D0I:10.13374/j.issn1001-053x.1982.s1.009 北京钢铁学院学报 1982年增刊2 在10Cr一15Co一Ni基高温合金中 弯曲晶界形成的研究 北京辆铁学院高温合全教研室 徐志超叶锐曾王迪幕占英 三机部四二○厂治金处 张润岗前同丰幸力加 摘 要 本文研究了热处理因素对W+Mo含量达12%的10Cr一15C0一Ni基高温合全弯曲品水 形成的彩响。指出在固溶处理后以1一10℃/分冷却和固溶处理后空冷至1020一1130℃并在 这一没度范围保湿一定时间均可获得弯曲晶界。 在弯曲品界上同时并存有参与热处理过程的两种性质不同的r'和MbC型碳化物相，MbC 型碳化物的生核并迅速长大是该类型合金引起品界弯曲的主导因素，这一观点与传统的看法 即在高合金化Ni基合金中r'相的不连续沉淀引起品界弯曲是戴然不同的。 同时提出了在该类型合金中弯曲品界形成的樸型以及讨论了弯曲晶界形成的机理。 一、前 言 仅用热处理的方法在10Cr一15Co一Ni基高温合金中获得弯曲晶界与晶内Y'相合理的析 出状态相配合，显著地改善该合金的高温强度和塑性指标，文献1已做了详尽报导。 至于在高温合金中弯曲晶界的形成因素，并没有一篇文章作出过概括性的棕合报导。说 明迄今为止，人们仍在做这方面的探索工作。用固溶处理后缓冷的方法已成为多数N基高 温合金获得弯曲晶界的一般方法，在固溶处理后的缓冷过程中晶界相的沉淀和长大导致弯曲 晶界的形成。在仅有碳化物参与热处理过程的不锈：耐热钢及碳化物溶解温度远高于Y'相溶 解温度的低合金化的Ni基合金中，碳化物引起晶界弯曲已无可置疑[2.3.4.5.6]。诸如像 Nimomic115【7)GH118r8]这种高合金化的Ni基合金，由于Y'相的溶解温度远高于M2sC6 型碳化物的溶解温度，文款【91指出在GH118合金中两者相差近80℃，Y'相在晶界的不均匀 沉淀是造成晶界弯曲的主导因素。而对于W+Mo高达12%的10Cr一15Co一Ni基合金而言， Y'相和M6C型碳化物相的溶解温度相近，后者仅比前者高20℃，在这种条件下是什么相促成 弯晶的形成，以前未见有文献报导。直到最近才见到两种不相一致的看法，文献1]沿习了 高合金化Ni基合金中晶界Y'相引起晶界弯曲的看法。文献【11]则认为在该合金中晶界Y'和 M。C型碳化物共同对弯曲晶界的形成起主导作用。 78一
北 京 铜 铁 学 院 学 报 1 9 82年 增刊 2 在 1OC r 一 1SC o 一N i基高温合金中 弯曲晶界形成的研究 北 京钢 铁 学院 高温 合金教 研 室 三 机 部四 二 O 厂 冶 金处 徐志超 叶 锐 , 王 边 蕊 占英 张润 肖 禽同丰 李力 加 摘 要 本 文研 究 了 热处 理 因素对 W 十 M 。 含量 达 12 % 的 l o C r一 1 5 C 。 一 iN 基 高温合 金 弯曲 晶 界 形成 的影响 。 指 出在 固 溶处理 后 以 1一 10 ℃ /分冷 却和 固 溶处 理 后 空 冷至 1 0 2 0一 1 1 3 0 ℃ 并在 这一 温度 范围保 温 一 定 时间均 可 获得 弯曲 晶界 。 在 考曲 晶界 上 同时 并存 有参与 热处 理 过 程的 两 种 性质 不 同的 r ` 和 M b C型碳 化物 相 , M b C 型谈 化物 的 生核 并迅速 长 大 是该 类 型合金 引起 晶界育曲 的主 导 因 素 , 这一 观点 与传统 的 看法 即在 高合 金化 N i 基合 金 中r ` 相 的 不连 续 沉 淀 引起 晶界 弯曲 是截 然不 同的 。 同时提 出 了 在该 类 型合金 中弯曲 晶 界 形成 的模 型以 及 讨论 了 弯曲 晶界 形成 的 机理 。 一 、 前 - J一 西 仅 用 热处理的 方法在l o C r一 1 5 C 。 一iN 基高温合金 中获得 弯 曲晶界与晶 内训 相 合理的 析 出状态相配合 , 显著地改善该合 金的 高温 强度和塑性指标 , 文献川已做了详尽报导 。 至 于在高温 合金 中弯 曲晶界的 形成 因素 , 并没有一篇文章作出过概括性的综合报 导 。 说 明 迄今为止 , 人们 仍在做这方面的探素 工作 。 用 固溶处理后缓冷 的 方法已 成为 多数 iN 基高 温 合金获得 弯 曲晶界的一 般方法 , 在固溶处理后的 缓冷过程中晶界相的沉淀 和长大 导致弯曲 晶界的形成 。 