赵霞等：铁/镍基奥氏体多晶合金晶界弯曲研究进展 ·1329. 5μm 5 um 图4690合金不同热处理制度条件下的品界和碳化物SEM形貌.(a)1080℃保温10min水淬后720℃保温10h:(b)1080℃保温10min后以 0.5℃mim控冷网 Fig.4 SEM morphology of grain boundary and carbide in Alloy 690:(a)solution annealed at 1080 C for 10 min before water quenching and aged at 720C for 10 h,(b)solution annealed at 1080C for 10 min and cooling at 0.5Cmin 于M23C6型碳化物析出（图5）)，并指出弯曲晶界 的形成主要是受碳含量影响.在研究N-(10~30)Cr- arhide 0.1C(Cr的质量分数为10%~30%)三元合金山和 Nimonicz263合金缓冷时发现，弯曲晶界形成初 期，晶界并没有碳化物析出 New grain bounda町 Grain boundar 0.5um 图6碳化物取向生长诱发弯曲品界示意图（固溶处理形成平直品界 ad,碳化物析出后形成弯曲品界bb)网 图5AISI316不锈钢时效处理初期未形成碳化物时的弯曲品界 SEM形貌PI Fig.6 Model for serrated grain boundary formation based on carbide Fig.5 SEM micrograph of the serrated grain boundary in AISI 316 precipitation (Flat grain boundary aa'formed by solution treatment and stainless steel at the initial stage of aging prior to precipitation serrated grain boundaryformed after carbide precipitation) 2.1.2碳化物诱发弯曲晶界机制 中，一部分碳化物与一侧晶粒共格，另一部分碳化 (1)碳化物取向生长诱发弯曲晶界 物却与另一侧品粒共格，而平直品界中的碳化物 山崎道夫2在研究碳化物强化奥氏体耐热钢 均与同一侧晶粒具有共格关系，与另一侧晶粒非 弯晶形成过程时发现，碳化物在晶界处沿特定方 共格晶界碳化物与两侧晶粒取向关系不同而 向取向生长，并引发弯曲晶界，如图6所示.其研 诱发的弯曲晶界现象被解释为：在不同合金中，晶 究指出，由于bb段比ad段距离短，为减少界面 界两侧的品面指数一般不同，晶界碳化物析出时， 能，aa段晶界转向bb'位置，形成弯曲晶界.该工作 由于高指数晶面具有较高的界面能，碳化物大多 虽然从能量角度提出了晶界迁移的驱动力模型， 会在该侧形核，并与之形成共格取向关系，而与低 但却仅强调了碳化物与基体的位向关系，而碳化 指数晶面一侧的晶粒非共格2,0训碳化物形核 物诱发弯曲晶界还与其他因素有关 后，共格相界面较为稳定，能量较低，稳定性较好， (2)碳化物与基体共格关系不同诱发弯曲晶界. 而非共格相界面能量较高，具有比较高的可动性， 部分学者认为，碳化物诱发弯曲晶界迁移的 导致碳化物易向该侧晶粒内长大，界面随析出相 驱动力还跟晶界碳化物与两侧晶粒的共格关系不 的长大而向前迁移，最终使晶界凸向非共格晶粒 同有关.例如，在600合金弯曲晶界中，M,C3型碳 一侧，形成弯曲晶界.该理论成立的前提是认为晶 化物与晶界一侧晶粒共格，另一侧晶粒非共格，而 界先析出碳化物，随后品界发生弯曲，且碳化物析 该合金平直晶界中的MC3型碳化物与两侧基体 出尺寸较大（数微米以上），所以该理论常用于缓 均保持非共格关系以：在AISI304不锈钢弯曲晶界 冷热处理工艺中.需要指出，这种因共格关系不同于 M23C6 型碳化物析出（图 5） [21] ，并指出弯曲晶界 的形成主要是受碳含量影响. 在研究 Ni−(10～30)Cr− 0.1C（Cr 的质量分数为 10%～30%）三元合金[1] 和 Nimonic263 合金[15] 缓冷时发现，弯曲晶界形成初 期，晶界并没有碳化物析出. 