ， 晶界得不到弯 曲 。 在 弯 晶工艺 时 ， 。 总 是 以不规则形 状析 出 ， 且 偏离原来 晶界位置 ， 造成 弯 曲 晶 界 图 。 这是 由于 高温下 晶界 。 形 核率较小 ， 。 有机会得 到充分长 大 同时 ， 看 来高温 有利于 。 沿 基体 一定 的惯析面析 出 ， 从而偏离原 晶界并形成不规则形 状 。 研究温 度对碳 化物形态和 碳 化物一 晶界析出位 向关系的影响显得十分重要 ， 因为不同的 碳 化 物 形

态、不同晶界状态（直晶与弯晶），对合金力学性能的作用截然不同。文献〔4,5.8一12)在这 方面有详尽报道。 图10为苏联3I220合金制叶片的金相组织，晶界由M。C引起弯曲。 顺便指出，Mg(3)和Cef13]促使GH220合金中M。C碎化和球化。 以上内容可用表格形式作一简要归纳（表2） 图7轧态合金中球状M6C金相照片 图8标准热处理合金中品界颗粒状M6C, Fig.7 Spherical particles MoC 透射电镜复型照片 in rolled alloy,(light) Fig.8 Particles MoC at'G.B.in alloy after standard H.T.(TEM,replica) 图91070°C等蛋等晶处理合金中不规 图10苏联实物叶片合金中品界不规则 则条状M6C,扫描电镜照片 形状M6C,透射电镜复型照片 Fig.9 Irregular bar MoC in alloy Fig.10 Irregular form M6C at after 1070'C isothermal zigzag (SEM) G.B.in USSR blade(TEM rellica,) 2.2.M23Cs碳化物 关于GH220合金中是否有M2C。相曾存在过一些不同看法，有的研究者认为有M23C6, 有的则认为没有。我们的研究表明14)，M2C。相存在与否首先取决于合金成份，共次 取决于时效温度和时间。若GH220合金中Cr量偏高W、Mo量偏低时，合金倾向形成 M23C6;反之，就不易得到M2C6。在含高，W、Mo、A1、Ti、V的GH220中，不论在何种 条件下，都始终没有M:sC存在。 29

态 、 不同 晶界状态 植晶与弯晶， 对合金力学性能的作用截然不 同 。 文献 执 、 一 ‘ 〕 在这 方面有详 尽报道 。 图 为 苏联 。 合金 制 叶片 的金相组 织 ， 晶界 由 引起 弯曲 。 顺便指 断 呼娜 和 ‘幻 促使 合金 中 碎 化和 球 化 。 以上 内容可用表 格形 式作 一 简要归纳 表 图 轧态 合金 中球 状 金相照 片 是 。 ， 图 标准热处理合 金 中晶界颖 粒状 ， 透 射电镜复型 照片 ‘ 、 士 ， 全 图 。 了。 ’ 等量弯 晶 处理合金中不规 则条 状 ， 扫描电 镜照片 妞 石 图 苏联 实物 叶片合金 中晶界不规 则 形 状 ， 透射 电镜 复型 照片 土 ， 。 碳化物 关于 合金 中是 否有 。 。 相 曾存在过 一些不同着 法 ， 有的研究者 认为有 。 。 ， 有 的则认 为没有 。 我们 的研究 表明〔 卜 。 相 存在与否首先取决于 合 金 成 一 份 ， 共 次 取决于时效温 度和 时 间 。 若 合金 中 量偏高 、 。 量偏低 时 ， 合金倾 向 形 成 厂 。 反 之 ， 就不 易得到 。 。 。 。 在含 高 ， 、 入花。 、 从 认 的 中 ， 不论 在何种 条件下 ， 都 始终 没有 叽 厂 存在 。 一

表2影响M。C形态及尺寸的因素 Table 2 Factors influencing the morphology and size of MeC MaC G.B. State Influence factors Morphology Size Location characteristic Rolled Temperature,stress Spherical:block Larger Within grains StraightG.B. Standard H.T. Heating rate of second Particles Smller At G.B., Ibid solution teat ment like chain Precipitate Cooling rate: Irregular→ Large-→small devited from Zigzag- Slow→fast particle initial G.B OIS straight (on an angle) →precipitate 士 along initial G.B. Irregular- Hold temperature: Large Ibid Ibid High-1ow fine bar or small, particle coarse→fine Cast or More addition of →Spherical -Fine At G.B., w rought Mg and Ce (broken) within grains 图11展示了时效过程中M23Cs量随时间的变化，850℃时大约在300~600小时达到峰 值，以后缓慢下降，在1500小时仍保持一部分M23C6.900℃时M23C6析出较快，在300小时 即达最大值，以后迅速下降和消失。X线衍射结果同样证明这一点14)。因此，在GH220合 金中很可能会发生如下转变： Y—→M23C6 —一→M。C 或(Ni、Cr、Co、W、Mo、C…)-→(Cr、Ni、Co、Mo、W)2aCa→ (Ni、Co、Cr、W、Mo).C 但是，不排斥以下转变的存在： Y+MC-→M23Cs÷Y' M23C6≥M6C 应用化学分离法获得纯的M23C。相（粉术）（图12），在此基础上测定了它的点阵常 数a=10.70~10.74A,测定了能谱图及形态，M2sC6化学组成为 (Cro.7gNio·04C0·sMoo.0gWg.os)23C6 与能谱线吻合很好。 总的来说，GH220合金中M2C。数量不多（不超过0.15%），远少于M。C相。由于它 是以颗粒状存在，至今还未找到它的针状形态，因此，估计它的形成及消失对合金力学性能 不会造成重大影响。 30

