赵 霞，王 旻，郝宪朝，查向东，高 明，马颖澈，刘 奎

1) 中国科学院金属研究所核用材料与安全评价重点实验室,沈阳 110016 2) 中国科学技术大学材料科学与工程学院,合肥 230026 3) 中国科学院金属研究所师昌绪先进材料创新中心,沈阳 110016

晶界是金属材料中典型的面缺陷，合金的诸多失效行为均与晶界有关.尤其在高温状态下，晶界强度下降成为合金承载失效的薄弱环节，因此如何通过调控晶界来改善合金性能一直受到国内外研究人员的重视.弯曲晶界是平直晶界在特定的工艺条件下发生弯曲形成的一种特殊形状的晶界，通常用平均波长和平均振幅来表征弯曲晶界的几何特征[1].改变晶界形状，使传统的平直晶界变为弯曲晶界，是强化晶界、提高合金性能的重要手段之一.国外从20 世纪50 年代末期开始研究弯曲晶界现象，并应用在航空发动机涡轮叶片等关键部件上[2]，国内自1974 年开始研究铁/镍基奥氏体合金中的弯曲晶界，试图澄清弯曲晶界的形成条件、机理及其对合金性能的影响作用.

适宜的热处理工艺是获得弯曲晶界的重要手段，现已发现合金固溶处理后直接进行缓冷热处理或等温热处理是获得弯曲晶界最为简单易行的两种方法.但由于合金体系的复杂性，不同合金获得弯曲晶界的具体方法各不相同.目前，尚有很多合金缺乏获得弯曲晶界的定量热处理工艺参数.即使部分合金通过缓冷或等温热处理工艺获得了弯曲晶界，也没有系统的研究固溶温度、固溶时间、冷却速率、时效温度及时效时间等热处理参数对弯曲晶界形态特征的影响，缺乏弯曲晶界形成的动力学数据，这限制了弯曲晶界形态的有效、准确调控.

有关弯曲晶界形成机制的讨论主要集中在晶界与第二相（如晶界碳化物和γ′相等）之间的相互作用.部分学者认为，弯曲晶界的形成与晶界上γ′相的取向性生长有关[3−7]，并指出γ′相的析出形态、尺寸和数量会影响晶界弯曲的形成[3,8−10]；也有学者发现，晶界碳化物是诱发弯曲晶界形成的主要原因[3,11−12]，Hong 等则提出晶界上C、Cr 原子的偏聚可造成晶界弯曲[13].可见，弯曲晶界的形成机理目前尚无统一定论，合金体系的复杂性也使弯曲晶界形成机制的研究变得更加困难.另外，在大多数合金中弯曲晶界的形成几乎与晶界第二相的析出同时发生，这就很难将弯曲晶界与析出相很好地分离开研究，因此关于弯曲晶界与晶界第二相形成的先后顺序，以及这两者之间究竟是如何相互影响的，至今仍存在争议.

采用适当的热处理工艺获得弯曲晶界，可以有效抑制合金失效过程中的孔洞萌生并阻碍裂纹扩展.现已发现，弯曲晶界在提高合金持久、蠕变寿命和高温塑性方面表现最为优异，对合金的耐蚀性能和焊接性能也具有良好作用，但对瞬时拉伸强度和疲劳性能影响不明显.需要关注的是，通过缓冷获得弯曲晶界的同时，常会出现尺寸粗大的析出相分布于晶界，同时晶内组织过度粗化，导致合金性能降低.因此，如何合理调控热处理工艺，使弯曲晶界、晶界析出相和晶内组织良好匹配，是有效提高材料性能的关键与难点，目前这方面的相关报道较少，还需要进行更深入的实验研究，这将对实际生产具有重要指导意义.

本文旨在对国内外关于弯曲晶界的研究进展与结果进行总结，探讨弯曲晶界的形成条件、形成机制以及弯曲晶界对合金性能的影响，同时也提出了现阶段弯曲晶界研究存在的问题与难点，为铁/镍基奥氏体合金弯曲晶界的进一步优化和以后的工程化应用提供一些设计和研究思路.

1 弯曲晶界的形成条件

奥氏体钢或合金获得弯曲晶界的方法主要有控冷热处理、回溶热处理、等温热处理、机械热处理和合金化等，弯曲晶界如图1 所示[1].由于不同材料的成分、析出相、使用条件、性能指标等因素各不相同，获得弯曲晶界所采用的方法也不同.

图1 弯曲晶界示意图[1]Fig.1 Schematic of the wavelength and amplitude of a serrated grain boundary[1]

1.1 控冷热处理

控冷热处理是获得弯曲晶界最有效、应用最广泛的一种特殊热处理制度.该方法是将合金固溶一定时间后直接以规定冷速冷却至某一温度水冷或冷却至某一温度进行时效热处理，如表1 所示.在合金冷却前为了充分溶解晶界析出相、促进弯曲晶界形成，控冷热处理的固溶阶段一般温度较高或时间较长.表2 表明，当固溶温度较低时，合金晶界为平直形态；随着固溶温度的升高，弯曲晶界逐渐形成，且温度越高，弯曲晶界的波长越长，但这对振幅影响不明显.冷速是控冷热处理的关键，采用不同冷速会造成组织上的明显差异，对晶界的弯曲程度产生不同的影响.文献[12]的研究表明，冷速越快，弯曲晶界的振幅和波长越小，而文献[3]则发现，提高冷速会增大波长、降低振幅，如表3 所示.表4 是控冷后直接进行等温时效处理对弯曲晶界的影响，合金控冷至适当温度等温处理能够在一定程度上提高晶界的弯曲程度，但是等温处理的温度不宜太高.可见，目前虽然能够通过控冷方法获得弯曲晶界，但仍缺乏弯曲晶界形成的动力学数据，也没有系统地研究固溶温度、固溶时间、冷却速率、时效温度及时效时间等热处理参数对弯曲晶界形成的影响规律及作用机制，这限制了弯曲晶界形态的有效、准确调控.

