·1312 北京科技大学学报 第36卷 速率，因而可认定为扩散一表面反应综合控制（如图 10中的曲线2)：(3)随着时间延长，表面M,C,层逐 a+MC。 Y+M.C 渐增厚，亚表层的C含量逐渐降低.同时，亚表层 40 ∠Y+MC,+M,C 附近晶界一次碳化物明显粗大（最宽处可达7um 30 xt+MS。 3 1 左右)，晶内析出片层状碳化物以及规则几何碳化 物颗粒.随着渗碳深度的增加，渗碳区域逐渐由表 H+MC 20 层的强渗区过渡到扩散区，块状二次碳化物明显减 Y+MC +M.C- 少，出现了呈针状或长条状的碳化物，细小弥散的颗 粒碳化物也开始出现.随着表层M,C,的扩展和增 Y+M.C 厚，亚表层由于C浓度降低致使临界碳浓度升高， 2 3 4 5 开始形成不连续的贫碳化物区，规则几何碳化物体 C质量分数% 积增大，内部渗碳区也整体扩展至更深的区域.当 图111080℃下C35Ni45Nh中不同碳含量下的碳化物分布 Fig.11 Carbide distribution at different carbon concentrations at 渗碳到达一定阶段后，表面附近化学位梯度己经很 1080 C for Cr35Ni45Nb alloy 低，此时表面反应控制主导着整个渗碳进程（如图 10中的曲线3).对于本研究中采用的真空低压渗 3.2炉管内壁渗碳后的组织演变机理 碳工艺，一般在该阶段抽真空或者通入N2,来防止 3.2.1表层碳化物及亚表层贫碳化物区形成机理 超饱和的[C]在表面富集形成石墨污染炉腔. 真空渗碳后表面形成了连续的M,C,层.形成 碳浓度随着渗碳深度的增加而逐渐降低.碳浓 连续表面碳化物层需要的C的最小质量分数为 度影响着碳化物的稳定性.图l1为Thermo-Cale计 VA Ce Den (3) 算出的1080℃下不同碳含量下对应的碳化物种类 Cormn=gec 2y Voc,De 分布，可以看出，在C35Ni45Nb合金中，C的质量分 式中，gcc是形成连续碳化物层的临界体积分数，' 数约3.6%时，碳化物种类主要为M,C3,C的质量分 和'cc,分别是合金和碳化物的摩尔体积. 数在3%~3.6%之间（对应图11中的区域2)为 Cr35Ni45Nb合金的具有较高的Cc,约35%，并且真 空渗碳环境使得表面碳含量很高，使得表层碳化物 M,C,和M2C的混合区域，C的质量分数低于3%时 形核后可以持续向周围扩展，这些都为最终完整表 主要为M2C6:可以看出，对于高镍铬合金，使得表 面碳化物层的形成提供了充分的保证.渗碳时间对 层及亚表层附近区域保持M,C,碳化物稳定存在需 于表面碳化物层的影响也是显而易见的，渗碳1h 要很高的碳浓度.因此随着碳浓度降低，碳化物分 后碳化物层薄且不连续，5h后碳化物层横向拓宽和 布逐渐由M,C,变为M,C3-MaC。混合区和最终的 纵向加厚，组织较为明显.由于表层晶粒严重碳化， M,C6,从而出现碳化物的三级垂直层状分布（如图 容易受晶间腐蚀的影响，同时为了缓解由于表面膨 12),因而这是一个扩散过程中多种碳化物析出和 胀增加的压应力，因而该表层碳化物层疏松多孔，表 转变的反应扩散过程. 面分解的[C]依旧容易穿越进入合金内部 规则几何碳化物区 扩散区 弱影响区（时效区） 片层状碳化物 表面碳化物层 贫碳化物区 M.C MC+M.C MzC。 图12C35Ni45Nb护管真空低压渗碳后内侧组织示意图 Fig.12 Schematic diagram showing the inner cross-sectional microstructure of Cr35Ni45Nb tubes carburized by low-pressure vacuum carburizing北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 速率，因而可认定为扩散--表面反应综合控制( 如图 10 中的曲线 2) ; ( 3) 随着时间延长，表面 M7C3层逐 渐增厚，亚表层的 Cr 含量逐渐降低． 