维普资讯 http://www.cqvip.com 铸造技术 ・Ｖｏ１．２３ ＮＯ．５ Ｓｅｐ．２００２ ３１４・ ＦＣ）ｌ ＤＲＹ ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ 碳在Ｎｉ—Ｃ卜Ｗ铸造高温合金中作用的研究 孔永华 （江苏理工大学，江苏镇江２１２０１３） 摘要：采用真空感应炉、金相显微镜、扫描电镜及Ｘ射线衍射等手段，研究１ １５０℃下Ｃ对Ｎｉ—Ｃｒ—Ｗ高温合金的组织和高温强 度的影响。结果表明，随Ｃ含量增加，合金中的碳化物数量逐渐增加，形状由小块状、岛状逐步变为连续、半连续网状；合金的 高温蠕变能力随Ｃ含量增加逐渐下降，下降到一定值Ｃ（ ）为０．３％后，又逐渐上升。 关键词：镍基合金；高温合金；高温强度 中图分类号：ＴＧ２３６．１ 文献标识码：Ａ 文章编号：１０００—８３６５（２００２）０５—０３１４—０２ Ｔｈｅ Ｒｏｌｅ ｏｆ Ｃａｒｂｏｎ ｉｎ Ｎｉ－Ｃｒ－Ｗ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ ＫＯＮＧＹｕｎｈｕａ （Ｊｉａｎｇｓｕ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ ｏｆ Ｔｅｃｈｎｏｌｇｏｙ，Ｚｈｅｎｊｉａｎｇ ２１２０１３，Ｃｈｉｎａ） Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅ ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｃａｒｂｏｎ ｏｎ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｏｆ Ｎｉ—Ｃｒ－Ｗ ｉｓ ｓｔｕｄｉｅｄ ｂｙ ｖａｃｕｕｍ ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ ｆｕｒｎａｃｅ， ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｃ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ．ＳＥＭ ａｎｄ Ｘ—ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ ａｔ １ １５０℃．Ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔ ｓｈｏｗｓ ｔｈａｔ ｃａｒｂｉｄｅ ａｍｏｕｎｔ ｉｓ ｉｎｃｒｅａｓｅｄ ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｉｎｃｒａｓｅｅ ｏｆ ｃａｒｂｏｎ ａｍｏｕｎｔ，ａｎｄ ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ ｉｓ ｃｈａｎｇｅ ｆｒｏｍ ｆｉｎｅ，ｉｓｌａｎｄ—ｓｈａｐｅｄ ｉｎｔｏ ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ ｏｒ ｓｅｍｉ ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ ｎｅｔ—ｓｈａｐｅｄ ｐａｔｔｅｒｎ． Ａｔ ｔｈｅ ｓａｍｅ ｔｉｍｅ， ｃｒｅｅｐ ａｂｉｌｉｔｙ ｉｓ ｒｅｄｕｃｅｄ ｇｒａｄｕＮｌｙ ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｏｆ ｔｈｅ ｃａｒｂｏｎ ｃｏｎｔｅｎｔ ｗｈｅｎ Ｃ（叫）ｉｓ ｌｅｓｓ ｔｈａｎ ０．３％． Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ：Ｎｉｃｋｅｌ ｂａｓｅｄ ａｌｌｏｙ；Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ；Ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ １试验材料及方法 ２．１ Ｃ含量对合金组织的影响 ２．１．１ Ｃ含量对合金铸态组织的影响 如图１所示，随合金中Ｃ含量的增加，合金中的 碳化物数量明显增加，碳化物形状也呈现出规律性变 试验用原料采用电解镍、金属铬、钨铁、结晶硅和 石墨等纯洁炉料，经真空感应炉熔炼，浇注成楔形试 块，化学成分，见表１。 表１试验合金的化学成分 Ｔａｂ．１ Ｔｈｅ ｃｈｅｍｉｃａｌ ｃｏｍｌｍｓｉｔｉｏｎ ｏｆ ｔｅｓｔ ａｌｌｏｙ 化。碳含量低的１＃合金在金相观察中发现沿晶界只 有很少量的小块状碳化物，２＃合金沿晶界形成断续岛 状、骨骼状碳化物，３＃、４ 合金则形成了发达的连续、 半连续网络状碳化物。 各种合金试样有：铸态、１１５０℃下、５ ｈ、１５ ｈ、 ５０ ｈ、１００ ｈ和１７０ ｈ时效后空淬等不同的热处理状 态。用光学显微镜、扫描电镜进行金相观察、微区成分 分析。腐蚀剂为９２ ｍＬ ＨＣＩ＋５ ｍＬ Ｈ２ＳＯ４＋３ ｍＬ ＨＮＯ３＋２０ ｍＬ甘油。采用Ｄ－６ＣＸ射线仪对试样进行 （ａ）２ 合金（Ｃ＝０．１２％） （ｂ）３ 合金（Ｃ＝０．３０％） 物相鉴定和结构分析。高温强度的测试采用中间载荷 法进行蠕变弯曲试验，试样标距（１２０±１）１１１１１１，直径（７ ±０．０５）１１１１１１，Ｒａ２．５，载荷０．９２３ ｋｇ。利用测试试样 １ １５０℃×５０ ｈ后，挠度值１的大小来反映其高温抗 蠕变能力的大小。 ２试验结果与分析 收稿日期：２００１—０６—３０； 修订日期：２００２—０２—２５ （ｃ）４ 合金（Ｃ＝０．４８％） （ｄ）４ 合金（Ｃ＝０ ４８％） 图１ Ｎｉ—Ｃｒ－Ｗ系合金的铸态组织 Ｆｉｇ．１ Ａｓ—ＣａＳｔ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ Ｎｉ—Ｃｒ．Ｗ ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ 维普资讯 http://www.cqvip.com 《铸造技术））５／２００２ 孔永华：碳在Ｎｉ—Ｃ卜ｗ铸造高温合金中作用的研究 ・３１５・ Ｃ、Ｃｒ等是正偏析元素，凝固后期晶界和枝晶间含 量相对较高，形成了浓度的富集，尤其是间隙原子Ｃ， 浓度富集更为明显。Ｃ与’Ｃｆ，Ｗ等原子间化学结合力 较强，便在此形成碳化物并长大。合金中Ｃ含量越 高，形成的碳化物数量也越多。３＃、４＃合金Ｃ含量较 高，凝固后期碳化物形核后与奥氏体相以共生生长方 式生长，最终形成共晶型骨骼状碳化物，如图１（ｃ）、 （ｄ）所示。 文献［２］指出，Ｋ（Ｋ＝Ｃｒ叫％）／（Ｃｒ＋０．７ｗ 叫％）＞０．８２时将生成Ｍ２３Ｃ６碳化物，本文中４种合 金的最小Ｋ值为０．９１，因此，本文认为合金在凝固过 程中生成的碳化物应该是Ｍ２ 。能谱分析及ｘ射线 衍射分析可知合金铸态时的碳化物确实是Ｍ２ （Ｍ 主要是Ｃｒ），如图２所示为４＃合金试样铸态组织的ｘ 射线衍射图谱。 苫 Ｌ 图２ ４ 合金铸态组织Ｘ射线衍射图谱 Ｆｉｇ．２ Ｘ．ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ ｐａｔｔｅｒｎ ｏｆ ｔｈｅ ａｓ—ｃａｓｔ ４＃ａｌｌｏｙ ２．１．２合金１ １５０℃时效过程中的组织变化 如图３所示，４＃合金经１ １５０℃不同时间时效后 的显微组织。由图３可见，由于４＃合金Ｃ含量较高， 合金在时效过程中一直存在有大量碳化物。时效过程 中凝固时形成的层片状共晶碳化物，数量逐渐减少，且 层片之间逐渐合并，变粗变短。同时，晶内也析出弥散 碳化物，随后发生聚集长大，至１７０ ｈ时，碳化物大部 分变成了岛状和块状碳化物，数量较少，从图３（ｂ）电 子探针波谱线扫描可见，１ １５０℃×１７０ ｈ时效后形成 的较大的块状物，含很高的Ｃｒ和Ｃ。