在仅有碳 化物参 与热处理过程的 不锈三耐 热 钢及碳化物溶解温度远 高于丫 / 相 溶 解温度的低 合金化的 N i基合 金 中 , 碳化物弓I起 晶界弯 曲 已 无 可置疑 2[ . 3 . 4 . 5 . 61 。 诸如像 N i m o 二 i e 1 1 5 〔 7 ] G H l l s 〔“ ’ 这 种 高合金 化的 N i基合金 , 由于丫` 相的 溶解 温度远 高于 M : 。 C 6 型碳化物的溶解温 度 , 文 献 [ , 1指 出在 G H l l8 合金 中两 者相 差近 80 ℃ , 丫矛 相 在 晶界的 不均 匀 沉淀是造成晶界弯 曲的 主导 因素 。 而对 于W 十 M 。 高达 12 % 的 10 C r一 1 5 C 。 一N i基 合金而 言 , 丫` 相和M 6 C型碳化物相的 溶解温度相近 , 后者 仅比前者高20 ℃ , 在这 种条件下是什么相促 成 弯晶的形成 , 以前未 见有文献报导 。 直到最近才见到两种不相一致 的看法 , 文献 〔` 。 ’ 沿 习 了 高合金 化N i基合 金 中晶界训 相引起 晶界 弯曲 的 看法 。 文献 “ ` ] 则认为在该合金 中晶界洲和 M 。 C型碳化物 共同对 弯曲晶界的 形成起主导作用 。 一 , 8 一 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 1982. s1. 009
可见，对10Cr一15Co一Ni基高温合金以及这种类型合金弯曲晶界的成因尚不清楚，这 将牵涉到该类型合金中合金元素的控制，热处理参数的制订以及如何获得最佳性能。因而研 究该合金弯曲晶界的形成原因具有重要意义，这也正是本文研究的目的。 二、试验方法 试验用料为双真空冶炼，经包套热轧成必32mm棒材，其标准成分如表1所列。 表1 10cr一15co一Ni基合金正常化学成分（重量%） C Cr W Mo Al Ti Co B Mg Ni 0.05 10 5.65.8 43 2.45 0.3 15 0.02 0.003 基 为便于对比，在不改变其它化学成分的前提下，有意不配碳，用上述同样工艺炼制了一 炉所谓“无碳”合金。 采用如下三种热处理工艺研究热处理因素对该合金弯曲晶界形成的影响： (1)1220℃/4小时/空冷+1050℃/4小时/空冷+950℃/2小时/空冷 (2)1220℃/4小时1一15℃/分→1050℃/空冷+950℃/2小时/空冷 (3)1220℃/4小时空冷，→1000-1130℃/2.5小时/空冷+950℃/2小时/空冷 为便于直观比较合金晶界析出相，用以下两种着色腐蚀方法： (1)HzO2+NH,OH各50%化浸。Y'相不显示，碳化物相变成黑色。 (2)CuC125g,盐酸100n1,酒精100m1,水100m1,化浸。Y'相受蚀显示黑色，碳化 物不受腐蚀显示白色。 除金相观察外，还用电镜、扫描电镜，EDAX能谱分析仪、X线及电子衍射观察和研究 了组织结构的变化。 三、试验结果和分析 1,热处理因素对10Cr一15C0一Ni基高温合金弯曲晶界形成的影响 采用该合金常用的标准热处理工艺（即1220℃/4小时/空冷+1050℃/4小时/空冷+ 950℃/2小时/空冷)，晶界呈现平直状态不弯曲，晶界相沿晶界面长大（图1） 用1220℃/4小时固溶处理后缓冷的方法，当冷速控制在1一10℃/分时，都可获得弯曲 晶界，弯曲晶界的弯曲度受冷速的影响很大，若以弯曲晶界上两波点之间的距离为波长入， 以h为振幅，以h/入的比值对冷速作图的话（图2），可见以3℃/分的冷速晶界弯曲最好（图 3)。随冷速增加晶界弯曲程度下降，10℃/分的冷速，晶界弯曲的程度已很小（图）。 果用固溶处理后空冷至某一温度再保温的工艺，简称等温工艺。这一工艺达到了固溶处 一79-
