Ｃ含量对合金组织及力学性能影响

 C在高温合金体系中一般作为晶界强化元素，除了一些单晶高温合金不用C来强化晶界外，几乎所有高温合金都含有C。在炼钢过程中Ｃ起到精炼剂 的作用，真空冶炼时利用碳氧反应来降低O的含量 。一般铸造合金的Ｃ含量要高于变形合金，这是由于Ｃ的加入有助于提高金属流动性，改善铸造性能。含有Ｃ的高温合金，在固溶处理后，γ基体对于Ｃ已经成为过饱和 固溶体， 因此会形成碳化物。一般碳化物在固溶处理过程会在晶界处优先形核、长大，这是由于晶界原子自由能较低的原因 。而 C含量对高温合金的影响相关研宄己经很多，例如 Ｃ含量的増加可以提高FGH96合金锭650℃时的抗拉强度和屈服强度。在 GH4199合金中随着Ｃ含量增加，碳化物尺寸增大，数量增多并产生聚集 ， 使合金持久寿命下降。在FGH4169合金中平均晶粒尺寸随着C含量增加而变小。上述相关研究表明C含量对高温合金组织性能会产生影响。

1、C元素对合金组织的影响

      使用JmatPro6.0计算该合金相图，如图3.1所示。可知经过热轧以及固溶处理之后合金内部碳化物析出情况。由图可知10C合金与31C合金只析出MC型碳化物，53C与76C合金析出M23C6和MC型碳化物。且MC型碳化物初始溶解温度随着C含量增加而增加，初熔温度分别是：830℃、900℃、1010℃、1070℃，而M23C6型碳化物初始溶解温度随着C含量增加变化不大，在53C合金和76C合金中均为860℃左右。析出MC型碳化物的质量分数峰值在31C、53C、76C合金中变化不大均为0.23%左右，在10C合金中含量较少为0.1%左右。在53C合金和76C合金中析出M23C6型碳化物的质量分数会随着C含量增加而增加，分别为0.5%和0.85%。综上所述C元素含量大于0.03%时，C元素主要影响MC型碳化物的初始溶解温度和M23C6型碳化物的质量分数。

2、C对合金热轧态组织的影响

      不同C含量合金经过高温热轧后的晶粒组织重构图如图3.2（a-d）所示，热轧之后合金几乎已经完全再结晶，晶粒取向较为随机，无论是在TD方向还是RD和ND方向上热轧变形均未导致出现织构。同时晶粒尺寸细小且均匀，短时间的保温没有使合金晶粒长大过多。但是可以发现C含量对热轧态合金晶粒尺寸是有影响的。平均晶粒尺寸由晶粒重构图通过等面积法将每个晶粒换算成圆，进而通过圆的直径来直观反映。10C合金晶粒平均尺寸为4.4um左右，31C合金晶粒平均尺寸为3.7um左右，53C合金晶粒平均尺寸为2.6um左右，76C合金平均晶粒尺寸为2.5um左右，最大差值为1.9um。如图3.3所示，热轧态合金晶粒尺寸随着C含量增加而减小。原因如下：根据图3.1的相图计算结果，在1150C轧制过程中碳化物的质量分数随着C含量增加而增加，而碳化物在热轧过程起到钉扎晶界，进而阻碍晶粒长大的作用。

       晶界在不同C含量合金的分布如图3.4（a-b）所示，右上角为晶粒尺寸分布图，图中大角晶界使用黑色线条标识，3挛晶界使用红色线条标识。观察图3.4可知热轧态合金内部有大量贯穿晶粒的（111）60°的板条状挛晶，这些挛晶都是退火挛晶，这是由于y基体是面心立方结构，层错能一般较低，在再结晶过程中容易发生原子错排从而形成退火挛晶。挛晶尺寸与晶粒尺寸成正比，晶粒较小的合金挛晶种类大部分是贯穿型挛晶，而晶粒较大的合金内部除了贯穿型挛晶以外还出现了终止于晶粒内部的李晶以及孤岛型挛晶。虽然该合金热轧过程中发生动态再结晶，但是观察图3.4（a-d）右上角晶粒尺寸分布图可以发现：合金依然存在晶粒大小不均匀的情况，10C合金与31C合金中虽然存在少量小晶粒，但比例都在20%左右，而53C合金和76C合金中小晶粒达到了30%以上，这表明随着碳含量的增加组织均匀性也在变差。

      热轧态样品

3挛晶界数量占比随C含量变化如图3.5所示。从图中可知其中

3占比随着C含量增加而先保持不变后快速减小。原因如下：有研究表明退火挛晶的形成与层错的形成有关，在退火过程中先形成层错，然后不断生长，最终转化为退火挛晶的晶核，同时退火挛晶也是大角度界面的迁移结果。图3.6（a-d）是不同C含量热轧态合金局部取向差（KAM）分析，相比其他合金，76C合金内部依旧保留大量的变形组织，内应力较大。这是由于随着C含量增加MC碳化物含量增加，阻碍晶界迁移，进而阻碍动态再结晶进程从而此位置未产生退火李晶，故Z3李晶界数量占比较少。根据以上信息可以得知当C含量较高时（0.076%左右），需要提高其热变形温度，以获得良好的原始热轧态组织。

      图3.7是不同碳含量热轧态微观组织图。当C含量较低时，C元素固溶在y奥氏体基体中而并未形成碳化物，如图3.7（a）（b）所示，10C合金和31C合金内部几乎没有出现碳化物，且晶粒尺寸明显大于其它两种合金。当C元素超过基体的固溶极限时就会和基体中的Nb元素和Cr元素等结合析出碳化物，如图3.7（c）（d）所示，53C合金和76C合金中的碳化物逐渐析出，且数量随着C含量增加而增加。图3.7（e）是76C合金区域a的放大图，对碳化物进行能谱检测（EDS），发现在晶界处析出体积较大、颜色较暗且呈块状的是富Nb的MC型碳化物，宽度为2um左右，如谱图1所示；在晶界处析出体积较小且呈现链状颜色较亮的颗粒是富Cr的M23C6型碳化物，宽度为0.2um左右，如谱图2所示。

     不同C含量热轧态合金碳化物（M23C%与MC之和）面积分数如图3.8所示，该图中每个数据点取5张图片平均碳化物面积分数的平均值，来得到较为准确的数值。随着C含量的增加，碳化物析出面积分数越来越来高，且通过观察发现，53C合金相比31C合金碳化物面积分数增长速率最高，因此可以判断在C元素在该热轧态合金内固溶极限在0.031%-0.053%之间，低于此碳化物析出数量很少，高于此碳化物会大量析出。合金中较少的碳化物容易导致固溶处理时出现晶粒快速长大的情况；如果可以析出一定量的碳化物，且分布在晶界上或者晶界附近，则可以起到钉扎晶界，进而有助于控制固溶处理后平均晶粒尺寸，已达到细化晶粒，提高性能的作用。综上所述控制C含量可以直接控制碳化物的析出，进而决定晶粒尺寸的大小，不同使用条件下的合金需要设定不同C含量。

     由于该合金是在高温环境下使用的合金材料，适中的晶粒对其各方面的性能有积极作用，而较细小的晶粒尺寸不利于材料的高温性能，故经过热轧工艺后的合金还需要进行下一步的固溶处理，来获得较为合适的晶粒尺寸，方能满足使用条件。由于合金组织具有遗传性，故研究热轧态组织可以为固溶态合金组织受C含量的影响提供理论依据。