Haynes282合金在长期时效和持久过程中的组织稳定性

符 锐, 赵双群

(上海发电设备成套设计研究院， 上海 200240)



Haynes282合金在长期时效和持久过程中的组织稳定性

符 锐, 赵双群

(上海发电设备成套设计研究院， 上海 200240)

分别在700 ℃、760 ℃、800 ℃下对Haynes282合金进行长达10 000 h的时效试验，在700～850 ℃、80～520 MPa的范围内对合金进行持久试验，采用扫描电子显微镜、能谱仪和透射电子显微镜观察和分析了合金的显微组织，研究了合金在高温时效和持久过程中的组织稳定性.结果表明：当Haynes282合金在760 ℃以下温度时效时，其γ′相长大较慢，在800 ℃下时效时，γ′相长大较快；在700 ℃、760 ℃、800 ℃下，时效时间超过1 000 h后，冲击性能均下降较快；在800 ℃长期时效及850 ℃持久试验过程中，晶界和晶内会析出针状或长条状富Mo的μ相，且发生MC碳化物退化.

Haynes282合金； 时效试验； 持久试验； 组织稳定性

众所周知，提高蒸汽参数是燃煤机组降低能耗、减少排放的有效途径，如当600 MW发电机组的蒸汽参数由600 ℃/25 MPa提高到700 ℃/35 MPa时，标准煤耗可由285 g/(kW·h)降低到260 g/(kW·h)，机组热效率由43%提高到49%.按年利用7 000 h计算，每台机组每年可节约标准煤10.5万 t，直接减排CO2近29万 t.但是，蒸汽参数提高到700 ℃等级，对高温材料组织稳定性、持久性能和耐腐蚀性能的要求将更为苛刻，各国700 ℃ A-USC计划的重点即在高温段关键材料的开发和评估上.当前，国内外重点关注的高温段关键材料包括Inconel 740H、CCA 617和Haynes282等.这3种合金作为700 ℃超超临界锅炉高温部件的候选材料已经进入我国的700 ℃验证试验平台建设计划[1-4].

Haynes282合金是由美国哈氏国际公司在2005年开发的一种γ′ 相析出强化型镍基高温合金.关于该合金的具体情况，国内鲜有报道，在国外的会议文集和期刊中有少量的介绍. Osoba等[5]研究了Haynes282合金焊后热处理的裂纹敏感性，认为Haynes282合金在焊接过程中不会析出有害相，焊后热处理开裂倾向不明显.Pike等[6]报道了Haynes282合金时效1 000 h后的显微组织和拉伸性能，认为Haynes282合金具有良好的强度和可加工性，其高温持久性能和热稳定性超过R-41、Waspaloy和Nimonic 263合金，可作为700 ℃超超临界机组高温部件的候选材料.显然，目前关于Haynes282合金组织稳定性和高温性能方面的研究还远远不够，笔者针对Haynes282合金进行了长时高温时效和持久试验，研究了Haynes282合金在高温时效和持久过程中的组织稳定性.

1 试样制备与试验方法

试验所用Haynes282合金由美国哈氏国际公司提供，采用真空感应熔炼(VIM)+电渣重熔(ESR)工艺制备，后经管坯热锻、热挤压和冷轧等工艺，将其加工成规格为38.0 mm×8.8 mm的小口径管.美国哈氏国际公司提供的原始状态为固溶态，固溶温度范围为1 021～1 049 ℃，试验前再经过802 ℃/2 h/AC(空冷)的时效处理.合金化学成分见表1.

表1 Haynes282合金的化学成分

将Haynes282合金管段分别置于700 ℃、760 ℃和800 ℃的热处理炉中进行100 h、500 h、1 000 h、3 000 h、5 000 h和10 000 h的长期时效，之后将管段加工成7.5 mm×10 mm×55 mm的冲击试样，测试其硬度和冲击性能.持久试验采用直径5 mm、管长66 mm的标准试样，试验温度分700 ℃、750 ℃、800 ℃和850 ℃4档，应力值范围为80～520 MPa.