可见 , 对 I O C r 一巧 C 。 一N i 基 高温合金 以 及这种 类型 合金 弯曲晶界的 成 因 尚不清 箱 , 这 将牵涉 到该类 烈含金中合金 元素的控制 , 热 处理参数的制订以 及 如何获得最佳 性能 。 ’ 因而研 究该 合金 弯 曲晶界 的形 成原因具 有重 要意 义 , 这 也正是 本文研究的 目的 。 二 、 试验方法 试验用料 为双 真 空冶炼 , 经 包套 热轧成 万 32 m m 棒材 , 其标准 成分如 表 1 所 列 。 表 1 I O c r一 1 5 。 。 一 iN 基合 金 正常 化学 成分 ( 重 量 % ) C o 入1 9 . . . . . . . . . . . . . . . . C C , W M o A l ,r ; V 广 n R \呀2 N i 0 . 0 5 1 0 5 . 6 5 . 5 4 , 3 2 . 4 5 0 . 3 1 5 0 . 0 2 0 . 0 0 3 基 为便于对比 , 在不改 变其它 化学成分的前提下 , 有意不 配碳 , 用 L述 同样工 艺炼制 了一 炉所谓 “ 无碳 ” 合 金 。 采 用如 下三种热处理工艺 研究热处理因素对该 合金弯 曲晶界形 成的 影响 : ( l ) 1 2 2 0 ℃ / 4小时 /空冷 + 2 0 5 0 ℃ / 4小时 /空冷 + 9 5 0 ℃ / 2小时 /空 冷 ( 2 ) 2 2 2 0 ℃ / 4小时 七二1丝 份 , 2 0 5 0℃ z空冷 十 。 5 0℃ / 2小时 /空冷 ( 3 ) 1 2 2 0℃ 2 4小时空查, 1 0 0 0一 1 1 3 0℃ 2 2 . 5小时 z空 冷 十 。 5 0℃ 2 2小时 z空冷 为便于直观比较合金 晶界析出相 , 用 以下 两种着色腐蚀方法 : ( 1) H : O : + N H : O H各 50 % 化浸 。 丫` 相不显 示 , 碳化物相变成黑色 。 ( 2 ) C o C I : 5 9 , 盐酸 1 0 0 , l , 酒精 l o o m l , 水l o o m l , 化浸 。 Y ` 相受 蚀 显示黑 色 , 碳 化 物不受腐蚀显示 白色 。 除金 相 观 察外 , 还 用 电镜 、 扫 描电镜 , E D A X 能 谱分 析仪 、 X 线 及电子 衍射观察和研究 了组织 结构的 变化 。 三 、 试验结果和分析 1 . 热处理 因紊对 I Ocr 一 1 5 C 。 一 N 毛荟高沮合金 庵曲 . 界形成 的影响 采用 该合金常用 的标准 热 处 理 工 艺 ( 即 1 2 20 ℃ / 4小时 /空冷 + 1 0 5 。℃ / 4小 时 /空 冷 + 95 0 ℃ / 2 小时 /空冷 ) , 晶界呈现平直状态不弯曲 , 晶界相沿晶界面长大 ( 图 1) 用 1 2 2 。 ℃ / 4小时固溶处理后缓冷的方法 , 当冷速控制在 1一10 ℃ / 分 时 , 都可获得 弯曲 晶界 , 弯 曲晶界的弯曲度受冷速的影响很大 , 若以 弯曲晶界上两波 点之间的距离 为波长入 , 以h 为振幅 , 以h /入的比值对冷速 作图的 话 ( 图 2) , 可 见以 3 ℃ /分的 冷速晶界弯曲最 好 ( 图 3 ) 。 随冷速增加 晶界弯 曲程度下降 , 10 ℃ /分的冷速 , 晶界弯 曲的 程度已很小 ( 图 ,) 。 采用固溶处理后空冷至 某一沮度再保温的 工艺 , 简称 等温 工艺 。 这 一工艺达到了 固溶处 一 7 9 一
(a) X800 (b) ×5000 用1.10Cr一15(0一Ni著合金经1220℃/4小时/空冷+1050℃/4小时/空怜+950℃/2小时/空冷后的组朗 理后缓冷工艺的同样效果。当等温温度在1020一1120 ℃之间保温0.5一2.5小时时，均可获得弯曲晶界，过 0.35 h 高的等温温度使晶界析出物过大，晶界变宽、晶内Y'· 相呈梅花状（图5），等温温度低至1000℃时，根本 0.25 得不到弯曲晶界（图6）。在1070℃等温获得了良好的 0.15 弯曲品界，晶内组织也较理想（图7）。 用第二种腐蚀剂化浸，可看到两种相参与了热处 0.05 理过程，并存于晶界，共同描绘了晶界弯曲的形象 13579111315 (图8)。经X线、电子衍射和EDAX能谱分析图8a中 冷速（℃/分） A、B两点的成分证明，呈现白色的析出相为点阵常 出2，固溶处理后的缓冷速度对 数a≈11.26的MbC型碳化物，黑色的析出相为Y'相。 品界弯曲程度的影响 (a) ×500 (b) ×7500 图3.10C:-15C0-Ni著合金经1220℃4小时3C/分→1050℃+950℃/2小时/空冷处更后的组织 不同热处理工艺因素对晶内γ'相形状，大小、分布都有极为明显的影响，从而影响晶内 和晶界强度的配合并决定了合金的性能，这里不再赞述。 2、M6C绿豪化物对1Cr一15C0一Ni葛合金青面品鼻形虚的吏导作用 既然参与热处理、并存和共同勾画了弯曲晶界形象的是两种性质不同的Y'和MC型碳 化物相，那么哪个相对弯曲晶票的形成起主导作用，还是性质不同的两种相共同起作用，将 是个十分重要的问题，因为它幸涉到在高W、M的N基合金中弯脚晶界彩成的机制，合金 -80-
