分享：不同温度下铁镍基高温合金的蠕变性能及组织演变

0.   引　言

在火力发电领域，超超临界发电技术的蒸汽温度达到700 ℃，蒸汽压力约为35 MPa[1]，这种恶劣的环境对发电设备材料提出了很高的性能要求。此外，为节约成本、提高生产效率，材料的设计服役时间很长，这就要求材料还要具备良好的高温蠕变性能。镍基高温合金能够满足新一代超超临界发电技术的性能要求，但其成本太过昂贵，不能在火力发电设备中大量应用，因此研究人员通过成分优化、热处理改性等手段研发出了高温服役性能优异且成本较低的铁镍基高温合金[2]。铁镍基高温合金中添加的钛、铝、钨、钴等元素可通过元素固溶或生成析出相等形式提高合金强度，并改善其高温蠕变性能[3-6]。同时，铁含量的增加也进一步改善了合金的加工性能。 

铁镍基高温合金组织中分布着大量的γ′相和碳化物[7-8]：γ′相具有面心立方（FCC）晶体结构，其化学式为Ni3Al或Ni3（Al，Ti，Nb），可以阻碍位错运动，增加高温合金的变形阻力[9]；碳化物与γ′相的晶体结构相似，通常以（Nb，Ti）C或Cr23C6的形式存在。在长期蠕变过程中，γ′相及碳化物粗化导致的性能恶化是铁镍基高温合金在实际服役时发生失效的主要因素[10-11]。对铁镍基高温合金在高温蠕变条件下的组织演变进行研究将为进一步提升合金的高温蠕变性能提供设计依据。但是，目前相关研究较少。基于此，作者在250 MPa恒拉应力下对铁镍基高温合金进行675 ℃和700 ℃高温蠕变试验，研究了不同温度下试验合金的蠕变性能及组织演变，以期为超超临界发电设备的材料研发提供参考。 

1.   试样制备与试验方法

试验材料为采用真空感应熔炼方法制备的铁镍基高温合金锭，化学成分（质量分数/%）为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。采用线切割方式从合金锭上切取尺寸为200 mm×100 mm×100 mm的试样，在1 120 ℃固溶2 h，水冷，再在845 ℃下时效12 h，空冷。固溶处理的主要目的是使合金元素在组织中均匀分布，时效处理是为了使组织中析出大量γ′相、碳化物等强化相以提升合金强度。 

在固溶时效态试验合金上截取平行段直径为10 mm、长度为100 mm的蠕变试样，采用Instron 5569型万能试验机进行恒拉应力（250 MPa）下的高温蠕变试验，蠕变温度分别为675，700 ℃。试验结束后采用Tescan Gaia3型扫描电镜（SEM）观察断口形貌。用线切割方法在断口处截取厚度为0.3 mm的薄片，用砂纸磨至厚度为100 μm后，使用冲片机冲出直径为3 mm的圆片试样，用2000#碳化硅砂纸磨至厚度为50 μm后，在双射流电抛光装置上进行电解双喷，电压为30 V，温度为−20 ℃，电解液为体积分数10%高氯酸+90%无水乙醇，采用FEI-Tecnai F20型透射电镜（TEM）在200 kV加速电压下观察蠕变断口附近的位错形貌。采用线切割技术在蠕变断裂后的断口下方切取尺寸为6 mm×8 mm×3 mm的试样，用砂纸研磨、二氧化硅悬浮液抛光后，用Image A1m型光学显微镜（OM）观察合金的显微组织；用由4 g硫酸铜、20 mL盐酸、20 mL去离子水组成的混合溶液腐蚀后，采用Tescan Gaia3型扫描电镜观察合金的微观结构；用碳化硅砂纸研磨试样，用体积分数10%高氯酸+90%无水乙醇组成的电解液电解抛光后，采用SEM的电子背散射衍射（EBSD）模式对合金的晶体结构进行分析，用AztecCrystal软件对采集到的EBSD数据进行分析。 

2.   试验结果与讨论

2.1   蠕变性能及断口形貌

由图1可以看出，675，700 ℃下试验合金的蠕变寿命分别为10 271，2 380 h。可知，在250 MPa应力下进行蠕变试验时，温度提高25 ℃，蠕变寿命缩短7 891 h，可见温度对蠕变寿命的影响巨大。这是因为缺陷的产生、位错的运动以及裂纹的扩展等均与温度有关。 

图  1  在应力250 MPa、不同温度下试验合金的蠕变性能曲线

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

由图2可以看出，不同温度蠕变断裂后，试验合金断口的部分表面发生氧化，断口均为具有晶间断裂特征的冰糖状断口，蠕变断裂模式为沿晶断裂，这也是高温合金蠕变断裂的典型方式。对比发现：675 ℃蠕变断口氧化更严重，这是因为该条件下的蠕变时间更长；675 ℃蠕变微观断口光滑，而700 ℃蠕变微观断口粗糙，这是由于随着温度的升高，合金的蠕变断裂对组织中的显微疏松等缺陷更加敏感[12]。 

图  2  不同温度蠕变后试验合金的宏观和微观断口形貌

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

由图3可以看出：700 ℃蠕变断裂后试验合金组织中的位错含量明显多于675 ℃蠕变断裂后，同时位错大量缠结且分布不均。推测，较高的蠕变温度会导致合金中出现更多不均匀分布的位错缠结，导致组织中出现应力集中，从而造成合金的蠕变寿命大大缩短。 