经时效和持久之后的试样，采用Zeiss AXIOVERT 200MAT型金相电子显微镜、TESCAN VEGA 3 XMU型扫描电镜(SEM)、QUANTAX 200-10型能谱仪(EDS)和JEOL JSM 2100型透射电镜(TEM)观察和分析显微组织.用于金相显微镜和扫描电镜的试样，经机械磨抛后，采用电解抛光(体积分数20%的硫酸+体积分数80%的甲醇)+电解腐蚀(170 mL磷酸+10 mL硫酸+15 g三氧化铬)的方法制备；用于透射电镜的试样采用Struers Tenupol-5型电解双喷仪(电解液为体积分数5%的高氯酸)制备.

2 试验结果与讨论

2.1 标准热处理状态显微组织

Haynes282合金的标准热处理状态为固溶+时效强化状态，一般在标准热处理状态下使用，该状态下的显微组织如图1所示，其中图1(a)所示为光学金相显微镜观察的组织，图1(b)为SEM观察的组织.在光学金相组织中，呈现的是奥氏体晶粒和弥散分布于晶内和晶界上的第二相颗粒，晶粒度约为3.5级.在SEM组织中，晶界处为块状的Cr23C6碳化物，晶内存在富Ti的MC一次碳化物和细小弥散分布的γ′相，γ′相的尺寸约为20 nm.

(a) 光学形貌

(b) SEM形貌

2.2 长期时效组织稳定性

分别在700 ℃、760 ℃和800 ℃下对Haynes282合金试样进行了长达10 000 h的长期时效试验，重点研究合金时效过程中的析出相和γ′相长大粗化情况，以及时效后的冲击性能和硬度变化规律.

图2(a)和图2(b)分别给出了Haynes282合金在760 ℃和800 ℃、时效3 000 h后的显微组织照片.在图2中可以观察到块状、针状或棒状的析出相，这些析出相存在于晶内和晶界上，大部分的块状析出相都被白亮的、疑似碳化物的相包覆着.经能谱分析可知，块状析出组为富Ti碳化物，包覆在其周围的是富Cr的M23C6碳化物.针状或棒状析出组为富Mo析出相，主要含Mo、Cr、Ni、Co等元素，与热力学计算结果中的μ相吻合，基本可以确定其为μ相，能谱图如图2(c)所示.μ相以棒状、块状或针状等形态析出且尺寸较大，一般来讲，针状、棒状或块状的μ相会成为裂纹的形核中心及扩展通道，同时消耗Mo、W和Co等元素，降低固溶强化和沉淀强化作用，影响合金高温持久性能.

Haynes282合金在700 ℃下、时效10 000 h后，γ′相长大到近100 nm，但没有观察到块状的碳化物MC和μ相，如图3(a)所示.图3(b)和图3(c)分别给出了Haynes282合金在760 ℃、800 ℃下，时效10 000 h后的微观组织.从图中可以看到，合金中γ′相仍保持球形形态，但尺寸分别长大到100 nm、150 nm和300 nm.Haynes282合金在时效过程中，γ′相的尺寸与温度和时间的关系如图4所示，其长大规律基本符合Ostwald熟化理论，即Dt∝t1/3.由图4可以看出，当Haynes282合金在760 ℃以下温度时效时，γ′相长大较为缓慢，而在800 ℃下时效时，γ′相长大较快，且致密程度也明显降低.