这就是共晶碳化 物时效后聚集长大生成的新的碳化物。经能谱分析及 Ｘ射线衍射分析（图４）得知，时效后碳化物由Ｍ 、 ＭＣ及Ｍ６Ｃ组成。１＃、２ 、３＃合金与４＃合金对比其 他成分相同，只是Ｃ含量较低，借助金相及能谱分析 可知，合金内时效组织也由了、Ｍ２３Ｃ６、ＭＣ和Ｍ６Ｃ组 成。Ｃ含量越低碳化物数量越少，随时效时间碳化物 的数量、形状等变化也就越小。 时效过程中，在高温作用下，原子扩散加剧，初生 碳化物分散蜕化，二次ＭＣ、Ｍ２３Ｃ６等碳化物便优先在 缺陷处形核析出，它们可起到很好的强化作用。由于 碳化物形成过程中元素的偏析以及Ｍ６Ｃ较Ｍ 稳 定，部分Ｍ２３Ｃ６便放出Ｃ原子发生Ｍ２３ 向Ｍ６Ｃ的 转化，反应式为： Ｍ２３Ｃ６＋了— Ｍ６Ｃ＋了（贫化）［ ］ 这样就形成了如图３中所示的碳化物。 （ａ）１ １５０℃×５ ｈ （ｂ）１ １５０℃×１７０ ｈ 图３ ４ 合金时效组织 Ｆｉｇ．３ Ｘ—ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ ｐａｔｔｅｒｎ ｏｆ ４＃ａｌｌｏｙ ａｆｔｅｒ ａｇｉｎｇ ｔｒｅａｔ ｍｅｎｔｃｔｕｒｅ 子 毒 ｌ 量呈 － 时效时间：１７０ ｈ：温度：１ １５０℃ 图４ ４ 合金的时效组织ｘ射线衍射图谱 Ｆｉｇ．４ Ｍｉｃｒｏｓｔｍｃｔｕｒｅ ｏｆ ４ ａｌｌｏｙ ａｆｔｅｒ ａｇｉｎｇ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ 当合金处于高温应力作用下时，晶格间的相对滑 移将使位错不断产生并发生运行。当和碳化物颗粒相 遇时，位错便在此塞积，成为新的碳化物形核区，或形 成位错圈，造成弹性应力场，使合金进一步得到强化。 根据位错理论，合金中Ｃ含量越高，碳化物数量越多， 位错遇到碳化物造成的应力场和位错攀移或越过碳化 物的障碍也就越大。从这个角度出发，Ｃ含量越高，合 金的高温强度也就越高。４＃合金应该具有最高的高 温强度。 ２．２ Ｃ含量对合金高温蠕变性能的影响 如图５所示，随Ｃ含量的增加，试样的挠度值先 是增大，到一定值后又逐渐减小。本研究的合金中，含 碳量叫为０．３％的３＃合金挠度最大，含碳量ｕ，为 ０．４８％的４＃合金挠度最小。 高温合金在一定高温应力作用下挠度越大，说明 其蠕变量越大，抗蠕变性能越差，高温强度越低，本文 在加ｗ、Ｃｒ固溶强化合金基体的同时，希望能通过形 成碳化物进一步强化合金。但２＃和３＃合金加Ｃ后高 温蠕变强度反而有所下降，这是多种强化机制综合作 用的结果。Ｃ含量的增加消耗掉大量的Ｃｒ、Ｗ元素， （下转３１８页） 维普资讯 http://www.cqvip.com ＶＯ１．２３ Ｎｏ．５ ３１８・ ・Ｆ０ＵＮＤＲＹ ＴＥＣＨＮ０Ｉ Ｘ Ｙ Ｓｅｐ．２００２ 不通的，而晶问搭桥理论［ ］并未明确地指出何谓“搭 桥”。所以从所观察到的现象上推断，热裂现象应是在 收缩应力作用下，热节处的晶臂承受应力集中，首先屈 服造成晶间分离，之后裂纹迅速扩展，扩展方式为穿晶 沿晶？昆合型。 ３结论 （１）ＡＩ一５Ｃｕ—Ｍｎ中添加Ｔｉ元素可明显提高合金 抗热裂水平，主要是由于其良好的细化晶粒效果； （２）适量Ｃｅ元素的存在，不仅可细化晶粒，而且 （ａ）Ａ１．５Ｃｕ・０．６Ｍｎ （ｂ）Ａｌ・５Ｃｕ・０．３５Ｔｉ （ｃ）Ａｌ一５Ｃｕ・０．２Ｃｅ 图４不同成分合金试样热裂断口典型形貌 Ｆｉｇ ４ Ｔｙｐｉｃａｌ ｆｒａｃｔｕｒｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｗｉｔｈ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ 其在晶间富集形成的化合物还可有效地改善低熔共晶 在准固态区的力学行为，对减小热裂倾向非常有利； （３）Ｔｉ和Ｃｅ的综合作用对合金抗热裂水平的提 高比单一元素更有益； （４）热裂的产生首先表现为枝晶枝臂的屈服，其后 如图５（ａ）和（ｂ）所示，这２种断裂痕迹说明，在热裂过 程中，用简单的脆性断裂来解释，或应变量超过塑变极 限导致断裂的说法都不准确。