0. 引　言

在火力發(fā)電領(lǐng)域，超超臨界發(fā)電技術(shù)的蒸汽溫度達(dá)到700 ℃，蒸汽壓力約為35 MPa[1]，這種惡劣的環(huán)境對發(fā)電設(shè)備材料提出了很高的性能要求。此外，為節(jié)約成本、提高生產(chǎn)效率，材料的設(shè)計(jì)服役時(shí)間很長，這就要求材料還要具備良好的高溫蠕變性能。鎳基高溫合金能夠滿足新一代超超臨界發(fā)電技術(shù)的性能要求，但其成本太過昂貴，不能在火力發(fā)電設(shè)備中大量應(yīng)用，因此研究人員通過成分優(yōu)化、熱處理改性等手段研發(fā)出了高溫服役性能優(yōu)異且成本較低的鐵鎳基高溫合金[2]。鐵鎳基高溫合金中添加的鈦、鋁、鎢、鈷等元素可通過元素固溶或生成析出相等形式提高合金強(qiáng)度，并改善其高溫蠕變性能[3-6]。同時(shí)，鐵含量的增加也進(jìn)一步改善了合金的加工性能。

鐵鎳基高溫合金組織中分布著大量的γ′相和碳化物[7-8]：γ′相具有面心立方（FCC）晶體結(jié)構(gòu)，其化學(xué)式為Ni3Al或Ni3（Al，Ti，Nb），可以阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，增加高溫合金的變形阻力[9]；碳化物與γ′相的晶體結(jié)構(gòu)相似，通常以（Nb，Ti）C或Cr23C6的形式存在。在長期蠕變過程中，γ′相及碳化物粗化導(dǎo)致的性能惡化是鐵鎳基高溫合金在實(shí)際服役時(shí)發(fā)生失效的主要因素[10-11]。對鐵鎳基高溫合金在高溫蠕變條件下的組織演變進(jìn)行研究將為進(jìn)一步提升合金的高溫蠕變性能提供設(shè)計(jì)依據(jù)。但是，目前相關(guān)研究較少?；诖?，作者在250 MPa恒拉應(yīng)力下對鐵鎳基高溫合金進(jìn)行675 ℃和700 ℃高溫蠕變試驗(yàn)，研究了不同溫度下試驗(yàn)合金的蠕變性能及組織演變，以期為超超臨界發(fā)電設(shè)備的材料研發(fā)提供參考。

1. 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為采用真空感應(yīng)熔煉方法制備的鐵鎳基高溫合金錠，化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為0.040C，18.200Cr，3.200Co，0.016Nb，47.820Fe，1.330Al，2.870Ti，0.650W，1.040Mo，0.032Si，0.010Mn，0.002B，余Ni。采用線切割方式從合金錠上切取尺寸為200 mm×100 mm×100 mm的試樣，在1 120 ℃固溶2 h，水冷，再在845 ℃下時(shí)效12 h，空冷。固溶處理的主要目的是使合金元素在組織中均勻分布，時(shí)效處理是為了使組織中析出大量γ′相、碳化物等強(qiáng)化相以提升合金強(qiáng)度。

在固溶時(shí)效態(tài)試驗(yàn)合金上截取平行段直徑為10 mm、長度為100 mm的蠕變試樣，采用Instron 5569型萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行恒拉應(yīng)力（250 MPa）下的高溫蠕變試驗(yàn)，蠕變溫度分別為675，700 ℃。試驗(yàn)結(jié)束后采用Tescan Gaia3型掃描電鏡（SEM）觀察斷口形貌。用線切割方法在斷口處截取厚度為0.3 mm的薄片，用砂紙磨至厚度為100 μm后，使用沖片機(jī)沖出直徑為3 mm的圓片試樣，用2000#碳化硅砂紙磨至厚度為50 μm后，在雙射流電拋光裝置上進(jìn)行電解雙噴，電壓為30 V，溫度為−20 ℃，電解液為體積分?jǐn)?shù)10%高氯酸+90%無水乙醇，采用FEI-Tecnai F20型透射電鏡（TEM）在200 kV加速電壓下觀察蠕變斷口附近的位錯(cuò)形貌。采用線切割技術(shù)在蠕變斷裂后的斷口下方切取尺寸為6 mm×8 mm×3 mm的試樣，用砂紙研磨、二氧化硅懸浮液拋光后，用Image A1m型光學(xué)顯微鏡（OM）觀察合金的顯微組織；用由4 g硫酸銅、20 mL鹽酸、20 mL去離子水組成的混合溶液腐蝕后，采用Tescan Gaia3型掃描電鏡觀察合金的微觀結(jié)構(gòu)；用碳化硅砂紙研磨試樣，用體積分?jǐn)?shù)10%高氯酸+90%無水乙醇組成的電解液電解拋光后，采用SEM的電子背散射衍射（EBSD）模式對合金的晶體結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析，用AztecCrystal軟件對采集到的EBSD數(shù)據(jù)進(jìn)行分析。