( a ) x 8 0 0 ( b ) 5 x 00 0 1 图 . C 宜。 r 5 1 ( 一 ~ 1 荃 合 金 经 。℃ i N 2 2 / c + 4 / 小 时 空 冲 S O O I / 5 + 4 / 小 时 空 冷 9 / 。 ℃ 小时 2 / 空 冷后 的组 织 理后缓冷 工艺的 同 样效果 。 1 1 1 当等温 温度 在 。一 0 0 2 2 ℃ 之间 保温 0 . 5 一 2 . 5 小时时 , 均 可获得弯曲晶界 , 过 高 的等 温温 度使 晶界 析出物 过 大 , 晶界变 宽 、 晶内 Y 尸 · 相 呈梅 花状 ( 图 5 ) , 等 温温 度低至 10 0 0 ℃ 时 , 根 本 得不到 弯曲 晶界 ( 图 6) 。 在1 0 7 。℃ 等温获得 了 良好的 弯 曲晶界 , 晶内组 织 也较 理想 ( 图 7) 。 用 第二种腐蚀 剂 化浸 , 可 看到两 种相 参与了热处 理过程 , 并存 于晶界 , 共 同描绘 了 晶界弯曲的 形 象 ( 图 8 ) 。 经 X 线 、 电子 衍射和 E D A X 能谱 分析图 a8 中 人 、 ` B 两 点的成分 证 明 , 呈现 白色的析 出相为点阵常 数a 、 1 1 . 26 的 M b C 型 碳 化物 , 黑色的析出相为Y 尹相 。 佗 0 . 3 5 门 , 、 、 创 赵 认 2 5 望 组 二 . _ 、 、 U . 1 合 嗯里 能 ` 二 O 肠 . 1 3 5 7 9 1 1 1 3 1 5 冷述 ( ℃ /分 ) 图 2 . 固 溶 处理 后 的级 冷邃度 对 晶 界 夸曲 程度 的形 晌 X 5 0 0 X 7 5 0 0 田 3 . : oc r 一: s c ~ N 堪合 金 经 ,匆。℃ 4/ 小时 旦卫生 一 10 50 ℃ +9 50 创 2 ,J 、 时超 冷处 理 后 的 组 织 不 同热处理工艺因素对 晶 内丫 ` 相形状 , 大 小 、 分布都 有极 为明 显的 影响 , 从而影响 晶内 和 晶界强度的 配合并决定 了合 金的 性能 , 这 里不再赞述 。 2 、 M. C举麟化 钧对.1 c r ~ 1 .c 。 ` Nl ` t 盘 … 界 形班的 主. 作 肠 既然参与热处理 、 并存和共同 勾画 了弯曲晶界形象的是两种性质不 同 的 一 ` 和M 。 C 型碳 化物相 , 那么 哪个相对 奄曲盈界的形成起主导作甩 还是性质不同的两种相共同起作用 , 将 是 , 个十 分重 要的 问题 , 因为它奉涉到在高W 、 M 。的 N i墓 合金 中弯 曲 晶界 形 成的 机制 , 合金 一 8 0 - 一
(a) ×500 (b) ×7500 阳4.1oC,-16C0-N灯蓝合金题120C/4小时10C/分-106c+50C/2小时7空神处夏暗的积 (a)品内 ×5000 (b)晶界 ×5000 图5.10C,-15C0一N1著合金经1220℃/4小时空-1130℃/2.5小时/空神+950℃/2小时/空冷处夏后的组机 元素的控制，热处理工艺参数的制订以及如何获 得最佳性能等一系列问题。企图从已经并存于晶 界然后证明哪个相对晶界弯曲起主导作用，就试 验方法说来也是困难的，为此我们想从根本上研 究这一问题。在不改变其它成分的前提下，有意不 配碳，炼制了一炉所谓“无碳”的10Cr一15Co一 Ni基合金（原材料带入的碳不超过0.015%）。 然后将所谓“无碳”合金和含碳的正常成分的合 金在同一热处理炉中，采用如下工艺一同进行处 =X5000 图6.10Cr一15Co一N1基合金经1220C/4小时 理，具体工艺为：1220℃/4小附3℃/分1100℃ 空冷1000C/0.5小时/空冷+950℃/2小时/空处 +1050℃/4小时/空冷+950℃/2小时/空冷（同 理后的组织。 文献【1]的工艺)。组织观察结果见图9。 比较图9a.b两种晶界组织状态可见，所谓“无碳”合金的晶界确实没设呈白色的M6C型 碳化物。呈黑色的Y'相以颗粒状于晶界两侧析出，比晶内的Y'尺寸大，晶界无明显弯曲形 状，足以证明，在10Cr一15C0一Ni基合金中晶界Y'相的不连续析出并不引起晶界弯曲。在 同样热处理条件下，含碳的正常成分合金的晶界确呈弯曲状态。白色棒条状的MC型碳化物 -81-