表1 标准热处理和控冷热处理对晶界弯曲的影响Table 1 Effects of standard and controlled-cooling heat treatments on the serration of grain boundary

表2 固溶制度对晶界弯曲的影响Table 2 Effect of solution heat treatment on the serration of grain boundary

表3 冷速对晶界弯曲的影响Table 3 Effect of cooling rate on the serration of grain boundary

表4 控冷后直接等温时效处理对晶界弯曲的影响Table 4 Effect of direct isothermal aging treatment on the serration of grain boundary

值得注意的是，控冷工艺虽然能够形成弯曲晶界提高合金晶界强度、改善合金高温塑性，但缓慢的冷速往往会导致合金第二相尺寸严重粗化，弱化晶内组织，反而降低材料强度，使弯曲晶界的应用受到限制.为了克服缓冷工艺的缺点，有学者提出了回溶热处理制度，即在控冷热处理之后，再进行一次固溶水冷或固溶+时效热处理[2]，目的是想在保留弯曲晶界的同时，使晶内粗大的析出相大部分回溶到基体中或以细小弥散的方式重新析出，获得晶界与晶内强度的良好配合，以改善合金的综合性能.但是，目前关于回溶热处理的研究较少，回溶处理后弯曲晶界是否能够完全保留，不同合金是否能够获得较好的晶界和晶内组织，以及是否能够有效提高合金的综合力学性能，这些问题尚无相关报道，还有待进一步研究.

1.2 等温热处理

有的合金直接采用传统的等温时效热处理就能获得弯曲晶界，但这对时效温度的选取要求较为严格.如在AISI316 合金中，时效温度在650～850 ℃之间可以获得弯曲晶界，而当温度为550 ℃或900～950 ℃时则为平直晶界[20−22].采用等温时效就可以直接获得弯曲晶界的合金，因组织形态控制良好，合金综合性能较好.但是根据文献调研，只有少数合金可以仅通过等温时效获得弯曲晶界，该方法的应用受到限制.

叶锐曾和陈国良[2]，以及葛占英等[18]曾提出过一种特殊的等温热处理方法获得弯曲晶界：合金固溶一定时间后，空冷到某一温度保温，再冷却到室温.该方法在很多合金中获得了弯曲晶界，如表5 所示.

表5 标准热处理和等温热处理对晶界弯曲的影响Table 5 Effects of standard and isothermal heat treatments on the serration of grain boundary

1.3 机械热处理和合金化

少数合金在机械变形与热处理的共同作用下能够形成弯曲晶界.例如，在Ni−20Cr 二元合金中[19]，1200 ℃×5 min+5 ℃·min−1→800 ℃+WQ 的控冷热处理制度并不能获得弯曲晶界，而将该制度控冷过程中同时增加5%的压缩变形则可成功获得弯曲晶界，如图2 所示.此外，添加合金元素有时也可诱发弯曲晶界[26].文献指出[2]，在镍基铸造高温合金中，添加Hf 能使γ′相由立方体变为柱状，诱发弯曲晶界形成.

图2 Ni-20Cr 合金热处理示意图与对应的晶界SEM 形貌.（a）控冷热处理示意图；（b）控冷热处理的晶界形貌；（c）控冷热处理同时进行5%应变压缩示意图；（d）控冷热处理同时进行5%应变压缩的晶界形貌[19]Fig.2 Heat treatment regime and grain boundary SEM morphology of Ni-20Cr alloy:(a) schematic of controlled cooling heat treatment;(b) grain boundary morphology of the sample controlled cooled;(c) schematic of controlled cooling with a 5% compressive strain hold at the same time;(d) grain boundary morphology of the sample controlled cooled and 5% compressed [19]

2 弯曲晶界形成机制讨论

对于不同合金中弯曲晶界的成因，核心问题是讨论晶界迁移的原因，即晶界迁移的驱动力.针对这一问题，学者们主要围绕碳化物诱发晶界迁移和γ′相诱发晶界迁移两种方式进行讨论.碳化物诱发弯曲晶界一般发生在碳化物强化的奥氏体耐热钢、低合金化和中合金化镍基变形合金、碳化物溶解温度高于γ′相和只有碳化物析出的合金中，而γ′相诱发弯曲晶界常发生在高合金化、高γ′含量和γ′相溶解温度高于碳化物的镍基合金中.一般碳化物诱发弯曲晶界的冷速通常比γ′诱发弯曲晶界的要快[18,27].

