固溶和時(shí)效溫度對(duì)改型In617耐熱合金組織的影響研究

李 其 陳正宗 蔣新亮 劉正東 左良

(1．東北大學(xué)材料各向異性與織構(gòu)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng)110819；2．鋼鐵研究總院特殊鋼研究所，北京100000 3．二重(德陽(yáng))重型裝備有限公司，四川618000)

中國(guó)的“富煤、缺油、少氣”的一次能源稟賦決定了燃煤發(fā)電在未來(lái)很長(zhǎng)一段時(shí)間內(nèi)占據(jù)我國(guó)能源主體地位，但隨著國(guó)家“碳達(dá)峰、碳中和”的環(huán)保政策，燃煤火力發(fā)電帶來(lái)的CO2溫室氣體排放，NOx污染物排放等問(wèn)題再次成為焦點(diǎn)。提高燃煤機(jī)組熱效率，降低排放最有效的方式就是提高蒸汽溫度和壓力，蒸汽溫度從600℃/31 MPa提升至700℃/35 MPa，熱效率提升10%以上，二氧化碳排放降低10%以上。因此世界各發(fā)達(dá)國(guó)家都投入了大量的人力、物力開(kāi)發(fā)高參數(shù)燃煤發(fā)電機(jī)組。在高參數(shù)燃煤機(jī)組的開(kāi)發(fā)過(guò)程中，大型缸體鑄件和轉(zhuǎn)子鍛件耐熱材料的開(kāi)發(fā)是關(guān)鍵，從目前的高溫性能和抗熱腐蝕性能看，鐵基馬氏體耐熱鋼只能用于650℃以下，超過(guò)650℃就需要采用奧氏體不銹鋼或者鎳基耐熱鋼，但從20世紀(jì)60年代美國(guó)Eddystone 1號(hào)的實(shí)踐看，奧氏體不銹鋼由于熱膨脹系數(shù)問(wèn)題，無(wú)法用于大型轉(zhuǎn)子部件的制造。In617耐熱合金因其具有優(yōu)異的熱加工性、焊接性以及抗氧化性能，是大型鎳基耐熱合金部件的候選材料[1-5]。但傳統(tǒng)的In617由于時(shí)效強(qiáng)化元素含量低，高溫強(qiáng)度富余量不足，因此，通過(guò)提高Co和Ti含量，添加W和Nb元素，形成了改型In617耐熱合金，使之更好地滿足高溫長(zhǎng)時(shí)使用要求。改型In617耐熱合金從高溫到室溫由于沒(méi)有固態(tài)相變，因此無(wú)法通過(guò)熱處理來(lái)細(xì)化晶粒，其固溶溫度的設(shè)計(jì)不僅要考慮碳化物的充分回溶，同時(shí)晶粒不能過(guò)度粗化，影響無(wú)損檢測(cè)。時(shí)效過(guò)程中，既要保證鍛件的強(qiáng)度滿足設(shè)計(jì)要求，也需要碳化物不能過(guò)度的粗化，從而加快長(zhǎng)時(shí)使用過(guò)程中的組織退化，因此有必要研究改型In617耐熱合金的固溶時(shí)效工藝，從而為轉(zhuǎn)子鍛件熱處理工藝的制定提供重要支撐。

本文通過(guò)研究改型In617耐熱合金鍛態(tài)組織隨固溶溫度變化的規(guī)律以及研究經(jīng)固溶處理后的鍛態(tài)組織隨時(shí)效溫度變化的規(guī)律，分析固溶溫度和時(shí)效溫度對(duì)組織、晶粒的影響規(guī)律，從而建立改型In617合金的熱處理制度。

1 試驗(yàn)材料與方法

切取?250 mm×200 mm的鑄態(tài)合金錠(冶煉方式為真空感應(yīng)+真空自耗)，在1200℃條件下，通過(guò)墩拔鍛造成?90 mm的鍛態(tài)圓棒，其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.05C，19.7Cr，8.8Mo，0.6W，14.9Co，1.26Al，1.23Ti，0.43Nb。在圓棒截面1/2半徑位置切取10 mm×10 mm×6 mm試樣進(jìn)行固溶處理后的組織觀察。

