0.   引　言

在火力發(fā)電領域，超超臨界發(fā)電技術(shù)的蒸汽溫度達到700 ℃，蒸汽壓力約為35 MPa[1]，這種惡劣的環(huán)境對發(fā)電設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，材料的設計服役時間很長，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)電設備中大量應用，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度，并改善其高溫蠕變性能[3-6]。同時，鐵含量的增加也進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)，其化學式為Ni3Al或Ni3（Al，Ti，Nb），可以阻礙位錯運動，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′相及碳化物粗化導致的性能惡化是鐵鎳基高溫合金在實際服役時發(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行研究將為進一步提升合金的高溫蠕變性能提供設計依據(jù)。但是，目前相關(guān)研究較少?；诖?，作者在250 MPa恒拉應力下對鐵鎳基高溫合金進行675 ℃和700 ℃高溫蠕變試驗，研究了不同溫度下試驗合金的蠕變性能及組織演變，以期為超超臨界發(fā)電設備的材料研發(fā)提供參考。 

1.   試樣制備與試驗方法

試驗材料為采用真空感應熔煉方法制備的鐵鎳基高溫合金錠，化學成分（質(zhì)量分數(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，時效處理是為了使組織中析出大量γ′相、碳化物等強化相以提升合金強度。 

在固溶時效態(tài)試驗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型萬能試驗機進行恒拉應力（250 MPa）下的高溫蠕變試驗，蠕變溫度分別為675，700 ℃。試驗結(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行電解雙噴，電壓為30 V，溫度為−20 ℃，電解液為體積分數(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，用體積分數(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)進行分析，用AztecCrystal軟件對采集到的EBSD數(shù)據(jù)進行分析。 

2.   試驗結(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 ℃下試驗合金的蠕變壽命分別為10 271，2 380 h?？芍?，在250 MPa應力下進行蠕變試驗時，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。這是因為缺陷的產(chǎn)生、位錯的運動以及裂紋的擴展等均與溫度有關(guān)。 

圖  1  在應力250 MPa、不同溫度下試驗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 ℃蠕變斷口氧化更嚴重，這是因為該條件下的蠕變時間更長；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 ℃蠕變斷裂后試驗合金組織中的位錯含量明顯多于675 ℃蠕變斷裂后，同時位錯大量纏結(jié)且分布不均。推測，較高的蠕變溫度會導致合金中出現(xiàn)更多不均勻分布的位錯纏結(jié)，導致組織中出現(xiàn)應力集中，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合金斷口附近的位錯形貌

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。蠕變溫度較低時試驗合金的蠕變時間更久，平均晶粒尺寸更大，同時晶粒尺寸分布離散度更高。這與長時間蠕變過程中，晶粒在應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，可以提高基體強度；而Cr23C6在晶界處離散分布，釘扎晶界，能夠顯著提高晶界強度[13]。由圖5可以看出：675 ℃蠕變后試驗合金中的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呈明顯的團聚或條帶狀分布，部分條帶長度達100 μm左右，這種TiC的不均勻分布會導致局部應力變化，增加材料的脆性。統(tǒng)計得到675，700 ℃蠕變斷裂后試驗合金晶界處的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合金晶粒內(nèi)部γ′析出相呈球形。統(tǒng)計得到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）生長動力學理論[5]。γ′相粗化主要源于γ′/γ界面總自由能下降[14]；隨著蠕變時間的延長，晶格失配導致的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)動力增加[15]。不同溫度蠕變后試驗合金中的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]。在蠕變應力的作用下，晶界局部產(chǎn)生位錯累積并進一步產(chǎn)生局部應變，導致晶界遷移，同時機械剪切和晶界位錯的積累增加了晶界空位，導致局部γ′相的溶解。由這種機制形成的PFZs/DCZs包括以下幾個特點：（1）大部分晶界上都觀察到了PFZs/DCZs，而不是只在某些與應力軸垂直的特殊晶界上，PFZs/DCZs的形成與施加應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、高應力蠕變過程中，PFZs/DCZs的生長會導致晶界強度降低，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恒拉應力、不同溫度（675，700 ℃）下蠕變時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合金中形成較多不均勻分布的位錯纏結(jié)有關(guān)。675 ℃蠕變斷裂后試驗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 ℃蠕變斷裂后試驗合金中的TiC尺寸較大，趨于團聚或條帶狀分布，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）生長動力學理論。試驗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致的γ′相溶解和長大有關(guān)。

文章來源——材料與測試網(wǎng)