第10期 彭以超等：未服役Cr35Ni45Nb合金真空渗碳行为及相演化机理 ·1309· 204m 25μm 图4原始铸态的C35Ni45Nb合金经深浸蚀后的背散射显微组织(a)、二次电子相(b)及其对应的元素Cr(c)、Nb(d)和Ni(e)的能谱面 分布 Fig.4 Backscattered electron image (a),secondary electron image (b)and corresponding elemental mapping of Cr (c),Nb(d)and Ni (e)with EDS for virgin as-east Cr35Ni45Nb alloy by deep etching 素在组织中的分布，如图4(b)所示.可以看出片层 合并粗化的碳化物使得固溶体含量相对减少，导致 状碳化物富Nb,长条状碳化物富C,从而进一步验 图6中奥氏体基体的峰位下降：NbC是凝固过程中 证了前面的推测. 形成的片层状共晶相，NC的峰位变化不大，可知短 图5为利用Thermo一Calc软件计算得出的 时真空渗碳对NbC的影响较小，具有较好的稳定 Cr35Ni45Nb合金的热力学平衡相图.可以看出在 性.需要特别明确的是，X射线分析的作用深度只 平衡条件下的相主要是奥氏体、MzCs、MC和Laves 有几十微米，因而不能反映完整渗碳层区域内的物 相.但是，由于炉管采用离心铸造工艺制造，冷却速 相信息. 度很快，先结晶的亚稳态M,C3来不及转化为 图7为Cr35Ni45Nb真空渗碳不同时间后内侧 M,C。,园Laves相也尚未析出，因而室温铸态组织主 横截面的显微组织.可以明显看出随着渗碳深度的 要为图4所示的过饱和奥氏体、呈长条状的过渡亚 加深显微形貌出现了较大的差异.图8(a)为经 稳相M,C3和呈片层状的MC 1080℃、5h渗碳后炉管内壁在气固交界面生成的碳 100F 化物层形貌.该碳化物层表面主要以类似“杨梅粒 子”的形态存在：图8(b)的位置A为图8(a)对应的 80 一备一丫 表面碳化物层横截面，其厚度约5m,结合图6的X 一MC 服役温度一 ▲-LAVES 射线衍射谱及表1的电子探针定点分析可知该区域 60 M.Co 为M,C层. ◆一液相 →-BCCA2 40 ◆一DELTA ·Y甚休 20 ■IC 0◆◆今4◆ge, 400 600800 10001200 14001600 图5C35N45Nb合金热力学平衡条件下各相析出量与析出温 度的关系 Fig.5 Variation of phase content for Cr35Ni45Nb with temperature ·效 ◆·。北次无· 10 under the thermodynamic equilibrium condition 20 30405060708090100 20/) 2.2真空渗碳后炉管的组织特征 图6C35N45Nb真空低压渗碳不同时间后的X射线衍射谱. 图6为Cr35N45Nb真空低压渗碳不同时间后 (a)1h:(b)5h 内侧面附近物相的变化.可以明显看出渗碳以后表 Fig.6 XRD patterns of Cr35Ni45Nb tubes carburized by low-pres- sure vacuum carburizing for I h(a)and 5h (b) 面附近主要存在的物相包括奥氏体基体、C,C3、 NbC等.从峰位的高低可以看出渗碳不同时间后各 如图8(b)的位置B所示，在1080℃、5h真空 相含量的变化情况：随时间的延长，表层及亚表层的 低压渗碳后炉管表层碳化物层下方出现了贫碳化物 Cr,C3含量逐渐增多；在晶内大量析出长大或在晶界 区，约6um宽左右，由于Cr富集于表层使得该区域第 10 期 彭以超等: 未服役 Cr35Ni45Nb 合金真空渗碳行为及相演化机理 图 4 原始铸态的 Cr35Ni45Nb 合金经深浸蚀后的背散射显微组织( a) 、二次电子相( b) 及其对应的元素 Cr ( c) 、Nb ( d) 和 Ni ( e) 的能谱面 分布 Fig． 4 Backscattered electron image ( a) ，secondary electron image ( b) and corresponding elemental mapping of Cr ( c) ，Nb ( d) and Ni ( e) with EDS for virgin as-cast Cr35Ni45Nb alloy by deep etching 素在组织中的分布，如图 4( b) 所示． 可以看出片层 状碳化物富 Nb，长条状碳化物富 Cr，从而进一步验 证了前面的推测． 图 5 为 利 用 Thermo--Calc 软件计算得出的 Cr35Ni45Nb 合金的热力学平衡相图． 可以看出在 平衡条件下的相主要是奥氏体、M23C6、MC 和 Laves 相． 但是，由于炉管采用离心铸造工艺制造，冷却速 度很 快，先 结 晶 的 亚 稳 态 M7 C3 来 不 及 转 化 为 M23C6 ［12］ ， Laves 相也尚未析出，因而室温铸态组织主 要为图 4 所示的过饱和奥氏体、呈长条状的过渡亚 稳相 M7C3和呈片层状的 MC． 图 5 Cr35Ni45Nb 合金热力学平衡条件下各相析出量与析出温 度的关系 Fig． 5 Variation of phase content for Cr35Ni45Nb with temperature under the thermodynamic equilibrium condition 2. 2 真空渗碳后炉管的组织特征 图 6 为 Cr35Ni45Nb 真空低压渗碳不同时间后 内侧面附近物相的变化． 可以明显看出渗碳以后表 面附近主要存在的物相包括奥氏体基体、Cr7 C3、 NbC 等． 从峰位的高低可以看出渗碳不同时间后各 相含量的变化情况: 随时间的延长，表层及亚表层的 Cr7C3含量逐渐增多; 在晶内大量析出长大或在晶界 合并粗化的碳化物使得固溶体含量相对减少，导致 图 6 中奥氏体基体的峰位下降; NbC 是凝固过程中 形成的片层状共晶相，NbC 的峰位变化不大，可知短 时真空渗碳对 NbC 的影响较小，具有较好的稳定 性． 需要特别明确的是，X 射线分析的作用深度只 有几十微米，因而不能反映完整渗碳层区域内的物 相信息． 图 7 为 Cr35Ni45Nb 真空渗碳不同时间后内侧 横截面的显微组织． 可以明显看出随着渗碳深度的 加深显微形貌出现了较大的差异． 图 8 ( a) 为经 1080 ℃、5 h 渗碳后炉管内壁在气固交界面生成的碳 化物层形貌． 该碳化物层表面主要以类似“杨梅粒 子”的形态存在; 图 8( b) 的位置 A 为图 8( a) 对应的 表面碳化物层横截面，其厚度约5 μm，结合图6 的 X 射线衍射谱及表 1 的电子探针定点分析可知该区域 为 M7C3层． 图 6 Cr35Ni45Nb 真空低压渗碳不同时间后的 X 射线衍射谱． ( a) 1 h; ( b) 5 h Fig． 6 XＲD patterns of Cr35Ni45Nb tubes carburized by low-pres￾sure vacuum carburizing for 1 h ( a) and 5 h ( b) 如图 8( b) 的位置 B 所示，在 1080 ℃、5 h 真空 低压渗碳后炉管表层碳化物层下方出现了贫碳化物 区，约 6 μm 宽左右，由于 Cr 富集于表层使得该区域 · 9031 ·