摘要：为了降低CO2排放，提高发电效率，日本已经开始研发700℃的先进超超临界（A-USC）发电机组。镍基合金UNS N06674（ASME Code Case 2826（美国机械工程师协会规范案例2826），47Ni-23Cr-23Fe-7W，HR6W）和UNS N06617（52Ni-22Cr-13Co-9Mo，合金617）是适用于A-USC电站锅炉高温部件的两种材料。本文研究了蠕变退化对这两种镍基合金硬度变化的影响，以评估是否可以用硬度法来评定蠕变寿命。研究结果表明：随着蠕变变形的产生，位错密度增大，导致材料硬化；同时由于析出相粗化及之后形成蠕变孔洞，导致材料软化；因而蠕变寿命后期的硬度值分散度增大。这一趋势说明与蠕变寿命分数有很好的相关性，因此可作为蠕变寿命评定的有用工具。研究还发现，HR6W的硬度变化是温度、应力和蠕变寿命分数的函数，这样就可通过多变量分析推导出一个硬度回归方程。将使用温度、应力以及实测硬度代入到多变量回归方程中，就可计算出蠕变寿命分数。这些研究结果表明，可以用硬度法来评定镍基合金的蠕变寿命。

   关键词：A-USC 电站锅炉  镍基合金  蠕变寿命评定  硬度  多变量分析

   1 引言

   为保护环境，日本经济产业省推出了一项政策，通过开发高效的火力发电机组来降低CO2排放和燃料消耗。火力发电机组采用A-USC（先进的超超临界）电力技术可将蒸汽温度从现在的600℃提高到700℃，被认为是提高热效率的一项重要技术。A-USC电站锅炉的基本设计结构与现有的USC（超超临界）锅炉相似，因此，除了在700℃下运行的高温部件外，现有USC电站锅炉的大多数部件仍可使用。由此可见，老旧的燃煤发电机组升级改造为A-USC电站锅炉并不困难，因此这项技术得到了快速的推广。

   建立寿命评定方法对A-USC发电机组的长期稳定运行至关重要。虽然也可以使用现有的寿命评定方法，但我们需要找到一种更为精确和简易的方法。在过去几年里，镍基合金没有在电厂锅炉中得到应用，因此我们对其退化和损伤形式并不十分了解。近来，研究人员提出几种镍基合金寿命评定方法。比如，通过关注蠕变应变与晶粒参考取向偏差（GROD）之间的关系，研究蠕变孔洞数密度的变化以及硬度的变化。GROD是晶粒的一个EBSD（电子背散射衍射）参数。硬度法是一种简单且无损的检测方法，最初是为应变软化钢（如：蠕变强度增强铁钢）研发的。如果可以阐明镍基合金蠕变寿命和硬度变化之间的关系，那么此方法不失为一种非常有效的技术。因此，为了评估硬度法在蠕变寿命评定中所起的作用，本文对UNS N06674（ASME Code Case 2826，即美国机械工程师协会规范案例2826，52Ni-23Cr-23Fe-7W，HR6W，以下简称为HR6W）和UNS N06617（52Ni-22Cr-13Co-9Mo，合金617，以下简称合金617）这两种镍基合金的硬度变化和蠕变损伤发展之间的关系进行了基础性研究。

   2 材料和试验方法

   HR6W和合金617是制造A-USC电站锅炉厚壁管道的理想材料，这两种镍基合金试验材料的化学成分见表1。通过光学显微镜观察及手工平均线性截距法（ASTM E 112），所测得的HR6W和合金617的平均粒径分别为220μm和250μm。两种合金都进行了固溶退火最终热处理。为了评估高温时效后的析出硬化和蠕变过程中产生的应变硬化，研究人员准备了时效试样和蠕变中断试样。时效温度分别为700℃、750℃、800℃，时效时间为300小时～10000小时不等。为了研究时效初始阶段的硬度变化，在700℃下还进行了0.1、0.3、1、3、10、30、100小时的短时时效试验。在断裂前寿命分数为20%、40%、60%、80%时发生了蠕变中断，蠕变试验温度为700℃和800℃。在700℃和800℃下，HR6W合金试验的应力条件分别为120MPa～200MPa和60MPa～100MPa；合金617在700℃和800℃下的应力条件分别为200MPa～350MPa和90MPa～140MPa。