2. 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 蠕變性能及斷口形貌

由圖1可以看出，675，700 ℃下試驗(yàn)合金的蠕變壽命分別為10 271，2 380 h?？芍?，在250 MPa應(yīng)力下進(jìn)行蠕變試驗(yàn)時(shí)，溫度提高25 ℃，蠕變壽命縮短7 891 h，可見溫度對蠕變壽命的影響巨大。這是因?yàn)槿毕莸漠a(chǎn)生、位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)以及裂紋的擴(kuò)展等均與溫度有關(guān)。

圖 1在應(yīng)力250 MPa、不同溫度下試驗(yàn)合金的蠕變性能曲線

Figure 1.Creep properties curve of test alloy under 250 MPa stress at different temperatures

由圖2可以看出，不同溫度蠕變斷裂后，試驗(yàn)合金斷口的部分表面發(fā)生氧化，斷口均為具有晶間斷裂特征的冰糖狀斷口，蠕變斷裂模式為沿晶斷裂，這也是高溫合金蠕變斷裂的典型方式。對比發(fā)現(xiàn)：675 ℃蠕變斷口氧化更嚴(yán)重，這是因?yàn)樵摋l件下的蠕變時(shí)間更長；675 ℃蠕變微觀斷口光滑，而700 ℃蠕變微觀斷口粗糙，這是由于隨著溫度的升高，合金的蠕變斷裂對組織中的顯微疏松等缺陷更加敏感[12]。

圖 2不同溫度蠕變后試驗(yàn)合金的宏觀和微觀斷口形貌

Figure 2.Macroscopic (a, c) and microscopic (b, d) fracture morphology of test alloy after creep at different temperatures

由圖3可以看出：700 ℃蠕變斷裂后試驗(yàn)合金組織中的位錯(cuò)含量明顯多于675 ℃蠕變斷裂后，同時(shí)位錯(cuò)大量纏結(jié)且分布不均。推測，較高的蠕變溫度會(huì)導(dǎo)致合金中出現(xiàn)更多不均勻分布的位錯(cuò)纏結(jié)，導(dǎo)致組織中出現(xiàn)應(yīng)力集中，從而造成合金的蠕變壽命大大縮短。

圖 3不同溫度蠕變后試驗(yàn)合金斷口附近的位錯(cuò)形貌

Figure 3.Dislocation morphology near fracture of test alloy after creep at different temperatures

2.2 晶粒形貌

由圖4可以發(fā)現(xiàn)，675 ℃蠕變斷裂后試驗(yàn)合金的晶粒尺寸明顯大于700 ℃蠕變斷裂后，675，700 ℃蠕變斷裂后的平均晶粒尺寸分別為131.4，125.0 μm。蠕變溫度較低時(shí)試驗(yàn)合金的蠕變時(shí)間更久，平均晶粒尺寸更大，同時(shí)晶粒尺寸分布離散度更高。這與長時(shí)間蠕變過程中，晶粒在應(yīng)力作用下的不均勻長大有關(guān)。

圖 4不同溫度蠕變斷裂后試驗(yàn)合金的晶粒形貌和晶粒尺寸分布

Figure 4.Grain morphology (a, c) and grain size distribution (b, d) of test alloy after creep fracture at different temperatures

2.3 碳化物形貌

在鐵鎳基高溫合金中存在2種碳化物，一種是分布在晶粒內(nèi)或晶界周圍的尺寸較大的TiC，另一種是以鏈狀形式分布在晶界處的尺寸較小的Cr23C6。TiC在基體中分布均勻，可以提高基體強(qiáng)度；而Cr23C6在晶界處離散分布，釘扎晶界，能夠顯著提高晶界強(qiáng)度[13]。由圖5可以看出：675 ℃蠕變后試驗(yàn)合金中的TiC尺寸在5～20 μm，在組織中均勻分布；700 ℃蠕變后TiC尺寸為7～45 μm，部分TiC呈明顯的團(tuán)聚或條帶狀分布，部分條帶長度達(dá)100 μm左右，這種TiC的不均勻分布會(huì)導(dǎo)致局部應(yīng)力變化，增加材料的脆性。統(tǒng)計(jì)得到675，700 ℃蠕變斷裂后試驗(yàn)合金晶界處的Cr23C6的平均寬度分別為0.72，0.41 μm。蠕變溫度更高的TiC尺寸更大，而Cr23C6平均寬度更小。Cr23C6若在晶界處粗化形成連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，會(huì)顯著增加晶間脆化。不同溫度下蠕變后Cr23C6均未形成明顯的連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，說明Cr23C6在高溫蠕變過程中具有較好的穩(wěn)定性，也間接說明了該高溫合金具有較好的抗高溫蠕變性能[13]。

圖 5不同溫度蠕變斷裂后試驗(yàn)合金的碳化物SEM和OM形貌

Figure 5.SEM (a–b, d–e) and OM (c, f) morphology of carbides in test alloy after creep fracture at different temperatures