2.1 碳化物诱发弯曲晶界

2.1.1 弯曲晶界与碳化物析出特征

弯曲晶界形成过程中，会伴随碳化物在晶界析出，根据合金成分的不同，将常见的分布在弯曲晶界上的碳化物分为M23C6型、M7C3型和M6C 型碳化物.一般来说，平直晶界上的碳化物一般呈颗粒状或三角形，沿晶界连续或半连续分布，这些碳化物析出数量多，尺寸小、约为几百纳米.而在弯曲晶界中，碳化物呈不连续分布，形貌主要呈长棒状、片状、小平面状或沿弯折晶界拐点长大的弯曲状等，碳化物析出量较平直晶界少，尺寸较大，一般为几微米，甚至是十几微米.例如，在600 合金弯曲晶界上的碳化物为M7C3型碳化物，形貌为长棒状和小平面状，平均长度约为7 μm，沿弯曲晶界不连续分布，而平直晶界上的碳化物为颗粒状，平均尺寸约为600 nm，析出数量较弯曲晶界明显增多，如图3 所示[12].Tang 等[12]认为，600 合金在较低温度固溶并缓冷无法获得弯曲晶界，是因为当低温固溶时晶内碳化物未完全溶解，使晶界可用C 原子减少，致使随后缓冷过程碳化物析出数量显著降低，且碳化物优先析出在三叉晶界处，而大角度晶界上的碳化物数量少，距离远，所以弯曲晶界未能形成或弯曲现象不明显.Lim 等[28]的研究显示，在690 合金中，细小的颗粒状M23C6型碳化物密集地分布在平直晶界上，而沿弯曲晶界析出粗大的平面状碳化物，如图4 所示.Hong 和Nam[21]在研究AISI 316 不锈钢中的弯曲晶界现象时发现，弯曲晶界上的M23C6型碳化物密度低，呈小平面状，而平直晶界上的M23C6型碳化物密度高，形貌近似三角形.徐志超等[25]指出，10Cr−15Co−Ni合金弯曲晶界上伴随着棒状M6C 型碳化物析出，且碳化物形核数量少，尺寸大.需要说明的是，葛占英等[18]和叶锐曾等[27]研究发现，含Nb 的高合金化GH151 合金晶界分布着大量NbC，NbC 的形成显著降低了M6C 的析出量，而NbC 颗粒对晶界迁移的钉扎作用，使控冷和等温时效处理都很难形成弯曲晶界.

图3 600 合金热处理制度示意图与对应的晶界SEM 形貌.（a）缓冷热处理制度；（b）分步时效热处理制度；（c）缓冷热处理后的弯曲晶界；（d）等温时效热处理后的平直晶界[12]Fig.3 Heat treatment regime and grain boundary SEM morphology of Alloy 600:(a) schematic of slow cooling heat treatment;(b) schematic of step aging heat-treatment;(c) grain boundary morphology of the sample slowly cooled;(d) grain boundary morphology of the sample step aged[12]

图4 690 合金不同热处理制度条件下的晶界和碳化物SEM 形貌.（a）1080 ℃保温10 min 水淬后720 ℃保温10 h；（b）1080 ℃保温10 min 后以0.5 ℃·min−1 控冷[28]Fig.4 SEM morphology of grain boundary and carbide in Alloy 690:(a) solution annealed at 1080 ℃ for 10 min before water quenching and aged at 720 ℃ for 10 h;(b) solution annealed at 1080 ℃ for 10 min and cooling at 0.5 ℃·min−1[28]

关于弯曲晶界与碳化物的形成顺序，不同学者持不同观点.徐志超等[25]和叶锐曾等[27]在观察10Cr−15Co−Ni 合金等温处理过程平直晶界向弯曲晶界转变时指出，一旦M6C 型碳化物在晶界析出，该处晶界就随之迁移并形成弯曲晶界，并认为虽然M6C 型碳化物可能首先在晶界处形核，但碳化物长大过程几乎与晶界迁移同步发生.Kim 等[16]以及Hong 和Nam[21]则认为，合金控冷或等温时效过程先形成弯曲晶界，后析出碳化物，在研究AISI 316 不锈钢等温时效处理时发现，弯曲晶界优先于M23C6型碳化物析出（图5）[21]，并指出弯曲晶界的形成主要是受碳含量影响.在研究Ni−(10～30)Cr−0.1C（Cr 的质量分数为10%～30%）三元合金[1]和Nimonic263 合金[15]缓冷时发现，弯曲晶界形成初期，晶界并没有碳化物析出.

图5 AISI 316 不锈钢时效处理初期未形成碳化物时的弯曲晶界SEM 形貌[21]Fig.5 SEM micrograph of the serrated grain boundary in AISI 316 stainless steel at the initial stage of aging prior to precipitation[21]

2.1.2 碳化物诱发弯曲晶界机制

（1）碳化物取向生长诱发弯曲晶界.

山崎道夫[29]在研究碳化物强化奥氏体耐热钢弯晶形成过程时发现，碳化物在晶界处沿特定方向取向生长，并引发弯曲晶界，如图6 所示.其研究指出，由于bb′段比aa′段距离短，为减少界面能，aa′段晶界转向bb′位置，形成弯曲晶界.该工作虽然从能量角度提出了晶界迁移的驱动力模型，但却仅强调了碳化物与基体的位向关系，而碳化物诱发弯曲晶界还与其他因素有关.

