符 銳, 趙雙群

(上海發(fā)電設(shè)備成套設(shè)計研究院， 上海 200240)

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Haynes282合金在長期時效和持久過程中的組織穩(wěn)定性

符 銳, 趙雙群

(上海發(fā)電設(shè)備成套設(shè)計研究院， 上海 200240)

分別在700 ℃、760 ℃、800 ℃下對Haynes282合金進行長達10 000 h的時效試驗，在700～850 ℃、80～520 MPa的范圍內(nèi)對合金進行持久試驗，采用掃描電子顯微鏡、能譜儀和透射電子顯微鏡觀察和分析了合金的顯微組織，研究了合金在高溫時效和持久過程中的組織穩(wěn)定性.結(jié)果表明：當(dāng)Haynes282合金在760 ℃以下溫度時效時，其γ′相長大較慢，在800 ℃下時效時，γ′相長大較快；在700 ℃、760 ℃、800 ℃下，時效時間超過1 000 h后，沖擊性能均下降較快；在800 ℃長期時效及850 ℃持久試驗過程中，晶界和晶內(nèi)會析出針狀或長條狀富Mo的μ相，且發(fā)生MC碳化物退化.

Haynes282合金； 時效試驗； 持久試驗； 組織穩(wěn)定性

眾所周知，提高蒸汽參數(shù)是燃煤機組降低能耗、減少排放的有效途徑，如當(dāng)600 MW發(fā)電機組的蒸汽參數(shù)由600 ℃/25 MPa提高到700 ℃/35 MPa時，標準煤耗可由285 g/(kW·h)降低到260 g/(kW·h)，機組熱效率由43%提高到49%.按年利用7 000 h計算，每臺機組每年可節(jié)約標準煤10.5萬 t，直接減排CO2近29萬 t.但是，蒸汽參數(shù)提高到700 ℃等級，對高溫材料組織穩(wěn)定性、持久性能和耐腐蝕性能的要求將更為苛刻，各國700 ℃ A-USC計劃的重點即在高溫段關(guān)鍵材料的開發(fā)和評估上.當(dāng)前，國內(nèi)外重點關(guān)注的高溫段關(guān)鍵材料包括Inconel 740H、CCA 617和Haynes282等.這3種合金作為700 ℃超超臨界鍋爐高溫部件的候選材料已經(jīng)進入我國的700 ℃驗證試驗平臺建設(shè)計劃[1-4].

Haynes282合金是由美國哈氏國際公司在2005年開發(fā)的一種γ′ 相析出強化型鎳基高溫合金.關(guān)于該合金的具體情況，國內(nèi)鮮有報道，在國外的會議文集和期刊中有少量的介紹. Osoba等[5]研究了Haynes282合金焊后熱處理的裂紋敏感性，認為Haynes282合金在焊接過程中不會析出有害相，焊后熱處理開裂傾向不明顯.Pike等[6]報道了Haynes282合金時效1 000 h后的顯微組織和拉伸性能，認為Haynes282合金具有良好的強度和可加工性，其高溫持久性能和熱穩(wěn)定性超過R-41、Waspaloy和Nimonic 263合金，可作為700 ℃超超臨界機組高溫部件的候選材料.顯然，目前關(guān)于Haynes282合金組織穩(wěn)定性和高溫性能方面的研究還遠遠不夠，筆者針對Haynes282合金進行了長時高溫時效和持久試驗，研究了Haynes282合金在高溫時效和持久過程中的組織穩(wěn)定性.

1 試樣制備與試驗方法

試驗所用Haynes282合金由美國哈氏國際公司提供，采用真空感應(yīng)熔煉(VIM)+電渣重熔(ESR)工藝制備，后經(jīng)管坯熱鍛、熱擠壓和冷軋等工藝，將其加工成規(guī)格為38.0 mm×8.8 mm的小口徑管.美國哈氏國際公司提供的原始狀態(tài)為固溶態(tài)，固溶溫度范圍為1 021～1 049 ℃，試驗前再經(jīng)過802 ℃/2 h/AC(空冷)的時效處理.合金化學(xué)成分見表1.

表1 Haynes282合金的化學(xué)成分

將Haynes282合金管段分別置于700 ℃、760 ℃和800 ℃的熱處理爐中進行100 h、500 h、1 000 h、3 000 h、5 000 h和10 000 h的長期時效，之后將管段加工成7.5 mm×10 mm×55 mm的沖擊試樣，測試其硬度和沖擊性能.持久試驗采用直徑5 mm、管長66 mm的標準試樣，試驗溫度分700 ℃、750 ℃、800 ℃和850 ℃4檔，應(yīng)力值范圍為80～520 MPa.

經(jīng)時效和持久之后的試樣，采用Zeiss AXIOVERT 200MAT型金相電子顯微鏡、TESCAN VEGA 3 XMU型掃描電鏡(SEM)、QUANTAX 200-10型能譜儀(EDS)和JEOL JSM 2100型透射電鏡(TEM)觀察和分析顯微組織.用于金相顯微鏡和掃描電鏡的試樣，經(jīng)機械磨拋后，采用電解拋光(體積分數(shù)20%的硫酸+體積分數(shù)80%的甲醇)+電解腐蝕(170 mL磷酸+10 mL硫酸+15 g三氧化鉻)的方法制備；用于透射電鏡的試樣采用Struers Tenupol-5型電解雙噴儀(電解液為體積分數(shù)5%的高氯酸)制備.