   在时效试样中心测量了20个点的维氏硬度，施加试验力1kgf（公斤力），保持15秒。对于蠕变试样，在径向截面上测量从头部到标定部分（即：径向中心或者断裂部位周围）的维氏硬度，加载载荷1kgf（公斤力），加载后停留15秒，每隔1mm测量一次。每个径向位置的标定部分、肩部和头部的测量点分别为3～5个、5～6个、7个。此外，为了研究晶粒中硬度分布情况及其与晶向之间的相互关系，我们在700℃、120MPa条件下测量了HR6W蠕变试样的显微硬度，在700℃、240MPa条件下测量了合金617蠕变试样的显微硬度，加载载荷为10gf（克力），时长15秒，以50μm的间隔测量了77个点的显微硬度。在测量完显微硬度之后用电子背向散射衍射法（EBSD）进行了晶向分析，用粒度从3μm到1μm不等（从粗到细）的金刚石研磨膏将EBSD分析试样抛光，然后用硅胶轻轻刻蚀，使其形成光滑平整的表面。EBSD测量的加速电压为20kV，单位像素之间的步长为0.2μm。

   表1试验材料的化学组成/mass%

   3  结果和讨论

   3.1 高温时效对硬度变化的影响

   图1和图2分别反映了HR6W和合金617硬度与时效时间之间的关系。从图中可以看出，300小时之后，HR6W合金的硬度在每个时效温度下均从最开始的160HV（维氏硬度）显著提高到200HV；时效至10000小时，硬度缓慢升至220HV～240HV。在700℃、750℃、800℃的时效温度下，HR6W的硬度值并没有很大的变化。而合金617则在300小时时效后，其硬度在700℃、750℃、800℃温度下从最开始的185HV（维氏硬度）分别增大到240HV、260 HV和280HV；之后，硬度在这三个时效温度下均保持恒定不变。由此可推断出：在700℃、750℃、800℃温度下的饱和硬度与γ相平衡量具有相关性。材料在700℃温度下短时（0.1～100小时）时效后的硬度见图1和图2中的插图所示，水平轴上的时效时间为时间对数。HR6W的硬度在10小时后开始增大，在300小时达到饱和，然后在3000小时后又开始增大。Semba等人的研究报告表明：M23C6在短时区间析出，而拉夫斯相（Laves）则长时间持续析出。因此我们认为：HR6W合金在10～300小时时效期间以及3000小时时效后硬度增大是分别因为M23C6析出和拉夫相析出所致。由于γ相析出，合金617的硬度从时效早期就开始持续增大，并在300小时左右达到饱和。

图1 HR6W硬度与时效时间之间的关系曲线图（线上版为彩色图）

图2 合金617硬度与时效时间之间的关系曲线图（线上版为彩色图）

   3.2 蠕变对硬度变化的影响

   图3和图4分别表示了在0.2、0.4、0.6和0.8蠕变寿命分数时中断的HR6W和合金617试样径向截面从头部到标定部分的硬度分布。对于HR6W来说，由于蠕变变形引发应变硬化，因此标定部分的硬度大于头部的硬度。肩部硬度随着应力增加呈线性增大，并且蠕变寿命分数越大，其斜度越大。这些结果表明：所试验的镍基合金的硬度变化与应力具有明显的相关性。头部和标定部分的硬度随蠕变寿命的增大而增大；而且随着蠕变寿命分数增大，标定部分的硬度也变得更为分散。而合金617，随着蠕变寿命分数增大，硬度变化很小，硬度值分散度也无很大变化。有报告称，与合金617以及其他γ相加强的镍基合金相比，HR6W具有优异的断裂韧性，即使在长时间试验中也是如此。因此，由于蠕变应变不同，HR6W的应变硬化要比合金617的应变硬化更大一些。

图3 HR6W蠕变试样纵向截面上的硬度分布变化情况（线上版为彩色图）

图4 合金617蠕变试样纵向截面上的硬度分布（700℃，240MPa，tR=2217.5小时）（线上版为彩色图）

   图5和图6分别为HR6W和合金617蠕变断裂试样在蠕变孔洞附近的晶内显微硬度分布图以及叠映在图像质量（IQ）中的EBSD反极图（IPF）。硬度分布图与IQ/IPF图中的显微硬度值相对应。硬度分布图中的数值是IQ/IPF图中每个测量点的显微硬度值，图中的黑色和红色实线分别表示晶界和孔洞。IQ/IPF图中的数值是每个晶粒的平均显微硬度值。两种合金的晶内硬度都具有很高的分散度，似乎是由于晶界上析出物分布不均匀以及位错堆积造成的。在晶界上可以观察到蠕变孔洞，且在较硬和较软晶粒之间的晶界上更容易产生孔洞。此外，（111）附近晶面的硬度也很高。

图5 在700℃、120MPa下蠕变的HR6W的晶内显微硬度分布及IQ/IPF图

图6 在700℃、240MPa下蠕变的合金617的晶内显微硬度分布及IQ/IPF图