表 影响 形态及 尺 寸的 因素 丫 － 奎“ … 一 五 ‘ ‘ “ 一 “ 。 一 ， ，二“ 一 一 ‘ ，“ ‘ · 二 ‘一 宝 ， 王 王 女 。 叭 了 七 工 一 工 一 一多 压 七 廿 认 一 一 呱介 扭 益 曰 ﹃助闷。 的一。毕 亡 曰 一 ， 叶 月工妇月﹄。 口白渭助璐 ， 石 ， 图 展示 丁时效过 程 中 。 量 随 时 间 的变化 ， ℃ 时大 约在 一 小 时达 到峰 ， 以后缓慢下 降 ， 在 小时仍保持 一部分 。 。 。 ℃ 时 。 。 析 出较 快 ， 在 小时 达最 大 值 ， 以后迅 速 一 下降和 消失 。 线衍射结果 同样证 明这 一点 〔“ 〕 。 因此 ， 在 。 合 金 中很 可能会发 生如下转 变 丫－ 。 或 、 、 。－、 、 。 、 … 、 双 。 、 。 、 。 。 、 、 、 、 的 。 但是 ， 不排 斥以下转 变 的存在 丫 十 ‘ 十 丫 厂 。 价 。 应 用 化 学 分离法获 得纯 的 ， 相 粉末 图姗 ， 在此 基础上测定 了它 的点 阵常 数 二 。 一 人 ， 测 定 了能谱 图及形 态 ， 化学组成为 。 ， 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 与能谱线吻 合 很好 。 总 的来说 ， 合金 中 。 。 数 量不 多 不超过 ， 远 少于 相 。 由于它 是 以颗 粒 状 存在 ， 至 今还未 找 到它 的针 状形 态 ， 因此 ， 估计它 的形成及 消失 对合金 力 学性 能 不 会造成重 大影响

Q●850'C5tra1ght2为16z AA 900'C SLroLght Zigzis R0.20 0.15 0.10 0.05 -一0 030060090012001500 Ageing time,h 图11中W,Mo、AI.Ti、VGH220合 图12GH220合金中的M5C6相粉末的 金中M3C6量变化与时效的关系 二次电子象 Fig.11 M23C6 Content vs ageing time in GH220 Fig.12 MC-phase(extractive powder) alloy with middle (W+Mo+Al+Ti+V)sum in GH220 alloy(SEM) 2.3MC碳化物 根据〔1、2)，MC型碳化物为面心立方结构，其点阵常数a=4.321A,其化学组成范 围为 (Ti0,80,BW0180.20M0018~0.23Cr0.05-010)C 或平均组成为（见表1） (Tio.4Wo.17Mop.22Cro.0)C 从化学组成看，MC中主要含Ti,但同样含有不少W、Mo及Cr,一般认为(15)，W、Mo 及Cr的进入TiC中会促使MC分解，换言之，(Ti、W、Mo、Cr)C,远不如TiC稳定， 在长期时效或使用过程中会发生下列反应， Y+MC->MsC+Y Y+MC→M23Ca+Y' 由此观之，MC是合金中一个重要的C源。 GH220合金中MC量在0.05~0.20%范围内波动，从已知数据看，MC量似乎与合金中 W、Mo量有关，当W+Mo量高时，MC量减少（为0.05~0.07%）。 对标准热处理、缓冷工艺及1070℃等温工艺中MC相进行了定量分析，结果示于图13， 由图观之，不论何种热处理工艺，MC量基本维持不变，就是说，MC很少参与热处理过 程。 但是，在850~900℃长期时效过程中MC可以逐步转化为MC(见图14a,b),这样， 随M。C含量增加，由计算所得的MsC中理论C量也随之增加，因此，可以用MsC中理论C 对MC中理论C的比值来表示MC-→M。C的程度，示于图15，时效过程中这一转化是非常显 著的，900℃效应大于850℃。 对表3中数据作了进一步处理，得出时效过程中C在Y一MC一M。C之间的分配图，见图 16,不难得出，M。C增多并不全由MC转化而来，固溶体基体Y中碳量也在不断减少，因 此，MC-→M。C和Y→M。C(即从Y基体中沉淀出MsC)都是可行的。文献[17一p.365中也 31