固溶處理試驗(yàn)采用高溫箱式電阻爐，對(duì)合金進(jìn)行不同溫度(950℃、1000℃、1050℃、1100℃、1150℃、1200℃)、保溫時(shí)間2.5 h的固溶處理。時(shí)效處理采用經(jīng)1050℃×2.5 h固溶處理后的試樣在不同時(shí)效溫度下(650℃、700℃、750℃、800℃、850℃)時(shí)效5 h。

進(jìn)行金相組織觀察的試樣需要通過(guò)不同級(jí)別的砂紙進(jìn)行打磨，然后進(jìn)行機(jī)械拋光處理。腐蝕液為5 mlH2SO4+150 mlHCl+20 g CuSO4·5H2O+80 ml H2O。利用截線法對(duì)合金晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)；利用Image Pro plus軟件對(duì)碳化物尺寸和體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行定量化表征。圖1為該合金的原始鍛態(tài)組織，為完全再結(jié)晶組織，組織均勻，平均晶粒尺寸為17 μm。

圖1 改型In617合金原始鍛態(tài)顯微組織Figure 1 Original forged microstructureof modified In617 alloy

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 固溶溫度對(duì)合金晶粒的影響規(guī)律

圖2為改型In617耐熱合金在不同溫度下經(jīng)2.5 h固溶處理后，晶粒度隨固溶溫度變化的規(guī)律，從圖2、圖3中看到，當(dāng)固溶溫度超過(guò)1050℃后，平均晶粒的長(zhǎng)大速度增加；固溶溫度在1050℃時(shí)，晶粒度局部出現(xiàn)粗化，呈現(xiàn)混晶狀態(tài)；固溶溫度為1100℃時(shí)，晶粒雖然粗化，但為均勻狀態(tài)。改型In617耐熱合金平衡相計(jì)算結(jié)果見(jiàn)圖4，從圖4中看到，在平衡凝固過(guò)程中，合金中主要析出MC、M6C、MU、M23C6、γ′、σ和Ni2M(laves)相，固溶溫度超過(guò)1000℃時(shí)，大部分碳化物完成回溶。在實(shí)際固溶溫度試驗(yàn)中，碳化物的回溶過(guò)程需要一定的時(shí)間，因此當(dāng)固溶溫度低于1000℃時(shí)，碳化物基本沒(méi)有發(fā)生回溶，晶粒尺寸幾乎不發(fā)生變化，當(dāng)固溶溫度在1000～1100℃之間時(shí)，由于碳化物部分回溶，造成平均晶粒度緩慢增加，特別是1050℃時(shí)，由于碳化物的非均勻分布，碳化物數(shù)量較少的位置完成了固溶，因此出現(xiàn)了局部晶粒粗化，形成了混晶。當(dāng)固溶溫度超過(guò)1100℃時(shí)，析出的二次碳化物基本完成回溶，此時(shí)升高固溶溫度，晶界失去釘扎粒子，晶?？焖匍L(zhǎng)大，值得注意的是，一次碳化物和Ti(C,N)由于在鋼錠凝固過(guò)程中形成，尺寸大、回溶溫度高、回溶時(shí)間長(zhǎng)，需要在鍛造開(kāi)坯階段通過(guò)長(zhǎng)時(shí)的高溫?cái)U(kuò)散來(lái)解決。

圖2 改型In617鍛態(tài)平均晶粒尺寸隨固溶溫度變化的規(guī)律Figure 2 The changing law of the average grain size of modified In617 forging state with solid solution temperature

圖3 不同固溶溫度處理后的晶粒組織Figure 3 Grain structure after treatments at different solution temperature

圖4 改型In617耐熱合金析出相平衡計(jì)算結(jié)果Figure 4 Calculation results of precipitated phaseequilibrium of modified In617 heat resistant alloy

