镁在高温合金中的晶界效应和作用机制

镁在高温合金中的晶界效应和作用机制李玉清陈国胜刘锦岩徐帮伟程秀锋龚玉汉摘要：偏聚到晶界的镁原子可将原子错配度较小的其它溶质原子从晶界驱逐到晶内点阵或晶界相中，并可增强间隙原子向晶界的偏聚；镁原子可进入晶界相的单胞中，从而促使晶界相球化，并降低其稳定性。关键词：镁晶界效应作用机制GrainBoundaryInfluenceandEffectMechanismofMagnesiuminSuperAlloyLiYuqing,ChenGuosheng,LiuJinyan,XuBangwei,ChengXiufengandGongYuhan(DayeSpecialSteelCorpLtd,Huangshi435001)Abstract：TheMgatomssegregatedatgrainboundariesmaypromotethesoluteatomswithsmallermisfitsgettingintoeitherthelatticeinsidegrainortheprecipitatephaseingrainboundariesandmayenhancetheinterstitialatomssegregationaccumulatingtowardsgrainboundaries.TheMgatomscanenterthelatticeofgrainboundaryprecipitates,resultinginspheroidizingtheprecipitatesanddecreasingtheirstability.Keyword：Mg,GrainBoundaryInfluence,EffectMechanism▲许多作者已对镁在高温合金中的作用进行了广泛研究［1～4］。目前国内外关于高温合金中镁对晶界作用的研究，在实验上缺乏同镁的晶界偏聚密切相关、对晶界起主要作用的晶界析出相的明晰图象，特别是对晶界上常出现的片状相的形貌分布特征、化学组成等不能准确、全面揭示；在理论上缺乏统一的模型，因而关于镁对晶界作用的认识受到一定限制。1实验方法A合金经真空感应炉熔炼，各试样取自23kg锭轧成的22mm直径棒材；B合金经真空感应炉冶炼，试样取自10kg锭锻成的48mm直径棒材；C合金两组试样分别取自电炉熔炼的20mm锻制方坯及电炉和电渣双联工艺冶炼的90mm锻制方坯；D合金试样经真空感应炉冶炼，锻造开坯，轧制成18mm直径棒材。不同镁含量的实验合金的化学成分和标准热处理制度见表1、表2。表1实验合金的化学成分/%Table1Chemicalcompositionsofalloystested/%AllCMnSiCrNiMoWVNbAlTiBFeoyA0.046--15.0bal3.0--2.01.502.600.005B≤0.1--13.0～16.0bal2.0～4.05.0～7.0--1.70～2.301.80～2.30-C0.377.8～8.6-12.48.21.3-1.50.330.001～0.30--balD0.056～0.0641.51～1.540.54～0.6014.725.0～25.41.15～1.26-0.270.01～0.050.17～0.291.82～1.990.0073～0.0080bal表2实验合金的标准热处理制度Table2StandardheattreatmentprocedureofalloysAlloyNormalheattreatmentprocedureA1120℃8h，AC+1000℃4h,AC+775℃16h,ACB1180℃2h，AC+1050℃4h,AC+800℃16h,ACC1140℃2h，WC+660℃16h,AC+770℃2h,ACD980℃1h,OC+720℃16h,ACWC、AC和OC分别表示水冷、空冷和油冷。试样开槽，在液态氮中保持30min后冲断。在PhilipsSEM505扫描电子显微镜中观察到晶粒表面得以充分暴露。在晶粒表面上制备并获得大面积的萃取碳复型。在PhilipsCM12电子显微镜中观察到晶界析出相被萃取无遗，并分析研究了不同合金中镁对晶界相的形貌、分布和结构特征的影响。在PhilipsSEM505扫描电子显微镜中，对以石墨为衬底的萃取碳复型上晶界相的成分进行EDAX分析。2镁的晶界效应研究A合金标准热处理试样中镁的晶界效应时发现，适量镁可减少并细化大尺寸NbC和抑制羽毛状M23C6的析出，增加粒状NbC和M4B3；过量镁增加晶界羽毛状M23C6，并在晶界局部区域形成M4B3脆性包层。例如，镁含量为0.0005%时，晶界存在较多呈条带分布的NbC大厚片(图1a)，局部区域有羽毛状M23C6薄片(图1b)和粒状M4B3(图1a)；随着镁含量的提高，如镁含量为0.0011%和0.0037%时，NbC的数量和尺寸逐渐减少，看不到NbC条带，局部区域有NbC颗粒，M23C6片显著减少，粒状M4B3分布在所有晶粒表面上；镁含量达到0.2400%时，M23C6和NbC薄片的尺寸和数量明显增大(图1c)［5，6］。图1A合金标准热处理后的组织：(a)0.0005%Mg,晶界NbC厚片和M4B3颗粒，(b)0.0005%Mg,羽毛状M23C6和片状NbC,(c)0.2400%Mg晶界M23C6和NbC薄片Fig.1StructureofalloyAnormal-heat-treated:a-0.0005%Mg,thicklamellarNbCandgranularM4B3,b-0.0005%Mg,featheredM23C6andlamellarNbC,c-0.2400%Mg,grainboundaryM23C6andlamellarNbCA合金镁含量从0.0060%增高时，光滑和缺口试样的持久寿命随之增高；镁含量进一步增高，持久寿命下降；持久塑性随镁含量增高有类似的变化趋势(图2)。镁含量增高到0.2400%时，塑性丧失殆尽。