2.4 γ′相形貌

作為鐵鎳基高溫合金中的重要析出相，γ′相廣泛分布在晶粒內(nèi)部及晶界處，晶粒內(nèi)部γ′相與晶界處γ′相具有不同形貌，其中晶粒內(nèi)部γ′相演化對高溫合金蠕變性能尤為重要[13]。由圖6可以看出，不同溫度蠕變后試驗(yàn)合金晶粒內(nèi)部γ′析出相呈球形。統(tǒng)計(jì)得到675，700 ℃蠕變斷裂后合金中γ′相的平均直徑分別為47.4，28.16 nm，較低溫度下γ′相尺寸更大，其粗化行為遵循Lifshitz-Slovozov-Wagner（LSW）生長動(dòng)力學(xué)理論[5]。γ′相粗化主要源于γ′/γ界面總自由能下降[14]；隨著蠕變時(shí)間的延長，晶格失配導(dǎo)致的γ′/γ界面相干性降低，造成界面能升高，從而使得晶粒長大驅(qū)動(dòng)力增加[15]。不同溫度蠕變后試驗(yàn)合金中的γ′相均呈球形分布在晶粒內(nèi)部，說明合金具有較好的組織穩(wěn)定性。試驗(yàn)合金相對較寬的晶界處存在異常區(qū)域，該區(qū)域存在無γ′相析出區(qū)（PFZs）[16]，而在無析出區(qū)周圍分布著粗化的針狀γ′相，形成不連續(xù)粗化區(qū)（DCZs）[17]。在蠕變應(yīng)力的作用下，晶界局部產(chǎn)生位錯(cuò)累積并進(jìn)一步產(chǎn)生局部應(yīng)變，導(dǎo)致晶界遷移，同時(shí)機(jī)械剪切和晶界位錯(cuò)的積累增加了晶界空位，導(dǎo)致局部γ′相的溶解。由這種機(jī)制形成的PFZs/DCZs包括以下幾個(gè)特點(diǎn)：（1）大部分晶界上都觀察到了PFZs/DCZs，而不是只在某些與應(yīng)力軸垂直的特殊晶界上，PFZs/DCZs的形成與施加應(yīng)力軸的方向不存在依賴性；（2）PFZs/DCZs中晶界上的Cr23C6分布在PFZs/DCZs的一側(cè)邊界上，這說明晶界僅向單側(cè)遷移，具有不對稱性；（3）晶界遷移后原來正常γ′相發(fā)生溶解或長大為粗大的針狀γ′相。在長期高溫、高應(yīng)力蠕變過程中，PFZs/DCZs的生長會(huì)導(dǎo)致晶界強(qiáng)度降低，使合金發(fā)生晶間脆化的可能性顯著增加，這對于高溫合金的長期服役是不利的。在675，700 ℃蠕變后的試驗(yàn)合金中僅存在極少量PFZs/DCZs，可知該高溫合金具有較好的長期服役穩(wěn)定性。

圖 6不同溫度蠕變斷裂后試驗(yàn)合金中γ′相的形貌

Figure 6.Morphology of γ' phase of test alloy after creep fracture at different temperatures: (a, d) inside grain; (b, e) abnormal zone of grain boundary at low magnification and (c, f) abnormal zone of grain boundary at high magnification

3. 結(jié)　論

（1）250 MPa恒拉應(yīng)力、不同溫度（675，700 ℃）下蠕變時(shí)鐵鎳基高溫合金的蠕變斷裂方式均為沿晶斷裂，700 ℃下的蠕變壽命比675 ℃下縮短7 891 h，700 ℃下的過早斷裂與該溫度蠕變時(shí)合金中形成較多不均勻分布的位錯(cuò)纏結(jié)有關(guān)。675 ℃蠕變斷裂后試驗(yàn)合金的晶粒尺寸明顯大于700 ℃蠕變斷裂后，且晶粒尺寸分布更分散。

（2）與675 ℃蠕變斷裂后相比，700 ℃蠕變斷裂后試驗(yàn)合金中的TiC尺寸較大，趨于團(tuán)聚或條帶狀分布，Cr23C6的平均寬度較小。不同溫度下蠕變后的Cr23C6碳化物均未形成明顯的連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。

（3）不同溫度蠕變斷裂后試驗(yàn)合金的晶粒內(nèi)γ′相呈球形，675 ℃下γ′相平均尺寸更大，γ′相的粗化行為遵循Lifshitz-Slovozov-Wagner（LSW）生長動(dòng)力學(xué)理論。試驗(yàn)合金晶界上均存在極少量無析出區(qū)和不連續(xù)粗化區(qū)，無析出區(qū)和不連續(xù)粗化區(qū)的形成與晶界遷移導(dǎo)致的γ′相溶解和長大有關(guān)。

文章來源——材料與測試網(wǎng)