0.5 μm 图 5    AISI 316 不锈钢时效处理初期未形成碳化物时的弯曲晶界 SEM 形貌[21] Fig.5     SEM  micrograph  of  the  serrated  grain  boundary  in  AISI  316 stainless steel at the initial stage of aging prior to precipitation[21] 2.1.2    碳化物诱发弯曲晶界机制 （1） 碳化物取向生长诱发弯曲晶界. 山崎道夫[29] 在研究碳化物强化奥氏体耐热钢 弯晶形成过程时发现，碳化物在晶界处沿特定方 向取向生长，并引发弯曲晶界，如图 6 所示. 其研 究指出，由于 bb′段比 aa′段距离短，为减少界面 能，aa′段晶界转向 bb′位置，形成弯曲晶界. 该工作 虽然从能量角度提出了晶界迁移的驱动力模型， 但却仅强调了碳化物与基体的位向关系，而碳化 物诱发弯曲晶界还与其他因素有关. （2） 碳化物与基体共格关系不同诱发弯曲晶界. 部分学者认为，碳化物诱发弯曲晶界迁移的 驱动力还跟晶界碳化物与两侧晶粒的共格关系不 同有关. 例如，在 600 合金弯曲晶界中，M7C3 型碳 化物与晶界一侧晶粒共格，另一侧晶粒非共格，而 该合金平直晶界中的 M7C3 型碳化物与两侧基体 均保持非共格关系[12] ；在 AISI304 不锈钢弯曲晶界 中，一部分碳化物与一侧晶粒共格，另一部分碳化 物却与另一侧晶粒共格，而平直晶界中的碳化物 均与同一侧晶粒具有共格关系，与另一侧晶粒非 共格[14] . 晶界碳化物与两侧晶粒取向关系不同而 诱发的弯曲晶界现象被解释为：在不同合金中，晶 界两侧的晶面指数一般不同，晶界碳化物析出时， 由于高指数晶面具有较高的界面能，碳化物大多 会在该侧形核，并与之形成共格取向关系，而与低 指数晶面一侧的晶粒非共格[2,30−31] . 碳化物形核 后，共格相界面较为稳定，能量较低，稳定性较好， 而非共格相界面能量较高，具有比较高的可动性， 导致碳化物易向该侧晶粒内长大，界面随析出相 的长大而向前迁移，最终使晶界凸向非共格晶粒 一侧，形成弯曲晶界. 该理论成立的前提是认为晶 界先析出碳化物，随后晶界发生弯曲，且碳化物析 出尺寸较大（数微米以上），所以该理论常用于缓 冷热处理工艺中. 需要指出，这种因共格关系不同 (a) 5 μm (b) 5 μm 图 4    690 合金不同热处理制度条件下的晶界和碳化物 SEM 形貌. （a）1080 ℃ 保温 10 min 水淬后 720 ℃ 保温 10 h；（b）1080 ℃ 保温 10 min 后以 0.5 ℃·min−1 控冷[28] Fig.4    SEM morphology of grain boundary and carbide in Alloy 690: (a) solution annealed at 1080 ℃ for 10 min before water quenching and aged at 720 ℃ for 10 h; (b) solution annealed at 1080 ℃ for 10 min and cooling at 0.5 ℃·min−1[28] New grain boundary Carbide Grain boundary a a′ b′ b 图 6    碳化物取向生长诱发弯曲晶界示意图（固溶处理形成平直晶界 aa′，碳化物析出后形成弯曲晶界 bb′） [29] Fig.6     Model  for  serrated  grain  boundary  formation  based  on  carbide precipitation (Flat grain boundary aa′ formed by solution treatment and serrated grain boundary bb′ formed after carbide precipitation)[29] 赵    霞等： 铁/镍基奥氏体多晶合金晶界弯曲研究进展 · 1329 ·