图6 碳化物取向生长诱发弯曲晶界示意图（固溶处理形成平直晶界aa′，碳化物析出后形成弯曲晶界bb′）[29]Fig.6 Model for serrated grain boundary formation based on carbide precipitation (Flat grain boundary aa′ formed by solution treatment and serrated grain boundary bb′ formed after carbide precipitation)[29]

（2）碳化物与基体共格关系不同诱发弯曲晶界.

部分学者认为，碳化物诱发弯曲晶界迁移的驱动力还跟晶界碳化物与两侧晶粒的共格关系不同有关.例如，在600 合金弯曲晶界中，M7C3型碳化物与晶界一侧晶粒共格，另一侧晶粒非共格，而该合金平直晶界中的M7C3型碳化物与两侧基体均保持非共格关系[12]；在AISI304 不锈钢弯曲晶界中，一部分碳化物与一侧晶粒共格，另一部分碳化物却与另一侧晶粒共格，而平直晶界中的碳化物均与同一侧晶粒具有共格关系，与另一侧晶粒非共格[14].晶界碳化物与两侧晶粒取向关系不同而诱发的弯曲晶界现象被解释为：在不同合金中，晶界两侧的晶面指数一般不同，晶界碳化物析出时，由于高指数晶面具有较高的界面能，碳化物大多会在该侧形核，并与之形成共格取向关系，而与低指数晶面一侧的晶粒非共格[2,30−31].碳化物形核后，共格相界面较为稳定，能量较低，稳定性较好，而非共格相界面能量较高，具有比较高的可动性，导致碳化物易向该侧晶粒内长大，界面随析出相的长大而向前迁移，最终使晶界凸向非共格晶粒一侧，形成弯曲晶界.该理论成立的前提是认为晶界先析出碳化物，随后晶界发生弯曲，且碳化物析出尺寸较大（数微米以上），所以该理论常用于缓冷热处理工艺中.需要指出，这种因共格关系不同诱发弯曲晶界机制不仅适用于碳化物，同时也适用于由晶界γ′相诱发弯曲晶界的情况，后文会详细介绍.

2.2 元素对弯曲晶界的作用

Hong 等认为，合金会优先形成弯曲晶界，随后析出碳化物，因此弯曲晶界的形成与碳化物无关，而与晶界附近的C 或Cr 元素含量相关.Lee 等[19]对Ni−20Cr 二元合金的研究表明，5%的压缩变形可以诱发弯曲晶界，其实质是因为压缩变形使晶界处位错密度增加，而位错促使Cr 元素在晶界富集，并认为Cr 元素的晶界偏析是引发弯曲晶界的主要因素，并同时将Ni−20Cr 二元合金进行高温固溶处理，使晶界富Cr，同样获得了弯曲晶界，如图7所示[19].Latief 等[1]在Ni−(10～30)Cr−0.1C 三元合金中发现，Cr 的不连续偏析导致晶界附近晶格畸变，进而诱发弯曲晶界，提高Cr 含量，增加晶格畸变能，弯曲晶界的振幅增大.而在对AISI316 不锈钢弯晶研究显示，提高碳含量或进行渗碳处理后会出现弯曲晶界[16]，认为弯曲晶界可能与C 元素在晶界处的晶格扩散激活能有关[22]，并指出晶界弯向低指数界面，形成低自由能的新界面，是为了降低系统的总自由能[15,20].

图7 采用三维原子探针观察Ni−20Cr 二元合金中弯曲晶界处的元素分布.（a）取样位置；（b）柱状样品中的弯曲晶界；（c）元素分析区域；（d）Ni 原子浓度分布;(e)Cr 原子浓度分布；（f）Ni+Cr 原子浓度分布；（g）Ni 和Cr 原子的浓度曲线[19]Fig.7 APT elemental distribution at the serrated grain boundary in Ni-20Cr binary alloy:(a) sampling position;(b) the serrated grain boundary in cylindrical sample;(c) elemental analyzing area;(d) concentration distribution of Ni atoms;(e) concentration distribution of Cr atoms;(f) concentration distribution of Ni+Cr atoms;(g) concentration curve of Ni and Cr atoms[19]

2.3 γ′诱发弯曲晶界

2.3.1 弯曲晶界与γ′析出特征

仲增墉等[32]对A 合金(Ni−15Co−10Cr−5.5Mo−5.5W−4.2Al−2.4Ti−0.05C)和B 合金(Ni−15Co−15Cr−3.7Mo−4.9Al−3.9Ti−0.15C)两种成分的高γ′(体积分数为45%～50%)镍基变形合金进行控冷实验，结果发现γ′相是诱发弯曲晶界的主要原因.该研究显示，两种合金控冷试样的弯曲晶界上均析出大量粗大的块状γ′相，如图8 所示.研究人员同时对两种合金控冷过程的晶界碳化物进行了详细观察，发现A 和B 合金晶界碳化物分别为M6C 和M23C6.A 合金中M6C 型碳化物起始析出温度高于γ′相，可以使晶界发生局部弯曲，但由M6C 型碳化物引发的弯曲晶界数量较少.而B 合金中M23C6碳化物形成温度低，缓冷过程中不会析出，对弯曲晶界不产生影响.谭菊芬等[23]对GH220 合金缓冷弯曲晶界的研究也发现，合金缓冷时γ′相在晶界形成，引发弯曲晶界.

