晶界M23C6碳化物對IN 617合金力學性能的影響

郭 巖, 侯淑芳, 周榮燦

(西安熱工研究院有限公司,西安 710032)

環境保護與節能要求提高火電機組鍋爐蒸汽參數(溫度和壓力),以有效提高超超臨界火電機組的熱效率和降低污染物排放[1-5].當前投運的超超臨界火電機組的蒸氣溫度均低于650℃,蒸汽鍋爐的高溫部件(如過熱器和再熱器)所采用的材料一般為奧氏體不銹鋼Super304、TP347HFG及H R3C等.當蒸汽溫度高于650℃時,蒸汽鍋爐的高溫部件采用鎳基合金,并要求合金在高溫下應具有良好的持久強度,如700℃/105h下的持久強度仍應保持在100 MPa左右,此外,還需考慮蒸汽側的抗氧化和煙氣側的抗腐蝕性能.617合金是經固溶強化和碳化物強化的合金[6],該合金及其改進型組織比較穩定、具有較好的高溫強度、塑性及良好的抗氧化、抗腐蝕性能[7],是歐洲正在開發的、先進的700℃超超臨界機組上使用的關鍵材料[8].文獻[9-10]的研究結果表明:M23C6碳化物是617合金中的主要析出物,其大小、分布對蠕變強度和硬度均產生影響.筆者利用透射電鏡等微觀分析方法研究了M23C6碳化物對617合金的室沖擊和拉伸性能的影響.這種研究對今后我國發展700℃超超臨界火電機組具有參考價值.

1 試驗方法

試驗材料617合金由美國特殊金屬公司提供,其化學成分列于表1.

表1 617合金的化學成分Tab.1 Chemical composition of alloy 617 %

合金熱處理狀態為固溶處理,批次號為H RH1627/01.試驗材料在760℃下分別進行300 h、1000 h和3000 h時效試驗,分別獲取了不同時效時間的試樣.

在時效前后的試樣上取夏比V型缺口沖擊試驗試樣,其尺寸為10 mm×7.5 mm×55 mm,采用PKP 450示波沖擊試驗機進行室溫沖擊吸收能量的測定,得到的試驗值為3個試樣的平均值.合金的室溫拉伸試樣直徑為10 mm的圓棒試樣,試驗在CMT 5205萬能電子試驗機上進行,試驗值為2個試樣的平均值.

采用化學方法顯示合金組織,試樣采用金相砂紙研磨、拋光,然后在王水中浸蝕,利用FEI Quanta-400HV掃描電鏡觀察表面和斷口形貌,并使用掃描電鏡上配備的X射線能譜儀(型號OXFORD INCA)進行成分分析.

透射電鏡樣品制備過程為:線切割0.5 mm薄片 ,用水砂紙磨至40～50μm,沖壓出 φ 3 mm 試樣,采用高氯酸和乙醇混合液雙噴電解減薄,并利用JEM-3010高分辨透射電鏡觀察試樣的微觀結構及晶相組成.

2 結果與分析

2.1 室溫沖擊與拉伸性能

圖1為617合金時效后的室溫力學性能.從圖1可看到強度(Rm,Rp0.2)、塑性(A,Z)及沖擊吸收能量隨時效時間的變化.由圖1(a)可知,當時效時間為0(供貨態)時,合金的屈服強度(Rp0.2)和抗拉強度(Rm)分別為 348 MPa和760 MPa;在時效 300 h后,合金的屈服強度和抗拉強度明顯提高,在時效1000 h后,分別達到最大值403 MPa和 913 MPa;當時效時間延至3000 h時,屈服強度和抗拉強度略為降低,分別降為393 MPa和 905 MPa.可見,時效后617合金的屈服強度和抗拉強度的變化幅度較小.從圖1(b)中可看出:617合金的塑性與沖擊吸收能量的變化趨勢一致.當時效時間為0時,沖擊吸收能量較高,塑性好;在時效300 h后,沖擊吸收能量和塑性明顯降低,表明合金脆化速度較大;而在時效1000 h后,試樣合金的沖擊吸收能量和塑性的降低速度均變緩;在整個時效過程中,試樣合金的沖擊吸收能量和塑性均呈連續降低的趨勢.

圖1 合金時效后的室溫力學性能Fig.1 Room-temperature mechanical properties of the alloy 617 after aging process

2.2 斷口形貌的觀察

在617合金的室溫力學性能測試后,筆者對試驗后的斷口形貌進行了觀察,以便研究與分析617合金的力學性能與組織結構之間的關系.圖2為合金在不同時效時間后的室溫沖擊斷口形貌.從圖2可知:供貨態合金的整個沖擊斷口由大量的韌窩組成,韌窩深且量多,表明韌性好;在時效300 h后,合金試樣的斷口上分布的韌窩變淺和變小,數量也明顯減少,表明其韌性降低;在時效1000 h后,合金試樣的斷口較為平坦,呈冰糖塊花樣,并顯示沿晶斷裂特征.