, ’ 史象于
(a) ×500 (b) ×5000 图7.10C-15C一-N1基合金经1220C/4小时空冷-1070c/2.5小时/室冷+950C/2小时/空冷处理后的组织 (a) ×5000 1895EC 489SE0 Bt/S 525e854528Ey/CM 28EV/CH Ni M。Cy 2 6 84 e8 2 6 FDAX (b)A点成分分析 (c)B点成分分析 图8,10Cr一15c0一N著合金经1220℃/4小时室冷1070℃2.5小时/空冷+930c/2小时/空冷处理 后的试样经第二种育烛剂化漫的二次电子像及品界所出相的皮分分析， 一82一
尹甲护“ ” ` 卜 各 甲 寸 f 、 、 祀 , 一 诊 , 补 碑飞、 和 J , . . 户六 二 护 、 、 , 7 性 、 沪 ` 了 J 川 产 、 ` 才 “ 户 ( a ) 又 3 0 0 ( b ) _ _ . _ , . _ _ _ _ _ ` 空 冷 图 了 。 I O t r 一1 5 咳 一 一 、 ` 基 合 金 经 t 2 2 O U / 4 小 时 弓 I O7 O U / Z 。 5 小 河 Z 资 伶 十 沙沁 U / 乙 小 义 5 0 0 0 时 / 空 冷 处 理 后 的组 织 ( a ) X 5 0 00 ( b ) A 点 成 分 分 析 阳 8 一 o C r一 S C o 一N l 墓 合金 经 夕 ( C ) 日点 成 分 分 析 . 本 冷 1 2 2 0 ℃ / 4 小时 一 尹 1 0 7 0 ℃ / 2 . 5 小 时 / 空 冷 + 9 5 0 ℃ / 2 小时 / 吧艺冷 处 理 后 的 试样经 第二 种 庸 蚀 剂 化 漫 的二 次 电子 像 及 晶 界 析 出 相 的 成 分 分 析 . 一 82 一
(a)“无碳”合金 ×5000 (b)正常成分合金 ×2500 图9无碳”的和正常皮分的10Cr-15Co一Nr基合金经1220℃/4小时3C/分-1100℃/空冷+1050C/ 4小时/空冷+950℃/2小时/空冷处理后品界组织状态的比较（霄散射电干像） 在沿特定方向向晶内生长的过程中，伴随了局部晶界的同步迁移，由于MC型碳化物的析出 造成晶界附近成分的变化，以及晶界已伴随碳化物进行了局部迁移，这就促使晶界Y'相的 析出和必须沿已弯曲的晶界和碳化物的边界这些新的界面长大，因为这些新的非共格界面有 利于晶界Y'相的生长，从形象上看好象是两个相共同描绘了弯曲晶界，但从本质上看绝非如 此。从图9(b)还可看到，当晶界MC型碳化物只沿原晶界面长大，而不是以特定方向向晶 内伸展时晶界并不弯曲，在无碳化物析出的局部晶界上，晶界Y‘相仍以颗粒状存在，晶界也 不明显弯曲。由此可见，在W、Mo含量较高的10Cr一15Co一Ni基高温合金中，Y'相和MbC 型碳化物溶解温度相差较少的条件下，MC型碳化物是引起弯曲晶界形成的主要因素。这与 传统的看法认为高合金化的N基合金中晶界γ'相引起晶界弯曲有着根本的不同。因此，由 于碳化物相控制着弯曲晶界形成的机制，在这种类型的合金中控制碳化物形成元素，研究适 应这种类型合金的热处理工艺，既保证碳化物的良好析出状态促成弯曲度适宜的弯曲晶界， 又使晶内Y'相的析出合理(Y'相的数量、大小、形态、分布合理)，使得晶内和晶界强度得到 良好配合，稳定地改善合金的综合性能，这显然是十分必要的。正是出于这样的研究结果， 文献【11才对10Cr一15Co一Ni基合金提出了新的热处理工艺。 3,弯曲晶界形成动力学的研究 在证实了MC型碳化物是促成10Cr一 15Co一Ni基合金弯曲晶界形成的主导因素 后，来研究弯曲晶界的形成过程，可以了解 弯曲晶界形成的初始情况。采用1220℃/4小 时转炉+1070℃/1、5、10、30、60、120、 240分空冷处理。图10是从1220℃转炉至 1070℃仅保温1分钟的组织观察结果。可见， 从1220转炉至1070℃仅保温1分钟的过程中 Y'相已经在晶界较多地生核，并以颗粒状显 ×5000 示于晶界上，此时晶界并不弯曲。晶界上局 田10.10Cr一15Co一Ni基合金经1220℃/4小时 部碳偏析的地方，在1070℃等温的短时间内 转护-1070℃/1分/空冷处哪后的组飘(12) 也已生核，一开始就向晶内特定方向长大， 一83一