图8 A 合金的（a）弯曲晶界和（b）晶界γ′相组织形貌，以及B 合金的（c）弯曲晶界和（d）晶界γ′相组织形貌[32]Fig.8 Microstructural observations on the (a) serrated grain boundaries and (b) the γ′ phase in Alloy A cooled at 7 °C·min−1，and on the (c) serrated grain boundaries and (d) the γ′ phase in Alloy B cooled at 1 °C·min−1[32]

2.3.2 γ′诱发弯曲晶界机制

固溶+空冷的标准热处理工艺，冷速快且过冷度大，合金中一般形成弥散细小的γ′相，晶界平直.缓冷时，固溶体过饱和度小，γ′相形成的驱动力不足，此时γ′相优先在晶界处形核，并与一侧晶粒具有共格关系，而与另一侧晶粒非共格.杨万鹏等[3]在研究镍基粉末高温合金FGH98I 中γ′相诱发弯曲晶界时发现，固溶冷却速率不同，晶界上析出γ′相的形态、尺寸和数量不同，这对弯曲晶界的形状有显著影响.他们根据γ′相在晶界的不同析出形态，提出了γ′相诱发晶界弯曲的4 种模式.

一是γ′相长大诱发弯曲晶界模式，该模式是由于非共格相界面的能量高，晶界γ′相向非共格一侧长大的速度比向共格一侧的快，溶质原子流使γ′相向垂直晶界的方向长大，推动晶界移动，形成弯曲晶界，如图9（a）～（b）所示.

二是γ′相不稳定生长引发的弯曲晶界模式，在缓冷条件下，晶界处溶质元素的不均匀分布有时会导致γ′相发生界面失稳，形成树枝状形貌，见图9（c），这种特殊形貌的γ′相会朝晶界面方向取向生长，引发弯曲晶界，如图9（d）所示.

三是晶界γ′相移动诱发弯曲晶界模式，当弯曲晶界的振幅明显大于析出相尺寸时（图9（e）），弯曲晶界的形成就不只是γ′相长大所致，还与晶界γ′相的移动有关.Koul 和Gessinger[4]，以及Koul 和Thamburaj[33]指出，γ′/γ 相界面为共格界面，γ′/晶界界面为非共格界面，两种界面间的净应变能差会提供一个驱动力使γ′相向晶界方向移动，推动晶界发生弯曲，如图9（f）所示.此理论要求γ′相尺寸要达到一个最小临界值r才能发生移动，公式如下：

其中，γst是由错配位错引起的畸变导致的界面能，J.m−2；δ为析出相与基体间的错配度，%；μ为基体剪切模量，Pa.

四是小尺寸γ′相析出密度不同诱发的弯曲晶界，晶界两侧γ′相密度不同时会产生不同程度的共格应变，使晶界两侧产生不规则的点阵畸变，导致晶界处某一部分处于被压或被拉状态，为释放这种不平衡的应变能，晶界附近会产生一定的驱动力，触发弯曲晶界形成，这种模式引发的弯曲晶界振幅较小，如图9（g）～（h）所示.

图9 FGH98I 合金固溶处理后缓冷过程中的γ′相与弯曲晶界.（a）γ′相长大诱发晶界弯曲；（b）γ′相长大诱发晶界弯曲示意图；（c）树枝状γ′相生长诱发晶界弯曲；（d）树枝状γ′相生长诱发晶界弯曲示意图；（e）γ′相移动诱发晶界弯曲；（f）γ′相移动诱发晶界弯曲示意图；（g）晶界两侧γ′相密度不同诱发的弯曲晶界；（h）晶界两侧γ′相密度不同诱发的弯曲晶界示意图[3]Fig.9 γ′ phase and grain boundary serration in FGH98I alloy after solution annealing and slow cooling:(a) serration induced by γ′ phase growth;(b) schematic of the γ′ phase growth induced serration;(c) serration induced by dendritic γ′ phase formation;(d) schematic of the dendritic γ′ phase formation induced serration;(e) serration induced by γ′ phase movement;(f) schematic of the γ′ phase movement induced serration;(g) serration induced by particle density difference;(h) schematic of the particle density difference induced serration [3]

未析出γ′相的晶界段发生弯曲是因为γ′相和晶界相交的三叉结点处的3 个界面张力保持平衡，并满足下式：

其中，σγ-γ′,coh为γ′相与共格边基体间的界面张力，N·m−1；σg.b.为γ′相与晶界的界面张力，N·m−1；σγ-γ′,incoh为γ′相与非共格边基体间的界面张力，N·m−1；α，β，ζ依次为γ′相与共格基体界面、γ′相与晶界和γ′相与非共格基体界面的界面角.由于σγ-γ′,coh比σg.b.和σγ-γ′,incoh小得多，sinα值也要小，因而α角需要向180°方向变大，原晶界发生迁移，形成弯曲晶界[2,32].

2.4 晶粒尺寸对弯曲晶界的作用

Jeong 等[20]在研究AISI316 不锈钢等温时效形成弯曲晶界过程中，从能量角度分析了晶粒尺寸对弯曲晶界的影响.研究认为，在880 ℃以上等温时效，由于时效温度较高，合金主要通过晶粒长大来降低系统自由能，且发现此时并无弯曲晶界形成.而650～870 ℃等温时效，晶粒几乎不再长大，合金通过发生晶界弯曲来降低自由能.因此，为了降低系统总的自由能，较小尺寸的晶粒更容易形成弯曲晶界.增大晶粒尺寸会增加小角度晶界比例，但仲增墉等[32]和Bhuyan 等[34]的研究均表明，小角度晶界上的析出相不会诱发弯曲晶界.