同时，亚表层 附近晶界一次碳化物明显粗大( 最宽处可达 7 μm 左右) ，晶内析出片层状碳化物以及规则几何碳化 物颗粒． 随着渗碳深度的增加，渗碳区域逐渐由表 层的强渗区过渡到扩散区，块状二次碳化物明显减 少，出现了呈针状或长条状的碳化物，细小弥散的颗 粒碳化物也开始出现． 随着表层 M7 C3的扩展和增 厚，亚表层由于 Cr 浓度降低致使临界碳浓度升高， 开始形成不连续的贫碳化物区，规则几何碳化物体 积增大，内部渗碳区也整体扩展至更深的区域． 当 渗碳到达一定阶段后，表面附近化学位梯度已经很 低，此时表面反应控制主导着整个渗碳进程( 如图 10 中的曲线 3) ． 对于本研究中采用的真空低压渗 碳工艺，一般在该阶段抽真空或者通入 N2，来防止 超饱和的［C］在表面富集形成石墨污染炉腔． 图 12 Cr35Ni45Nb 炉管真空低压渗碳后内侧组织示意图 Fig． 12 Schematic diagram showing the inner cross-sectional microstructure of Cr35Ni45Nb tubes carburized by low-pressure vacuum carburizing 碳浓度随着渗碳深度的增加而逐渐降低． 碳浓 度影响着碳化物的稳定性． 图 11 为 Thermo--Calc 计 算出的 1080 ℃下不同碳含量下对应的碳化物种类 分布，可以看出，在 Cr35Ni45Nb 合金中，C 的质量分 数约 3. 6% 时，碳化物种类主要为 M7C3，C 的质量分 数在 3% ～ 3. 6% 之间( 对应图 11 中的区域 2) 为 M7C3和 M23C6的混合区域，C 的质量分数低于 3% 时 主要为 M23C6 ． 可以看出，对于高镍铬合金，使得表 层及亚表层附近区域保持 M7C3碳化物稳定存在需 要很高的碳浓度． 因此随着碳浓度降低，碳化物分 布逐渐由 M7 C3 变为 M7 C3--M23 C6 混合区和最终的 M23C6，从而出现碳化物的三级垂直层状分布( 如图 12) ，因而这是一个扩散过程中多种碳化物析出和 转变的反应扩散过程． 图 11 1080 ℃下 Cr35Ni45Nb 中不同碳含量下的碳化物分布 Fig． 11 Carbide distribution at different carbon concentrations at 1080 ℃ for Cr35Ni45Nb alloy 3. 2 炉管内壁渗碳后的组织演变机理 3. 2. 1 表层碳化物及亚表层贫碳化物区形成机理 真空渗碳后表面形成了连续的 M7 C3 层． 形成 连续表面碳化物层需要的 Cr 的最小质量分数为 C* Cr，min = ( gCrCν π 2ν VA VCrCν C( s) C DC D ) Cr 1 /2 ( 3) 式中，gCrCν 是形成连续碳化物层的临界体积分数，VA 和 VCrCν 分别是合金和碳化物的摩尔体积． Cr35Ni45Nb 合金的具有较高的 CCr，约 35% ，并且真 空渗碳环境使得表面碳含量很高，使得表层碳化物 形核后可以持续向周围扩展，这些都为最终完整表 面碳化物层的形成提供了充分的保证． 渗碳时间对 于表面碳化物层的影响也是显而易见的，渗碳 1 h 后碳化物层薄且不连续，5 h 后碳化物层横向拓宽和 纵向加厚，组织较为明显． 由于表层晶粒严重碳化， 容易受晶间腐蚀的影响，同时为了缓解由于表面膨 胀增加的压应力，因而该表层碳化物层疏松多孔，表 面分解的［C］依旧容易穿越进入合金内部． · 2131 ·