图  3  不同温度蠕变后试验合金断口附近的位错形貌

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

2.2   晶粒形貌

由图4可以发现，675 ℃蠕变断裂后试验合金的晶粒尺寸明显大于700 ℃蠕变断裂后，675，700 ℃蠕变断裂后的平均晶粒尺寸分别为131.4，125.0 μm。蠕变温度较低时试验合金的蠕变时间更久，平均晶粒尺寸更大，同时晶粒尺寸分布离散度更高。这与长时间蠕变过程中，晶粒在应力作用下的不均匀长大有关。 

图  4  不同温度蠕变断裂后试验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

在铁镍基高温合金中存在2种碳化物，一种是分布在晶粒内或晶界周围的尺寸较大的TiC，另一种是以链状形式分布在晶界处的尺寸较小的Cr23C6。TiC在基体中分布均匀，可以提高基体强度；而Cr23C6在晶界处离散分布，钉扎晶界，能够显著提高晶界强度[13]。由图5可以看出：675 ℃蠕变后试验合金中的TiC尺寸在5～20 μm，在组织中均匀分布；700 ℃蠕变后TiC尺寸为7～45 μm，部分TiC呈明显的团聚或条带状分布，部分条带长度达100 μm左右，这种TiC的不均匀分布会导致局部应力变化，增加材料的脆性。统计得到675，700 ℃蠕变断裂后试验合金晶界处的Cr23C6的平均宽度分别为0.72，0.41 μm。蠕变温度更高的TiC尺寸更大，而Cr23C6平均宽度更小。Cr23C6若在晶界处粗化形成连续的网状结构，会显著增加晶间脆化。不同温度下蠕变后Cr23C6均未形成明显的连续网状结构，说明Cr23C6在高温蠕变过程中具有较好的稳定性，也间接说明了该高温合金具有较好的抗高温蠕变性能[13]。 

图  5  不同温度蠕变断裂后试验合金的碳化物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

作为铁镍基高温合金中的重要析出相，γ′相广泛分布在晶粒内部及晶界处，晶粒内部γ′相与晶界处γ′相具有不同形貌，其中晶粒内部γ′相演化对高温合金蠕变性能尤为重要[13]。由图6可以看出，不同温度蠕变后试验合金晶粒内部γ′析出相呈球形。统计得到675，700 ℃蠕变断裂后合金中γ′相的平均直径分别为47.4，28.16 nm，较低温度下γ′相尺寸更大，其粗化行为遵循Lifshitz-Slovozov-Wagner（LSW）生长动力学理论[5]。γ′相粗化主要源于γ′/γ界面总自由能下降[14]；随着蠕变时间的延长，晶格失配导致的γ′/γ界面相干性降低，造成界面能升高，从而使得晶粒长大驱动力增加[15]。不同温度蠕变后试验合金中的γ′相均呈球形分布在晶粒内部，说明合金具有较好的组织稳定性。试验合金相对较宽的晶界处存在异常区域，该区域存在无γ′相析出区（PFZs）[16]，而在无析出区周围分布着粗化的针状γ′相，形成不连续粗化区（DCZs）[17]。在蠕变应力的作用下，晶界局部产生位错累积并进一步产生局部应变，导致晶界迁移，同时机械剪切和晶界位错的积累增加了晶界空位，导致局部γ′相的溶解。由这种机制形成的PFZs/DCZs包括以下几个特点：（1）大部分晶界上都观察到了PFZs/DCZs，而不是只在某些与应力轴垂直的特殊晶界上，PFZs/DCZs的形成与施加应力轴的方向不存在依赖性；（2）PFZs/DCZs中晶界上的Cr23C6分布在PFZs/DCZs的一侧边界上，这说明晶界仅向单侧迁移，具有不对称性；（3）晶界迁移后原来正常γ′相发生溶解或长大为粗大的针状γ′相。在长期高温、高应力蠕变过程中，PFZs/DCZs的生长会导致晶界强度降低，使合金发生晶间脆化的可能性显著增加，这对于高温合金的长期服役是不利的。在675，700 ℃蠕变后的试验合金中仅存在极少量PFZs/DCZs，可知该高温合金具有较好的长期服役稳定性。 

图  6  不同温度蠕变断裂后试验合金中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.   结　论

（1）250 MPa恒拉应力、不同温度（675，700 ℃）下蠕变时铁镍基高温合金的蠕变断裂方式均为沿晶断裂，700 ℃下的蠕变寿命比675 ℃下缩短7 891 h，700 ℃下的过早断裂与该温度蠕变时合金中形成较多不均匀分布的位错缠结有关。675 ℃蠕变断裂后试验合金的晶粒尺寸明显大于700 ℃蠕变断裂后，且晶粒尺寸分布更分散。 

（2）与675 ℃蠕变断裂后相比，700 ℃蠕变断裂后试验合金中的TiC尺寸较大，趋于团聚或条带状分布，Cr23C6的平均宽度较小。不同温度下蠕变后的Cr23C6碳化物均未形成明显的连续网状结构。 

（3）不同温度蠕变断裂后试验合金的晶粒内γ′相呈球形，675 ℃下γ′相平均尺寸更大，γ′相的粗化行为遵循Lifshitz-Slovozov-Wagner（LSW）生长动力学理论。试验合金晶界上均存在极少量无析出区和不连续粗化区，无析出区和不连续粗化区的形成与晶界迁移导致的γ′相溶解和长大有关。

文章来源——材料与测试网