圖2 合金在不同時效時間后的室溫沖擊斷口形貌Fig.2 Evolution of impact fractog raph of alloy 617 after aging for different time durations

圖3為617合金試樣在不同時效時間后的拉伸斷口形貌.從圖3可知:供貨態合金的塑性較好,拉伸斷口由韌窩組成,韌窩深、數量多;在時效300 h后,斷口中韌窩變淺和變小,數量減少,表明其塑性降低;當時效時間延至3000 h時,斷口形貌呈冰糖塊花樣,并顯示斷口沿晶斷裂.圖2和圖3中的微孔是由于碳化物在外力作用下脫落形成的.在時效后,沖擊和拉伸斷口形貌發生了明顯變化,表明試樣合金的斷裂模式由塑向脆性轉變.

圖3 合金在不同時效時間后的拉伸斷口形貌Fig.3 Fracture surface of tensile test after aging fo r different time durations

2.3 時效后的組織結構

圖4為617合金在不同時效時間后的SEM組織結構.從圖4可知:當617合金試樣的時效時間為0(供貨態)時,晶界析出物稀少.晶內分布兩類顆粒:第一類顆粒為深黑色(OM像顯示為橘黃色);第二類顆粒為白色.能譜分析結果表明:兩類顆粒分別為富Ti、C、N的 TiN和富Cr的 M23C6型碳化物(M為Cr、Mo、Fe),這種碳化物為復雜立方晶格(每個單位晶胞含有92個金屬原子[Cr,Mo,Fe],24個C原子)[6,9-10].在300h時效后,TiN顆粒尺寸穩定;晶內、晶界分布的細小顆粒明顯增多,其中一些沿孿晶界分布,一些則彌散分布(圖4(b)和(c)).

圖4 合金在不同時效時間后的SEM組織結構Fig.4 SEM photos of the alloy 617 after aging for different time durations

圖5為617合金在不同時效時間后晶界碳化物形貌及其電子衍射圖.從圖5可知:晶界為多面體顆粒,大小不均勻,長度為150～200 nm,對電子衍射圖進行標定,判定其為M23C6型碳化物.通常,這種碳化物在晶界上形成,且在高溫時效時常呈鏈狀分布[11].在時效1000 h后,晶界M23C6碳化物顆粒尺寸基本穩定,長度為80～250 nm.當時效時間延至3000 h,M23C6碳化物顆粒聚集長大,長度為500～1000 nm;晶界至晶內的顆粒尺寸逐步減小,如圖中的A、B和C顆粒尺寸分別約為300 nm、250 nm和150 nm,表明長時間高溫時效導致合金元素加速擴散,同時晶界也提供了擴散的通道,因而碳化物在晶界易于長大.由圖4和圖5可知:在供貨態時,晶界上析出物稀少,界面結合強度高,沖擊和拉伸斷口呈韌窩狀;但在時效300 h后,M23C6在晶界析出,晶界強度降低,在外力下,裂紋易沿晶界生成,沖擊吸收能量和塑性明顯降低.隨著時效時間的進一步延長,碳化物在晶界上聚集長大,促使沖擊吸收能量和塑性進一步降低.

圖5 合金在不同時效時間后晶界M23C6碳化物的TEM圖像及電子衍射圖Fig.5 TEM images and SAED patterns of M23C6carbides at g rain boundary after aging for different time durations

圖6為617合金在不同時效時間后的晶內第二相形貌及其電子衍射圖.從圖6可看出:時效時間對球狀顆粒和多面體顆粒尺寸影響小,球狀顆粒的尺寸在30～35 nm內,而多面體顆粒尺寸在100～200 nm內.對電子衍射圖進行標定,證實這些顆粒分別為 γ′-Ni3(Al,Ti)和 M23C6碳化物,后者主要為第二相.γ′相顯示超晶格點陣,與基體存在半共格關系[8].γ′相是有序結構,具有大的原子結合力,在較高溫度(≤760℃)下,位錯切割通過γ′相時的阻力比通過基體時大得多,從而使合金有較好晶內強化效果[12].同時,晶界分布不連續的M23C6碳化物會阻礙晶界滑移,產生晶界強化.晶內和晶界強化導致時效態合金強度明顯增大.

圖6 合金在不同時效時間后的晶內第二相的TEM圖像及電子衍射圖Fig.6 TEM images and SAED patterns of the secondary phase inside grains after aging for different time durations

3 結 論

(1)IN617合金經時效后,晶界分布的M23C6碳化物導致沖擊吸收能量和塑性連續降低.

(2)晶內、晶界強化導致合金強度明顯增加.

(3)IN617合金在時效后,斷裂模式由塑性斷裂轉變為脆性斷裂.

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