i奥4 袱麟渔魏熟魏粼 l翼蘸黎鬓 奢 ( a ) . 无碳 “ 合 金 x s 0 0 0 ( b ) 正 常成分 合 金 又 25 0 0 田 9 · 无破 · 的和 正 常成 分 即 o c r一 s e 。 一N r 基 合 金 经 一2 2 0 ℃ / 4 小 时 3℃ / 分 叶 I 一0 0 ℃ / 空 冷 + 1 0 5 0 ℃ / 4 小 时 /空 冷 + 9 5。℃ / 2 小 时 /空 冷 处理 后 晶界 组 织 状 态 的 比 较 ( 背散射电子 像 ) 在沿 特定方 向向晶内生长的过 程中 , 伴随了局 部晶界的 同步迁移 , 由于M b C型 碳化物 的析 出 造 成 晶界 附近 成分的 变化 , 以 及 晶界已伴 随碳化物进 行了局部 迁 移 , 这 就促使晶界 丫` 相的 析出和 必须 沿已弯曲的 晶界和 碳 化物的边界这 些 新的界面长大 , 因为这 些 新的非 共格界 面有 利 于晶界丫` 相的生 长 , 从形象上看好象是两 个相 共同描绘了 弯曲晶界 , 但从本质上看绝非如 此 。 从图 9 ( b) 还可看到 , 当 晶界M b C型碳 化物只沿原晶界面长大 , 而不是以 特定方 向向晶 内伸展时晶界 并不 弯曲 , 在无碳化物析出的局部晶界上 , 晶界 Y 尹 相仍 以颖 粒状存 在 , 晶界也 不 明显 弯曲 。 由此可见 , 在 W 、 M 。 含量较高的 10 C r一 1 5 C 。一 N i基高温合金 中 , Y 产相和 M b C 型 碳化物溶解 温度相差 较少 的条件下 , M b C型碳化物是 引起弯曲晶界形 成的主 要 因素 。 这 与 传 统的 看法 认 为高合金化的 N i基合金 中晶界训 相引起 晶界弯 曲 有 着根本的不 同 。 因此 , 由 于碳化物相控制着弯曲晶界形 成的机制 , 在这种类型的 合金 中控制碳化物形 成元素 , 研究适 应 这种类型 合金的 热处理工艺 , 既保证碳化物的 良好析 出状态促成弯 曲度适宜的 弯曲晶界 , 又 使 晶内 Y 尹 相的 析出合理 (丫尹相的数量 、 大小 、 形 态 、 分布合理) , 使得 晶内和 晶界强 度得到 良好 配合 , 稳定 地改 善合金的综合 性能 , 这显然是十分必要的 。 正是 出于这 样的研究结果 , 文献 〔` l 才对10 C r一 15 C 。 一iN 基合金提 出了新的热处 理工艺 。 3 . 奄曲昌界 形 成动 力学的研 究 在证 实 了 M b C 型 碳化物是促成 l o C r 一 1 5 C 。一 N i 基合金 弯 曲晶界形成的 主导 因 素 后 , 来研究弯 曲 晶界的 形成过程 , 可以 了解 弯曲 晶界形 成的初始情况 。 采 用1 2 2。 ℃ 4/ 小 时转护 , 2 0 7 0℃ 八 、 5 、 1 0 、 5 0 、 6 0 、 1 2 0 、 24 0 分 空冷处理 。 图 10 是从 1 2 2 0℃ 转炉至 1 0 7。℃ 仅保温 1分钟的 组织观察结果 。 可见 , 从 12 2。转炉 至 1 0 7 。℃ 仅保温 1分钟的过程 中 训 相 已经 在晶界较多地生核 , 并以 颗粒状显 示于 晶界上 , 此时 晶界并不 弯 曲 。 晶界上局 部碳偏 析的地 方 , 在 1 0 7 0 ℃ 等温 的短时间 内 也已 生核 , 一 开始就 向晶 内特定 方 向长大 , X 5 0 0 0 田 一。一 o C r一 1 5 C o 一N i 蓦 合金 经 一2 2 0℃ / 4 小时 一 0 7 0 亡 / 一分 / 空 冷 处 理 后 的 组 积 〔1 2〕
在碳化物生长的地方晶界局部开始 弯曲，进而证明碳化物促成弯曲的 形成。与Y'相比较，MC型碳化 %真勇) 0.4 M.C 物的生核速度较慢。化学相分析的 结果证明（图11），在1070℃.等温 0.3 买 1到10分钟的过程中，MC型碳 三 0.2 化物量有一个突变，说明1070℃等 MC 温10分钟后MbC型碳化物才普遍 0.1 生核，并随保温时间的延长而长大。 因而选择适当的保温时间可得弯曲 0 2040 6080100120 度适宜的弯曲晶界和晶内Y'相合 1070℃保温时间（分) 理的析出状态。 图11.10Cr-15C0-N盖合金经120心/4小时特护-1070C/1. 