一 。 · · · 一 二 招 一 吞 二 石乞 比 ，乙生 次。‘ 渭二 七 ， 图 中 、 仇 工 、 、 。 合 金 中 邵 量 变化 与 时效的关 系 图 里星 亡五 士 全 创 。 十 十 。 孟 幻。 合金 中的 相 粉末 的 二次 电 子 象 一 么 了 工 丁 碳化物 根据 〔 、 〕 ， 型碳 化物为面心立方结构 ， 其点 阵常数 如 入 ， 其化 学组成 范 围 为 。 。 。 。 ， 。 。 。 。 ， 。 。 。 。 。 。 ， 。 或平 均组成 为 见 表 。 。 ， 。 。 。 。 从化 学组成看 ， 件中主要 含 ， 但 同 样含 有不 少 、 及 ， 一般认为 〕 ， 、 。 及 的进 入 中会促使 分解 ， 换言之 ， 、 、 。 、 ， 远不如 稳 定 ， 在长期 时效或使用过程 中会发 生下列反 应 ， 丫 ， ， 丫 一 士 。 丫 ’ 由此观 之 ， 是 合金 中一个重 要 的 源 。 合金 中 量在。 一 范围内波动 ， 从 已知数据看 ， 量似乎与合金 中 、 。 量有关 ， 当 。 量 高时 ， 量减少 为 一 。 对标谁 热处理 、 缓冷工艺及 ℃ 等温工艺 中 相进行 了定 量分析 ， 结果 示于 图 ， 由图观 之 ， 不论何种热处理工 艺 ， 量基本维持不 变 ， 就是 说 ， 很少参与热 处 理过 程 。 但是 ， 在 ℃ 长期时效过程中 可以逐步转化 为 。 见 图 ， ， 这 样 ， 随 。 含量增加 ， 由计算所得 的 。 中理论 量也随之增加 ， 因此 ， 可以用 。 中理论 对 中理论 的比值来表示 少 。 的程度 ， 示于 图 ， 时效过程 中这一转化是非 常显 著的 ， ℃ 效应 大于 ℃ 。 对 表 中数据作 了进一步处理 ， 得 出时效过程 中 在 丫 一 一 。 之 间的分配 图 ，见 图 ， 不难 得 出 ， 。 增多并不 全 由 转 化而来 ， 固溶 体基体 中碳 量也在不 断减 少 ， 因 此 ， ， 。 和 丫” 。 即从丫 基体 中沉淀 出 。 都是 可行 的 。 文献 〔 一 〕 中也

0.2 0.1 2 1234 50 6动12018020 First solution treatment Cooling rate C/min Hold time at 1070C,min 2 Second golution treatment 3 Standard treatment 图13经不同处理的GH220合金中MC量变化 Fig.13 Change of MC content in GH220 alloy after various heat treatmu a一标准热处理，b一缓冷工艺；c一1070“C等温工艺 a-Standard H.T.b-Slow cooling H.T.c-Isother mal H.T. 2.0 900℃ 2.0 W+Mo+A1+T1+V=17.90% 900e W+Mo+A1+Ti+V=17.45% 号 1.5 0 1.5 兰 1.0 1.0 0 0.5 0 0.5 0.20t 0,15 0.15 00.10 0.05 0.05 030060090012001500 30060090012001500 Ageing time,h Ageing time,h (a) (b) 图14时效过程中MC一M6C的变化 Fig.14 Change of MC-M6C contents in ageing process 2.5 a b 2-0 900℃， 9004-4 1.5 1.0 850℃ 850℃ 0 0 0.5 0 30060090012001500 0 30060090012031503 Ageing time,h Ageing time,' 图15时效过程中MC+M6C转化趋势a)标准处理b)等温处理 Fig.15 Trend of MC-M6C transformation in ageing process. a-Standard H.T.;b-Isothermal zigzag G.B.H.T

乙 草事 卡招子井 八自刁上 自 次‘ 决 月妙 ‘ 、 石 匀 心 “ 呼 梦 “ 七 ‘ “ “ “ 。 。 主 名 日 七曰 ℃ 。 上 七 毛 毛 几 毛 七 七 ， 口 几 名七合 叹 迁 七 七 图 经 不 同处理 的 合金 中 量变 化 任， ‘ ， 、 一标 准热处理 一缓冷工艺 。 一 工。 了。 ’ 等温工艺 一 而 「 一 坛 一 ℃ 一 十 二 存多 ‘ 升才一甲 一 闪卜权 ℃ 十 十 十 二 。 。 另 次 次 口 茸 。 署 。 又 一 ‘ 又一 父 目 呱 ‘土占，且 勺﹄﹄ 刻甘 口属 次 ‘ 渭 诊 · 及 扭 ， 件 ， 图 时 效 过程中 一 的 变化 一 且 丁 一 侧 一 七 ‘ ， ， “ 一 连 。 ℃ 令 ，夕 尹 女尸 二‘ ， 了 。 ℃ 二。 。不号 户 钾 主 七 。 ， 。 。 。 。 此 加 桩咖 户 图 时 效 过 程 中 、 转化趋势 标 准 处理 等温处 理 一 一 一 卜