综上可见，关于弯曲晶界的形成机理目前尚无统一定论，合金体系的复杂性也使弯曲晶界形成机制的研究变得更加困难.另外，在大多数合金中弯曲晶界的形成几乎与晶界第二相的析出同时发生，这就很难将弯曲晶界与析出相很好地分离开研究，因此关于弯曲晶界与晶界第二相形成的先后顺序，以及这两者之间究竟是如何相互作用的，至今仍存在争议.

3 弯曲晶界对力学性能的影响

3.1 弯曲晶界对蠕变性能的影响

3.1.1 弯曲晶界对蠕变寿命和蠕变塑性的影响

表6 为不同合金中平直晶界与弯曲晶界对蠕变性能的影响，可见弯曲晶界能够显著提高材料的蠕变寿命和蠕变塑性.通常弯曲晶界是通过高温保温并直接缓冷的工艺获得，而缓冷过程常使合金组织粗化，降低蠕变断裂强度.因此，合理调控热处理工艺，使弯曲晶界、晶界析出相和晶内组织良好匹配，是有效提高材料综合性能的关键，这方面工作还有待进一步完善.

表6 不同合金中平直晶界与弯曲晶界对蠕变性能的影响Table 6 Effects of flat and serrated grain boundaries on the creep properties of different alloys

3.1.2 弯曲晶界提高蠕变性能的机制讨论

弯曲晶界提高蠕变寿命和蠕变塑性，主要原因在于弯曲晶界能够抑制晶界滑动，阻碍孔洞的生长和连接，进而延缓裂纹萌生与扩展[42−43].弯曲晶界对孔洞和裂纹的抑制作用，一般只发生在沿晶开裂的蠕变过程，而对穿晶开裂无明显影响.Tang 等[41]在研究In600 合金的蠕变性能时证实，In600 合金的高温低应力蠕变为沿晶断裂，弯曲晶界能够显著提高其蠕变寿命，而该合金的低温高应力蠕变为穿晶断裂，弯曲晶界对穿晶断裂的蠕变寿命则无明显改善.

（1）弯曲晶界的影响.

蠕变过程会产生洞型和楔型两种类型裂纹，洞型裂纹顾名思义就是孔洞连接形成的裂纹，而楔型裂纹一般是在三叉晶界处生成.楔形裂纹扩展速率较快，一旦生成将严重恶化材料的抗蠕变断裂性能.叶锐曾等[35]在研究弯曲晶界对10Cr−15Co−Ni 合金蠕变性能的影响时发现，平直晶界孔洞形成以后，在外力作用下容易沿晶界向前发展，并在三叉晶界处形成楔形裂纹，而弯曲晶界上的孔洞则难以连接，曲折的锯齿形晶界对它们起了阻碍作用.当孔洞长大到一定尺寸，前端的弯曲晶界不能继续阻挡其发展时，这些孔洞便连接成小裂纹，即形成洞型裂纹，洞型裂纹的进一步扩展仍然受到弯曲晶界的抑制作用.

文献[2]与[36]中提出了弯晶强化及孔洞向裂纹发展的规律，并借用了由Griffith 公式演变来的Stroh 公式，解释了弯曲晶界抑制楔型裂纹萌生的主要原因.Stroh 公式如下：

其中，σs为在三叉结点上产生楔型裂纹所需的临界切应力，N·m−2.当晶界上所受的切应力满足上式，孔洞就发展成为楔型裂纹.γ为新断面表面能，J·m−2；G为切变模量，Pa；L为产生滑移的边界长度，m.对于平直晶界，两个三叉晶界间的距离为L，而弯曲晶界中L缩短为弯曲晶界上两个相邻拐点间的距离（图10）.显然，弯曲晶界能够显著抑制楔型裂纹的萌生.

图10 晶界中边界长度示意图.（a）平直晶界；（b）弯曲晶界[2]Fig.10 Schematic of boundary lengths for:(a) flat and (b) serrated grain boundaries [2]

弯曲晶界对蠕变裂纹扩展的抑制作用与弯曲度（振幅/波长）有关.研究表明，晶界滑动是蠕变过程中孔洞形成的主要控制因素，弯曲晶界可有效抑制晶界滑动，且弯曲度越高，晶界滑动速率越慢[38].Raj 和Ashby[44]提出正弦波形弯曲晶界的晶界滑动速率V（m.s−1）为：

其中，τ为外加切应力，N·m−2；Q为原子体积，m3；K为波尔茨曼常数，J·K−1；T为绝对温度，K；ω为晶界厚度，m；Dg.b.为晶界扩散系数，m2·s−1；DL为体扩散系数，m2·s−1；λ为弯曲晶界的波长，m；h为弯曲晶界的振幅，m.可见，h对V的影响较大，即振幅越大，晶界滑动速率越慢.该公式也证明了弯曲晶界比平直晶界的滑动速率更慢.

弯曲晶界对蠕变裂纹的抑制作用是否有效还与裂纹长度有关.Tanaka 等[40]研究发现，21Cr−4Ni−9Mn 钢在700 ℃蠕变过程中，弯曲晶界有效抑制了长度小于400 μm 的裂纹扩展，并且裂纹越长，弯曲晶界的抑制作用越弱.另外，Tanaka 等[40]的研究还发现，蠕变过程中弯曲晶界使裂纹发生偏转并绕行扩展以缓解晶界裂纹的应力集中，有效降低裂纹的生长速率.