10、20.30,40、60、120分/空冷处理后碳化物相的相分析结果〔12) 4 四、讨 论 既然在10Cr一15Co一Ni基合金中MbC型碳化物是形成弯曲晶界的主要因素，那么就需 要讨论碳化物引起弯曲晶界形成的条件。搓峨卓郎等I)曾在21一12N耐热钢中做过较为形 象的描绘，但其生成条件尚需补充，通过上述研究综述如下： 1。必要的碳化物形成元素。 2。碳化物要与原晶界成一定角度长大，即碳化物要沿一定方向向晶内伸展。 3。碳化物在晶界的形核数量要适当。 4。弯曲晶界的弯曲程度与碳化物核心间距所决定的波长入及由碳化物长大所决定的振 幅有关。需 上述条件可用图12弯曲晶界的生成示意模型来表示。 至于碳化物为什么要在一定条件下向晶内某特定方向生长，这是一个值得深入研究的 新课题。弯曲晶界形成的最简单的机理如图13所示，当碳化物以一定角度向晶内生长时，必 然伴随着一段晶界的迁移，这是因为在两碳化物间所形成的新的弯曲晶界的界面bb'比原晶 界面aa'要短，换句话说，由弯晶形成所引起的界面能的降低是晶界局部迁移的推动力。同 时应强调指出，ΠH.中Huoo■的合金元素扩散模型值得仔细研究。总之，迄今为止关 于碳化物引起弯曲晶界形成的机理众说纷云，但都缺少必要的试验根据，有待深入探 讨。 五、结 论 1.在10Cr一15Co一Ni基高温合金中，当固溶处理后冷速控制在1一10℃/分或在固溶处 —84-
0 . 4 0 . 3 0 . 2 0 _ l 0 三洲洲乍 二 梦一一龙 入J C . 在碳化物生长的地方晶界局 部开始 弯曲 , 进而证 明碳化物促成弯曲的 形成 。 与洲 相 比较 , M b C 型碳 化 物的生核速度较慢 。 化学 相分析的 结果证 明 ( 图1 1 ) , 在 1 0 7 0℃等温 l 到 10 分钟 的 过 程 中 , M b C 型 碳 , 化物量有 一个 突 变 , 说明 1 0了。 ℃ 等 温 10 分 钟后 M b C 型碳化物才普遍 生核 , 并随保温 时 间的延长而 长大 。 因而选择适 当的保温 时间可得 弯 曲 度适宜的弯 曲晶界和 晶 内 Y 了 相 合 理的析出状 态 。 次训ǎ械班口à属曰芝. 圈 1 1 10 、 2 0 、 3 0 0 2 0 4 0 6 0 5 0 1 0 0 1 2 0 1 0 7 0 ℃ 保 温时 间 ( 分 ) 2 o e r 一1 5 e 。一 N i 器合金 经 x Z: o℃ z ` ,J 、 时 妙 叶 x o了。℃ 2 1 、 、 4 0 . 6 0 、 12 0分 /空 冷处理 后 碳化 物相 的相 分 析结果〔 12〕 四 、 讨 论 既然在 l o C r一 1 5 C。 一 N i基合金 中 M b c 型碳化物是形 成弯曲晶界的 主要因素 , 那 么就需 要讨 论碳化物弓I起弯曲晶界形成的条 件 。 磋峨卓郎等 `” 曾在21 一 12 N 耐热钢中做过 较 为形 象的描绘 , 但其生成条 件尚需补充 , 通 过上述研究综述如 下 : 1 。 必要的碳化物形成元素 。 2 。 碳化物要与原 晶界成一定角度长大 , 即碳化物要沿 一定 方 向向晶内 伸展 。 3 . 碳化物在晶界的 形核数量要适当 。 4 . 弯 曲晶界的 弯曲程度与碳化物核心间距所决定的 波 长人 及 由碳化物长大所 决 定的 振 幅有关 。 露 饭 上述条件可用 图 12 弯曲晶界的 生成示意模型 来表示 。 至 于碳化物为什么要在一定条件下向晶内某特定方向生长 , 这是一个值得深 人 研 究 的 新课题 。 弯曲晶界形成的最 简单的机理如图13 所示 , 当碳化物以一定角度向晶 内生长时 , 必 然伴随着一段晶界的迁移 , 这是 因为在两 碳化物间所形成的新的 弯曲晶界的 界面 b b ` 比原晶 界面a a 夕要短 , 换 句话说 , 由弯晶形 成所 引起的 界面 能 的 降低是 晶界局部迁移 的推动力 。 同 时应强调指出 , n . H . 中。 A u , 。 . 。 的 合金 元素扩散模型值得仔细研究 。 总之 , 迄 今 为 止 关 于碳化物引起弯曲晶界形成的机理众说 纷 云 , 但 都 缺 少 必要的试验根据 , 有 待 深 入 探 讨 。 五 、 结 论 1 . 在 1 0 C r一 1 5 C 。一 iN 基高温合金 中 , 当固溶处理 后冷速控制在1一 10 ℃ /分或在固溶 处 一 8 4 一