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 標準熱處理狀態(tài)顯微組織

Haynes282合金的標準熱處理狀態(tài)為固溶+時效強化狀態(tài)，一般在標準熱處理狀態(tài)下使用，該狀態(tài)下的顯微組織如圖1所示，其中圖1(a)所示為光學(xué)金相顯微鏡觀察的組織，圖1(b)為SEM觀察的組織.在光學(xué)金相組織中，呈現(xiàn)的是奧氏體晶粒和彌散分布于晶內(nèi)和晶界上的第二相顆粒，晶粒度約為3.5級.在SEM組織中，晶界處為塊狀的Cr23C6碳化物，晶內(nèi)存在富Ti的MC一次碳化物和細小彌散分布的γ′相，γ′相的尺寸約為20 nm.

(a) 光學(xué)形貌

(b) SEM形貌

2.2 長期時效組織穩(wěn)定性

分別在700 ℃、760 ℃和800 ℃下對Haynes282合金試樣進行了長達10 000 h的長期時效試驗，重點研究合金時效過程中的析出相和γ′相長大粗化情況，以及時效后的沖擊性能和硬度變化規(guī)律.

圖2(a)和圖2(b)分別給出了Haynes282合金在760 ℃和800 ℃、時效3 000 h后的顯微組織照片.在圖2中可以觀察到塊狀、針狀或棒狀的析出相，這些析出相存在于晶內(nèi)和晶界上，大部分的塊狀析出相都被白亮的、疑似碳化物的相包覆著.經(jīng)能譜分析可知，塊狀析出組為富Ti碳化物，包覆在其周圍的是富Cr的M23C6碳化物.針狀或棒狀析出組為富Mo析出相，主要含Mo、Cr、Ni、Co等元素，與熱力學(xué)計算結(jié)果中的μ相吻合，基本可以確定其為μ相，能譜圖如圖2(c)所示.μ相以棒狀、塊狀或針狀等形態(tài)析出且尺寸較大，一般來講，針狀、棒狀或塊狀的μ相會成為裂紋的形核中心及擴展通道，同時消耗Mo、W和Co等元素，降低固溶強化和沉淀強化作用，影響合金高溫持久性能.

Haynes282合金在700 ℃下、時效10 000 h后，γ′相長大到近100 nm，但沒有觀察到塊狀的碳化物MC和μ相，如圖3(a)所示.圖3(b)和圖3(c)分別給出了Haynes282合金在760 ℃、800 ℃下，時效10 000 h后的微觀組織.從圖中可以看到，合金中γ′相仍保持球形形態(tài)，但尺寸分別長大到100 nm、150 nm和300 nm.Haynes282合金在時效過程中，γ′相的尺寸與溫度和時間的關(guān)系如圖4所示，其長大規(guī)律基本符合Ostwald熟化理論，即Dt∝t1/3.由圖4可以看出，當(dāng)Haynes282合金在760 ℃以下溫度時效時，γ′相長大較為緩慢，而在800 ℃下時效時，γ′相長大較快，且致密程度也明顯降低.

(b) 760 ℃×10 000 h

(c) 800 ℃×10 000 h

圖4 Haynes282合金時效后γ′相的長大規(guī)律

2.3 沖擊性能

圖5給出了Haynes282合金在標準熱處理狀態(tài)及在700 ℃、760 ℃、800 ℃時效后的沖擊性能曲線.圖6給出了Haynes282合金在標準熱處理狀態(tài)及時效100 h、1 000 h和10 000 h后的沖擊斷口形貌.從圖中的數(shù)據(jù)和形貌可以看出，Haynes282合金在標準熱處理狀態(tài)下沖擊功為28.9 J，斷口形貌宏觀上為沿晶斷裂，但在晶粒表面可以觀察到大小不一的韌窩，也存在一定程度的韌性斷裂特征.Haynes282合金在700 ℃和760 ℃下時效100 h后，沖擊功迅速下降至17 J左右，而在800 ℃下時效100 h后，沖擊功仍有27.8 J.時效500 h后，沖擊性能沒有隨時效溫度的不同而表現(xiàn)出明顯的差異，均隨時效時間的延長而降低.時效10 000 h后，沖擊功降至3～5 J，此時的斷口形貌(如圖6(d)、圖6(g)和圖6(J)所示)已觀察不到韌窩，呈現(xiàn)出典型的沿晶脆性斷裂特征.在Haynes282合金時效過程中，沖擊功的降低與晶界處析出的Cr23C6碳化物有關(guān)，晶界處的Cr23C6碳化物隨時效時間的延長而長大，導(dǎo)致晶界弱化；與此同時，γ′相數(shù)量增多、尺寸緩慢增長，使得晶內(nèi)強化.晶界弱化和晶內(nèi)強化是Haynes282合金沖擊功下降的主要原因.