（2）碳化物和γ′相的影响.

在大多数弯晶强化合金中，弯曲晶界通常伴随尺寸粗大的碳化物沿晶析出.弯曲晶界是低能晶界，蠕变过程中位错与碳化物的交互作用使晶界作为位错源开动会变的更加困难.变形过程中碳化物的迁移会被局限在晶界微小弯曲段内，粗大的碳化物形状变为点链状，使碳化物迁移速率减慢.此外，新生微裂纹也会被弯曲晶界所间隔，抑制二次裂纹形成，减缓裂纹扩展速率.因此，晶界碳化物与弯曲晶界能够共同抑制晶界滑动，使孔洞萌生困难，有效阻碍裂纹扩展[37−38].

张亚平等[37]在研究GH49 合金蠕变性能时发现，平直晶界试样的晶内蠕变主要是位错攀移越过γ′相所引起，晶界运动受控于晶界滑动.而弯曲晶界的晶内位错不仅攀移越过γ′相，而且可切割γ′相运动，晶界运动受控于晶界滑动与弯曲段内的“回复”移动，提高了晶内蠕变速率而降低了晶界滑动速率，有效地阻止了裂纹扩展，从而提高了蠕变寿命及断裂塑性.

（3）晶界与晶内基体组织的变形协调作用.

蠕变变形时，合金的晶界和晶内的基体组织均参与变形，且相互影响、相互协调.若晶界为平直状态，在晶粒被拉长的过程中，平直晶界本应该大幅滑动，但这与晶内基体组织较少的塑性变形并不匹配，将导致晶界上新增界面的形成，致使晶界孔洞萌生、连接.而对于弯曲晶界，晶粒的拉长可由晶界平直化来实现，无需引入新界面[38].向朝进[36]认为弯曲晶界能够阻碍孔洞形成，这是因为弯曲晶界凸凹不平，晶界彼此间滑移困难，迫使强度较高的晶内基体组织参与变形，从而导致晶界上应力松驰，推迟孔洞的形成.总之，弯曲晶界变形与晶内基体组织变形具有更好的匹配关系，可延长合金的蠕变寿命和蠕变塑性.

3.2 弯曲晶界对疲劳性能的影响

疲劳断裂大多是穿晶断裂，主要取决于合金晶内的组织结构状态，受晶界形态影响较小.例如，在AISI304 合金中，弯曲晶界和平直晶界对由穿晶引发断裂的600 ℃连续低周疲劳性能无明显影响[14].也有部分合金，在低周疲劳断裂的中后期会出现穿晶和沿晶断裂的混合断裂，而此时在沿晶断裂区域，弯曲晶界便可发挥一定的阻碍裂纹扩展作用.例如，弯曲晶界可提高GH220 合金850 ℃和900 ℃的低周疲劳极限强度约30 MPa[45].

弯曲晶界提高合金疲劳性能的主要原因是，在沿晶断裂区域，弯曲晶界能够阻碍位错运动，降低裂纹扩展速率[46].另外，伴随弯曲晶界析出的大尺寸晶界碳化物，也能有效地钉轧位错，抑制晶界滑移和位错扩展.

3.3 弯曲晶界对瞬时拉伸性能的影响

弯曲晶界可改善合金高温瞬时拉伸塑性，而不影响高温强度.表7 为GH220 合金弯曲晶界和平直晶界在950 ℃下的拉伸性能比较，可见，弯曲晶界可使延伸率提高50.7%，断面收缩率提高28.9%[2].弯曲晶界对室温和中温瞬时拉伸性能则无明显影响，如表8 中AISI304 不锈钢的600 ℃拉伸数据所示，弯曲晶界和平直晶界对该合金在600 ℃条件下拉伸强度和塑性影响不大[14].

表7 GH220 合金弯曲晶界与平直晶界在950 ℃条件下的拉伸性能[2]Table 7 Tensile properties of GH220 alloys with flat and serrated grain boundaries at 950 °C [2]

表8 AISI304 不锈钢的弯曲晶界与平直晶界在600 ℃条件下的拉伸性能[14]Table 8 Tensile properties of AISI304 steel with flat and serrated grain boundaries at 600 °C [14]

一般来说，在高温拉伸时晶界是材料的主要薄弱环节，合金失效方式多为沿晶断裂，材料高温拉伸性能与晶界数量成反比，提高晶界强度可显著改善合金的高温力学性能.弯曲晶界因具有特殊的弯折形态，能够有效阻碍失效过程中孔洞的连接并抑制裂纹扩展，进而提高合金的高温塑性.然而，进行室温和中温拉伸时，材料拉伸性能主要受晶内组织影响，材料强度与晶粒尺寸成反比，细晶强化作用显著[47−50].此时晶界形态对材料性能影响作用较弱，因此弯曲晶界不能有效改善材料的室温和中温拉伸性能.