(b) 760 ℃×10 000 h

(c) 800 ℃×10 000 h

图4 Haynes282合金时效后γ′相的长大规律

2.3 冲击性能

图5给出了Haynes282合金在标准热处理状态及在700 ℃、760 ℃、800 ℃时效后的冲击性能曲线.图6给出了Haynes282合金在标准热处理状态及时效100 h、1 000 h和10 000 h后的冲击断口形貌.从图中的数据和形貌可以看出，Haynes282合金在标准热处理状态下冲击功为28.9 J，断口形貌宏观上为沿晶断裂，但在晶粒表面可以观察到大小不一的韧窝，也存在一定程度的韧性断裂特征.Haynes282合金在700 ℃和760 ℃下时效100 h后，冲击功迅速下降至17 J左右，而在800 ℃下时效100 h后，冲击功仍有27.8 J.时效500 h后，冲击性能没有随时效温度的不同而表现出明显的差异，均随时效时间的延长而降低.时效10 000 h后，冲击功降至3～5 J，此时的断口形貌(如图6(d)、图6(g)和图6(J)所示)已观察不到韧窝，呈现出典型的沿晶脆性断裂特征.在Haynes282合金时效过程中，冲击功的降低与晶界处析出的Cr23C6碳化物有关，晶界处的Cr23C6碳化物随时效时间的延长而长大，导致晶界弱化；与此同时，γ′相数量增多、尺寸缓慢增长，使得晶内强化.晶界弱化和晶内强化是Haynes282合金冲击功下降的主要原因.

图5 Haynes282合金长期时效后的冲击性能

图6 Haynes282合金长期时效后的冲击断口形貌

2.4 持久过程中的组织稳定性

图7给出了Haynes282合金在700 ℃、750 ℃、800 ℃和850 ℃下的部分持久试验结果，其中最长试验时间超过15 000 h.与Inconel 617B、740H等镍基高温合金相比，Haynes282合金的持久强度处于较高的水平.Santella等[8]的研究表明，Haynes282合金的持久强度较高可能与γ/γ′之间的错配度有关，Haynes282合含有较多的Mo，Mo能够降低γ/γ′之间的错配度，使得γ/γ′表面能降低，在高温下γ′相的粗化速率降低，提高了合金的持久强度.

图7 Haynes282合金持久断裂结果

图8给出了Haynes282合金在700 ℃/340 MPa/4 976 h持久断裂后的扫描电镜照片.图9给出了Haynes282合金在850 ℃/80 MPa/5 802 h持久断裂后的电子背散射照片.从图8可以看出，持久试样断口及应力区存在大量的蠕变空洞和裂纹.这是由于蠕变过程中晶界及晶内的碳化物发生粗化甚至退化现象，粗化、退化处容易形成蠕变空洞，大量的蠕变空洞长大到相互接触、连接而形成裂纹，裂纹会继续扩展而发生蠕变断裂.

(a) 断口附近

(b) 肩部无应力区

(a) 断口附近

(b) 标距段应力区

图10和图11分别给出了Haynes282合金在850 ℃/80 MPa/5 802 h持久断裂后，其试样肩部无应力区的显微组织照片和透射电镜形貌.与长期时效试验结果相同，图中也观察到了μ相和退化了的MC碳化物，MC碳化物周围包覆着M23C6碳化物，但是μ相及退化了的MC碳化物对Haynes282合金高温持久蠕变性能的影响还需进一步研究；与760 ℃、800 ℃时效结果相比，此处的γ′相尺寸更大(最大颗粒尺寸约400 nm)，分布也更加稀疏.

图10 Haynes282合金在850 ℃/80 MPa/5 802 h持久断裂后无应力区扫描电镜照片

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

图11 Haynes282合金在850 ℃/80 MPa/5 802 h持久断裂后无应力区透射电镜形貌照片

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 结 论

(1) Haynes282合金在标准热处理状态下，其晶界处为块状的Cr23C6碳化物，晶内存在富Ti的MC一次碳化物和细小弥散分布的γ′相，γ′相的尺寸约为20 nm.

(2) Haynes282合金在长期时效过程中，其γ′相的长大速率符合Ostwald熟化理论，即Dt∝t1/3.Haynes282合金在800 ℃下时效时，γ′相长大较快，在760 ℃以下时效时，γ′相长大较慢，发生恶性粗化的可能性不大.

(4) Haynes282合金在标准热处理状态下具有较好的冲击韧性，而在时效1 000 h后，冲击性能下降较快，冲击功下降到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 锐(1987-)，男，湖北随州人，工程师，硕士，主要从事电站高温金属材料方面的研究.电话(Tel.)：021-34796242； E-mail：furui@speri.com.cn.

1674-7607(2017)06-0501-07

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