圖5 Haynes282合金長期時效后的沖擊性能

圖6 Haynes282合金長期時效后的沖擊斷口形貌

2.4 持久過程中的組織穩(wěn)定性

圖7給出了Haynes282合金在700 ℃、750 ℃、800 ℃和850 ℃下的部分持久試驗結(jié)果，其中最長試驗時間超過15 000 h.與Inconel 617B、740H等鎳基高溫合金相比，Haynes282合金的持久強度處于較高的水平.Santella等[8]的研究表明，Haynes282合金的持久強度較高可能與γ/γ′之間的錯配度有關(guān)，Haynes282合含有較多的Mo，Mo能夠降低γ/γ′之間的錯配度，使得γ/γ′表面能降低，在高溫下γ′相的粗化速率降低，提高了合金的持久強度.

圖7 Haynes282合金持久斷裂結(jié)果

圖8給出了Haynes282合金在700 ℃/340 MPa/4 976 h持久斷裂后的掃描電鏡照片.圖9給出了Haynes282合金在850 ℃/80 MPa/5 802 h持久斷裂后的電子背散射照片.從圖8可以看出，持久試樣斷口及應(yīng)力區(qū)存在大量的蠕變空洞和裂紋.這是由于蠕變過程中晶界及晶內(nèi)的碳化物發(fā)生粗化甚至退化現(xiàn)象，粗化、退化處容易形成蠕變空洞，大量的蠕變空洞長大到相互接觸、連接而形成裂紋，裂紋會繼續(xù)擴展而發(fā)生蠕變斷裂.

(a) 斷口附近

(b) 肩部無應(yīng)力區(qū)

(a) 斷口附近

(b) 標距段應(yīng)力區(qū)

圖10和圖11分別給出了Haynes282合金在850 ℃/80 MPa/5 802 h持久斷裂后，其試樣肩部無應(yīng)力區(qū)的顯微組織照片和透射電鏡形貌.與長期時效試驗結(jié)果相同，圖中也觀察到了μ相和退化了的MC碳化物，MC碳化物周圍包覆著M23C6碳化物，但是μ相及退化了的MC碳化物對Haynes282合金高溫持久蠕變性能的影響還需進一步研究；與760 ℃、800 ℃時效結(jié)果相比，此處的γ′相尺寸更大(最大顆粒尺寸約400 nm)，分布也更加稀疏.

圖10 Haynes282合金在850 ℃/80 MPa/5 802 h持久斷裂后無應(yīng)力區(qū)掃描電鏡照片

Fig.10 SEM photo in stress free zone of Haynes282 alloy after creep-rupture test for 5 802 h at 80 MPa and 850 ℃

圖11 Haynes282合金在850 ℃/80 MPa/5 802 h持久斷裂后無應(yīng)力區(qū)透射電鏡形貌照片

Fig.11 TEM photo in stress free zone of Haynes282 alloy after creep-rupture test for 5 802 h at 80 MPa and 850 ℃

3 結(jié) 論

(1) Haynes282合金在標準熱處理狀態(tài)下，其晶界處為塊狀的Cr23C6碳化物，晶內(nèi)存在富Ti的MC一次碳化物和細小彌散分布的γ′相，γ′相的尺寸約為20 nm.

(2) Haynes282合金在長期時效過程中，其γ′相的長大速率符合Ostwald熟化理論，即Dt∝t1/3.Haynes282合金在800 ℃下時效時，γ′相長大較快，在760 ℃以下時效時，γ′相長大較慢，發(fā)生惡性粗化的可能性不大.

(4) Haynes282合金在標準熱處理狀態(tài)下具有較好的沖擊韌性，而在時效1 000 h后，沖擊性能下降較快，沖擊功下降到3～5 J.

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Microstructure Stability of Haynes282 Alloy During Long-term Aging and Creep-rupture Tests

FU Rui, ZHAO Shuangqun

(Shanghai Power Equipment Research Institute, Shanghai 200240, China)

For the Haynes282 alloy, aging tests were conducted at 700 ℃, 760 ℃ and 800 ℃ for 10 000 h, respectively, while creep-rupture tests were carried out at 700-850 ℃ and at 80-520 MPa, so as to study the microstructure stability during above tests by the way of scanning electron microscopy, energy dispersive spectrometer and transmission electron microscopy. Results show that theγ′ phase in Haynes282 alloy grows slowly at the aging temperature of 760 ℃, which grows rapidly at 800 ℃. After being aged at 700 ℃, 760℃ and 800 ℃ for more than 1 000 h, the impact energy lowers quickly. During long-term aging at 800 ℃ and creep-rupture test at 850 ℃, molybdenum-rich μ phase and degenerated MC carbide precipitate at grain boundaries and within grains of Hayness282 alloy.

Haynes282 alloy; aging test; creep-rupture test; microstructure stability

2016-06-22

2016-08-24

符 銳(1987-)，男，湖北隨州人，工程師，碩士，主要從事電站高溫金屬材料方面的研究.電話(Tel.)：021-34796242； E-mail：furui@speri.com.cn.

1674-7607(2017)06-0501-07

TG132.3

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430.40