3.4 弯曲晶界对热腐蚀和应力腐蚀性能的影响

Yoshiba 和Miyagawa[51]在Inconel751 合金的800 ℃热腐蚀蠕变试验中发现，与在大气中进行100 h 蠕变相比，弯曲晶界可有效抑制腐蚀环境中蠕变强度的降低，而平直晶界在腐蚀环境中的蠕变强度则明显恶化（表9）[2].弯曲晶界改善合金在热腐蚀条件下的蠕变强度，是由于弯曲晶界和沿晶分布的粗大碳化物能有效地妨碍硫化物及氧化物的沿晶渗透.Bhuyan 等[34,52]将617 合金完全浸泡在三盐混合溶液（含质量分数为75%的Na2SO4，质量分数为20%的NaCl 和质量分数为5%的V2O5）中，进行1000 ℃，24～48 h 的热腐蚀测试，在保证晶粒尺寸和孪晶数量一致的前提下，评价弯曲晶界对高温热腐蚀性能的影响.结果发现，与平直晶界相比，弯曲晶界试样表面的孔洞尺寸小、数量少，且贫Cr 区更小.这是由于弯曲晶界不仅阻碍了腐蚀性原子的沿晶向内渗透作用，同时还有效地抑制了晶界Cr 原子向外扩散，如图11 所示.

表9 Inconel751 合金在大气及热腐蚀环境中的蠕变性能[2]Table 9 Creep properties of Inconel751 alloy in air and in a corrosive environment [2]

图11 617 合金热腐蚀元素渗透过程示意图.（a）平直晶界；（b）弯曲晶界[52]Fig.11 Schematic highlighting the extent of percolation in:(a) flat grain boundary;(b) serrated grain boundary specimens of Alloy 617 during thermal corrosion[52]

弯曲晶界对提高合金的抗应力腐蚀性能同样具有优异效果.Kim 等[53]的研究表明，弯曲晶界可显著提高600 合金的抗应力腐蚀开裂性能.其研究认为，应力腐蚀裂纹优先在垂直于拉伸载荷轴的晶界处萌生和扩展，弯曲晶界中垂直于晶界的分解拉应力较平直晶界低，如图12 所示.显然，在应力腐蚀过程中，弯曲晶界不仅能阻碍腐蚀性原子和Cr 原子的沿晶扩散，而且能够有效地缓解晶界上的应力集中，提高合金的抗应力腐蚀性能.

图12 （a）平直晶界和（b）弯曲晶界拉应力的法向分应力[53]Fig.12 Normal stress components of the tensile stresses on (a) flat and (b) serrated grain boundaries[53]

3.5 弯曲晶界对焊接性能的影响

Hong 等[54]研究了弯曲晶界对变形镍基高温合金263 焊接热影响区液化开裂行为的影响，发现弯曲晶界可以显著改善合金的焊接液化开裂行为.该团队研究表明，导致263 合金液化开裂的主要原因是低熔点元素B 的晶界偏聚，而与平直晶界相比，弯曲晶界能有效阻碍B 元素的晶界扩散，对B 原子的晶界偏析具有较高的抵抗能力，如图13 所示.

图13 263 合金平直晶界的（a）SEM 形貌和（b）B 元素分布，以及弯曲晶界的（c）SEM 形貌和（d）B 元素分布[54]Fig.13 SEM micrographs and corresponding IMS boron images for the (a−b) flat grain boundary sample,and the (c−d) serrated grain boundary sample[54]

综上可见，在力学性能方面，弯曲晶界可以抑制合金失效过程中沿晶开裂时的晶界滑动，阻碍孔洞生长和连接，并延缓裂纹萌生与扩展，有效提高合金持久、蠕变寿命和高温塑性，而对穿晶开裂的疲劳性能和瞬时拉伸强度无明显作用.在耐蚀性能和焊接性能方面，弯曲晶界还能有效阻碍合金在服役环境中或焊接条件下有害元素沿晶渗透和有益元素沿晶溶出，从而改善合金的耐蚀性和焊接性.

4 总结与展望

在铁/镍基奥氏体合金中，弯曲晶界能有效强化晶界、提高合金性能.本文总结了国内外获得弯曲晶界的方法，详细介绍了控冷热处理、等温热处理、机械热处理和合金化等方法在不同合金中的应用.重点围绕碳化物诱发晶界迁移和γ′诱发晶界迁移两种方式，讨论了弯曲晶界的形成原因和晶界迁移的驱动力.概括了弯曲晶界对材料的持久和蠕变性能、疲劳性能、瞬时拉伸性能、热腐蚀和应力腐蚀性能、焊接热影响区液化开裂行为的影响，并分别叙述了弯曲晶界提高材料各性能的内在机理.围绕弯曲晶界形成条件、机制和对性能的作用，进一步提出针对弯曲晶界研究的发展方向如下：

（1）对于主要在高温长时条件下使用的多晶合金，应进一步明确其可获得弯曲晶界的定量热处理工艺参数，并形成完整的晶界弯曲动力学曲线.阐明固溶温度、固溶时间、冷却速率、时效温度以及时效时间等热处理参数对弯曲晶界形态特征的作用机制，实现对晶界弯曲形态的有效调控.

（2）深入研究不同合金中弯曲晶界的形成机制，明确弯曲晶界与晶界析出相形成的先后顺序，澄清这两者之间的相互关联以及各自对合金性能的影响机理.

（3）进一步优化热处理工艺，改善弯曲晶界、晶界析出相以及晶内的组织结构状态，提高材料综合力学性能，拓展弯曲晶界的工程应用.