2.2 時(shí)效溫度對(duì)改型In617合金碳化物析出規(guī)律的影響

不同時(shí)效溫度處理后的合金組織見(jiàn)圖5，從圖5中看到，固溶處理后，大塊的MC型碳化物和Ti(C，N)化物基本保留，但隨著時(shí)效溫度的提高，合金晶界處碳化物逐漸增多，根據(jù)圖5(a)、(b)可知在650℃和700℃時(shí)合金內(nèi)晶界處幾乎沒(méi)有碳化物的存在，根據(jù)圖5(c)、(d)、(e)可知，在750～850℃溫度范圍內(nèi)，合金晶界碳化物析出量逐漸增加，在750℃時(shí)由于晶界處的碳化物含量不是很多，沒(méi)有形成明顯的鏈狀碳化物，但在800℃及850℃時(shí)由于晶界處碳化物含量增加，從而形成了非常明顯的鏈狀碳化物。根據(jù)SEM結(jié)合EDS能譜可知，晶界處析出的小尺寸碳化物大部分為M6C型碳化物。改型In617耐熱合金中添加了Al和Ti，因此γ′相對(duì)合金的強(qiáng)度和組織穩(wěn)定性也有重要影響，γ′相隨時(shí)效溫度變化的規(guī)律見(jiàn)圖6，從圖6中看到，在時(shí)效溫度為650℃和700℃時(shí)，合金內(nèi)幾乎沒(méi)有γ′相的析出，當(dāng)時(shí)效溫度為750℃時(shí)，改型In617合金內(nèi)開(kāi)始出現(xiàn)γ′相，但此條件下的γ′相的尺寸非常細(xì)小，當(dāng)時(shí)效溫度升高到800℃、850℃時(shí)，合金內(nèi)的γ′相出現(xiàn)了明顯的長(zhǎng)大，其中在時(shí)效溫度為850℃時(shí)，γ′相的尺寸最大，大約為20 nm左右。

圖5 不同時(shí)效溫度下改型In617合金的SEM形貌Figure 5 SEM morphology of modified In617 alloy at different aging temperatures

圖6 不同時(shí)效溫度下改型In617合金的γ′相貌Figure 6 γ′ appearance of modified In617 alloy at different aging temperatures

合金在高溫固溶處理時(shí)，碳化物、碳氮化物等化合物的分解、回溶和擴(kuò)散，使得基體中的元素得到一定程度的均勻分布，由于C、N等輕量元素原子直徑小，擴(kuò)散激活能低，高溫下可以實(shí)現(xiàn)長(zhǎng)程擴(kuò)散而提高其均勻性，但Mo、Cr等重型元素原子直徑大，擴(kuò)散激活能高，高溫下只能實(shí)現(xiàn)短程擴(kuò)散。因此在時(shí)效過(guò)程中，晶界位置能量低，容易形成原子聚集，此外，由于本身Cr、Mo等元素在固溶時(shí)只在晶界位置實(shí)現(xiàn)了短程擴(kuò)散，時(shí)效時(shí)，捕獲C、N等原子，再次在晶界位置析出，時(shí)效溫度升高，擴(kuò)散效果增強(qiáng)，因此隨著時(shí)效溫度的升高，在晶界位置不斷析出碳化物，甚至形成網(wǎng)狀。γ′相(Ni3Al)在合金中以共格的方式析出，添加Ti后，增強(qiáng)了γ′的強(qiáng)化作用，形成Ni3(TiAl)，γ′相的形成也是通過(guò)元素的擴(kuò)散控制，因此在較低溫度時(shí)效時(shí)，沒(méi)有γ′相的析出，隨著時(shí)效溫度升高，γ′相才不斷析出和長(zhǎng)大。

3 結(jié)論

(1)隨著固溶溫度的升高，改型In617合金的平均晶粒尺寸逐漸升高，950～1200℃固溶時(shí)，平均晶粒尺寸從0.78 μm增大到11.3 μm。其中在950～1050℃時(shí)，由于晶界碳化物分布不均，導(dǎo)致了此階段晶粒尺寸變化較小，在1100～1200℃時(shí)由于晶界碳化物的消失，晶粒開(kāi)始加速長(zhǎng)大，其中在1100℃時(shí)合金晶粒開(kāi)始均勻長(zhǎng)大，推薦固溶溫度為1100℃。

(2)隨著時(shí)效溫度的增加，改型IN617合金內(nèi)的碳化物及γ′相的尺寸及含量逐漸增大。其中在650～700℃時(shí)效時(shí)，合金內(nèi)幾乎沒(méi)有晶界處碳化物及γ′相的存在，而在750～850℃時(shí)效時(shí)，合金內(nèi)晶界處碳化物及γ′相開(kāi)始形核長(zhǎng)大，其中在時(shí)效溫度為750℃時(shí)合金內(nèi)的γ′相開(kāi)始形核，且此時(shí)晶界處的鏈狀和薄膜狀碳化物比較少，所以時(shí)效溫度為750℃時(shí)合金的性能比較好。