8 快速形核 b中速枚 C慢违形核 碳化物 1一开阶段 1一开始阶段2一终了阶段 1一开始阶段2一终了阶段 2一终了阶段 图12.在10Cr一15C0一N1基合金中碳化物引起弯曲品界的示意模型图（白色颗拉为碳化物，限色颗粒为r相） 理后冷至1020一1130℃等温保温一定时间后，均可获得 原品界 弯曲晶界。 碳化物 2.在10Cr一15Co一Ni基合金中，晶界并存有MbC 迁移后 型碳化物和Y'相。MbC型碳化物在一定条件下生核和 的晶界 长大是引起弯曲晶界的主导因素。 3。弯曲晶界的弯曲程度与碳化物的质点间距及碳 化物沿特定方向长大的大小有关。 参考文献 图3，聶界弯曲过程示激图 [1]北京钢铁学院、四二O厂：“北京钢铁学院院学报”1981No2 [2]小林光征等：“铁之钢”58(1972)P859 [8]嗟峨卓郎等：“铁上钢”59(1970)P55 [4JC.Weaver:J.Inst,Met,1959-60 VoL.88 P296 [5].H.HAHM0HeB:“HccAoA0maH算CTaACùu cHAan0B”1964、.CTP179 [6 ]C.W.Weaver:J,Inst.Met,1959-60Vo1.88 P462 [6]上钢五厂：“GH118合金锯齿晶界组织热处理工艺探索”1974 [7 ]W.Betteridge and J.Heslop:"The Nimonic Alloys" Second edition 1974 P82 [8]上钢五厂等：“高温合金文集”（第一册）1979P12 -85-
快速形恢 b 中速 形核 C 慢 速形孩 é,-魂. 多, 才猛口沙-- 改^ 1一 开好阶} 工艾 一 ) 夕. ,“.介`全. : ` `,- , < 刃万必公冲父.,y 一\/ è六从呈刁矛吕,q`二。., 1一开 始阶段 2一终 了阶段 l 一开始阶段 2一 终了阶段 2一终 了阶段 图 1 2 . 在 1 0 C r一 1 5 C 。 一 iN 基 合 金 中碳 化 物 引起 弯曲 晶 界 的示 意 模 型 图 ( 白色 斌 校为砍化钧 , 燕 色获较 为 r `相 ) 原品界 碳 化物 迁 移后 的 晶界 理后 冷至 1 0 2 0一1 1 3 0 ℃ 等温保温 一定时间后 , 均可 获得 弯曲晶界 。 2 . 在1 0 C r 一 1 5 C o 一 N i基合金 中 , 晶界 并存 有M b C 型碳化物和 Y 产 相 。 M b C型碳 化物在一定条件下生 核和 长大是引起弯曲晶界的 主导 因素 。 3 . 弯曲晶界的弯曲程 度与碳化物的质点 间距 及 碳 化物沿 特定方 向长大 的大 小有关 。 圈 13 . 晶 界弯 曲 过程 示 意 图 参考文献 [ 1 ] 北 京钢铁 学院 、 四二 O 厂 : “ 北京钢铁学院 院学 报 " 1 9 8 1 N O Z 【2 〕小林光 征等 : a 铁 巴钢 , 5 8 ( 1 9 7 2 ) P 8 5 9 〔 8 〕磋峨 卓郎 等 : " 铁 巴钢 , 5 9 ( 2 9 7 0 ) P 5 5 [ 4 〕C . W e a v e r ; J . I n s t , M e t , 1 9 5 9一 6 0 V o L . s s P 2 9 6 [ 5 〕n . H . 巾一 ` n , o , e 一 : “ H e e 几 . 八 o . a a . , c , a ^ e 众 u e n 二 a 一。 一 ” 1 9 6 4 、 . C T P 1 7 9 〔 6 」C . W . W e a v e r : J , I n s t . M e t , 1 9 5 9一 6 o V o i . s s P 通6 2 6] 上钢 五 厂 : “ G H l 8合金 锯齿 晶界缉织 热处理工 艺探索 ” 1 9 7 4 7 〕W . B e t t e r i d g e a n d J . H e s l o P . a T h e N i m o n i e A l l o y s , S e e o n d e d i t i o n 1 9 7 4 P 8 2 r .Lr. .L ? 哈 冲 · 、 , ` 命 令 【8 1上钢五 厂等 : “ 高温 合金 文集 ” ( 第一册) 1 9 7 9 P 12 一 8 5 一 筹忆 ,丝叱
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