图2A合金镁含量同750℃持久性能之间的关系Fig.2RelationshipbetweenMgcontentandstressrupturepropertyofalloyAB合金标准热处理后，晶界析出的观察表明，镁含量很低(0.0004%)时，粒状M23C6和M6C均匀弥散分布(图3a)，MC很少；镁含量增高到0.0041%和0.0263%时，晶界M6C长成大块，数量显著增多，M23C6数量减少(图3b)，晶界MC大片数量增多，碳化物呈不均匀分布。B合金在750℃和850℃的持久寿命同镁含量的关系(图4)表明，镁含量增高到0.0040%时，持久寿命急剧下降，然后随镁含量增高缓慢下降［5、6］。图3B合金组织：(a)0.0004%Mg粒状M23C6和M6C；(b)0.0260%Mg块状M6C和粒状M23C6Fig.3StructureofalloyB:a-0.0004%Mg,granularM23C6andM6C;b-0.0260%Mg,blockyM6CandgranularM23C6图4B合金镁含量同持久寿命之间的关系Fig.4RelationshipbetweenMgcontentandstressrupturepropertyofalloyBC合金固溶处理后，未加镁试样晶界MC和富铬相大都呈尺寸较大的片状；加入镁后，晶界MC等相有细化、球化趋势，其数量有所增加。例如，镁含量为0.0160%时，晶界MC和富铬相明显球化、互相聚集，其面积分数分别是未加镁时的1.7倍和5.9倍。随着镁的加入，镁可以进入MC和富铬相中。例如，未加镁时MC的化学式为(Nb0.81,V0.15，Cr0.03，Fe0.01)C，富铬相金属原子的组成(at-%)为：Cr12.0,Fe7.8,V2.3,Nb0.9;镁含量为0.016%时，MC的化学式为(Nb0.52，V0.44，Cr0.01,Fe0.01，Mg0.02)C或(Nb0.56，V0.40，Fe0.01，Mg0.03)C，富铬相金属原子组成(at-%)为：Cr10.6,Fe7.0,V2.7,Nb2.2,Mg0.5。所谓富铬相与长期时效后晶界M23C6的金属原子的组成相近［7］。如果固溶后炉冷，则随镁含量的提高，晶界VC和M23C6薄片数量及尺寸明显增大。说明在缓冷过程中，镁促进了MC和M23C6的析出。标准热处理后再在770℃时效50h，未加镁试样的晶界M23C6薄片密集区的尺寸和出现几率都比650℃时效600h严重。M23C6常呈给出同一晶带衍射的三角形、六角形薄片(图5a)，表明它们同母相具有共格型相界面。加0.0160%Mg后，薄片密集区明显减少、减小，晶界M23C6一般呈粒状分布。测得未加镁和镁含量为0.0160%试样中晶界M23C6的化学式为(Cr10.8，V6.1，Fe4.2，Nb1.9)C6和(Cr11.9，Fe6.8，V2.2，Nb1.6，Mg0.5)C6。经标准热处理再在770℃时效50h后，镁含量为0.0068%试样的晶界MC的数量仅为未加镁的60%，片(块)状MC退化生成颗粒状M23C6。固溶处理+660℃时效16h，铝含量为0.30%的未加镁试样的晶粒表面上析出数量较多的AlN薄膜(图5b)，测得其化学式为(Al0.77Nb0.12V0.05Cr0.04Fe0.02)N。在相同铝含量、镁含量为0.0160%的试样晶粒表面上却很少见到这种相。图5C合金(a)标准热处理后再在770℃时效50h、未加镁试样晶界M23C6的薄片密集区，(b)固溶处理后再在660℃时效16h、铝含量为0.30%的未加镁试样晶粒表面上的AlN薄膜Fig.5StructureofalloyC:a-normalheattreatment+770℃aging,50h,noaddingMg,M23C6lamellaraccumulatedareaatgrainsurface;b-solidsolutiontreatment+660℃aging,16h,0.30%Al,noaddingMg,AlNfilmsatgrainsurface含0.0040%～0.0060%镁的光滑和缺口试样持久寿命分别是未加镁的3倍和15倍，该试样在650℃不同应力下的持久寿命比未加镁试样长得多(图6)，同镁对晶界析出行为的改善一致。图6C合金镁含量为0.0040%～0.0060%(直线2)和未加镁(直线1)试样在650℃不同应力条件下的持久寿命Fig.6650℃stressrupturelivesofalloyCatvariousstress:1-noaddingMg;2-containing0.0040%～0.0060%Mg对D合金标准热处理后700℃拉伸试样断口形貌的观察表明，随着镁含量的增高，沿晶断裂区域增多。晶界M3B2随着镁含量的增高而显著增多，甚至密集成群(图7)。研究了镁对中温拉伸塑性的影响(图8)：随着镁含量的提高，550℃以下温度的拉伸塑性变化不大；650℃明显下降，700℃急剧下降，800℃的下降趋势比700℃小。图9表明，随着镁含量的增高，700℃附近出现的低塑性区越来越明显。镁含量为0.0094%时，持久寿命出现峰值(图10)。图7D合金镁含量为(a)0.0009%和(b)0.0120%时的晶界M3B2Fig.7MorphologyofM3B2atgrainboundariesofalloyD:a-0.0009%Mg;b-0.0120%Mg图8D合金的镁含量同拉伸塑性的关系Fig.8EffectofMgcontentontensileplasticityofalloyD图9D合金的拉伸塑性同温度的关系Fig.9EffectoftemperatureontensileplasticityofalloyD图10D合金的持久寿命同镁含量的关系Fog.10EffectofMgcontentonstressrupturelifeofalloyD3镁的作用机制忽略溶质原子电子分布等性质的影响，由于晶内溶质原子的尺寸通常同所