准固态强度主要是由哪 部分提供的问题，单纯用液膜理论＿＿７＿已经被证明是行 的扩展则表现为脆型断裂占优的穿晶沿晶混合型特征。 参考文献 ［１］师昌绪材料大词典ＩＮ］．北京：化学工业出版社，１９９４． ［２］魏晓伟，曾 明，吴学婷．Ａ１ Ｃｕ合金凝固过程中准固态力学性能 及微量元素的影响［Ｊ］．金属学报，１９９８（７）：７１９． ［３］ 丁浩，傅恒志．晶界状态对定向凝固Ａ１．Ｃｕ和Ｒｅｎｅ１２５合金热裂 倾向的影响［Ｊ］．稀有金属材料与工程，２０００（８）：２２８ ［４］陈魁英，李庆春．Ｍｎ对Ａ【．Ｃｕ合金固液区间蠕变及应力松弛的影 响［Ｊ］理化检验．物理分册，１９９５（１）：２２． ［５］ ＫＯＢＡＹＡＳＨＩ Ｔ．Ｓｔｒｅｎｇｔｈ ａｎｄ Ｆｍｃｔ￣ｅ ｏｆ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］． Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ．２０００（Ａ２８０）：８． ［６］李庆春，曾松岩，刘弛．Ａｌ Ｃｕ合金凝固过程中的准固态力学性 （ａ）断层处塑变的纤维 （ｂ）穿晶沿晶混合断层 图５ Ａ１．５Ｃｕ基合金热裂断口特征形貌 Ｆｉｇ．５ Ｆｒａｃｔｕｒｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ Ａ１—５Ｃｕ ａｌｌｏｙ 能［Ｊ］．机械工程学报，１９８６（２）：１４． ［７］李庆春．铸件形成理论基础［Ｍ］北京：机械工业出版社，１９８２． ［８］Ｂｏｒｌａｎｄ Ｊ Ｃ．Ｆｔｍｄｓｍｅｒｔｌｓ ｏｆａ Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ ｉｎ Ｗｅｌｄｓ［Ｊ］． Ｐａｒｔ Ｗｅｌｄｉｇ ａｎｄ Ｍｅｔａｌｎ Ｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎ，１９９７（３）：９９．１０７． 种碳化物高温强度高，不变形，呈骨骼状起到支架的作 用，阻碍基体的高温变形，抵消了固溶强化的减弱，并 使合金热强性能提高。 ３结论 （１）随Ｃ含量增加，铸态时晶界碳化物数量逐渐 增加，形状也由小块状、岛状逐步变为连续、半连续的 网络状。 Ｃ／％ 图５ Ｃ含量对合金高温蠕变量的影响 Ｆｉｇ．５ Ｔｈｅ ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ Ｃ ｃｏｎｔｅｎｔ ｏｎ ｈｉｇｈ ｃｒｅｅｐｉｎｇ ｑｕａｎｔｉｔｙ （２）Ｃ含量越高，随时效时间的增加，一次碳化物 的聚集变粗和基体中析出二次碳化物的现象越明显。 （３）当Ｃ的含量叫＜Ｏ．３％时，随Ｃ含量增加，合 金的高温蠕变强度下降；当Ｃ的含量 ＞０．３％时，随 Ｃ含量增加，合金的高温蠕变强度上升。 参考文献 ［１］王执福．碳及铬碳比对铁、铬、镍高温合金性能的影响［Ｊ］．铸造， １９９３（１１）：５－７． 形成大量的碳化物，导致Ｃｒ、Ｗ的固溶强化作用的减 弱。当形成的碳化物相的强化作用不足以抵消其引起 的固溶强化作用的减弱时，高温抗蠕变能力便随Ｃ含 量增加而持续下降。另外，由于高温下扩散机制起主 导作用，位错的运动主要靠攀移等进行［ 。Ｃ加人后 降低了合金的熔点，增加了元素的扩散面。因此，２＃ 和３。合金虽然形成一定数量的碳化物，但抗高温蠕变 性能反而降低。４＃合金由于形成了足够的碳化物，这 ［２］冶军．美国镍基高温合金［Ｍ］．北京：科学出版社．１９７８． ［３］蔡玉林．高温合金的金相研究［Ｍ］．北京：国防工业出版社， ｌ９８６． ［４］郑来苏．铸造合金及其熔炼［Ｍ］．西安：西北工业大学出版社， １９９４