陳 剛，江 濤，鐘繼如,章驍程,關(guān)凱書

(1.上海賽科石化股份有限責(zé)任公司，上海 201507；2.華東理工大學(xué) 機(jī)械與動(dòng)力工程學(xué)院，上海 200237)

0 引言

鎳鉻鐵合金Incoloy 800(以下簡(jiǎn)稱800合金)為Special Metals研制并命名的商品牌號(hào)，后收入標(biāo)準(zhǔn)ASTM B409—2016StandardSpecificationforNickel-Iron-ChromiumAlloyPlate,Sheet,andStrip，ASTM標(biāo)準(zhǔn)中的編號(hào)為UNS N08800(800)。我國(guó)也在GB/T 15007—2017《耐蝕合金牌號(hào)》中有對(duì)應(yīng)的材料牌號(hào)。該系列合金是一種廣泛使用的高溫合金材料，合金中的19%Cr具有良好的耐熱性，具有良好抗內(nèi)部氧化的能力，同時(shí)30%Ni的含量保持奧氏體結(jié)構(gòu)的延展性;其使用溫度可達(dá)816 ℃，常用于制造耐腐蝕、耐高溫、需要足夠強(qiáng)度和穩(wěn)定性的設(shè)備[1]。盡管高溫下800合金具有良好的抗氧化、抗?jié)B碳、抗硫化、抗斷裂和抗蠕變的能力，但對(duì)于816 ℃以上溫度的使用環(huán)境，則需要采用擴(kuò)展牌號(hào)為800H(UNS N08810)和800HT(UNS N08811)的合金。其中800HT合金通過增加Al與Ti的含量和控制晶粒尺寸的處理，相比原800合金，其抗蠕變的能力進(jìn)一步提升，根據(jù)API STD 530—2019CalculationofHeater-TubeThicknessinPetroleumRefineries,其使用溫度可達(dá)1 050 ℃。但在高溫環(huán)境下長(zhǎng)期服役仍需要考慮蠕變與氧化失效[2-5]。

本次研究800HT用于苯乙烯過熱蒸汽高溫管道，該管道原為進(jìn)口800HT板材卷制焊接而成。該管道的操作溫度為844～913 ℃，操作壓力為0.1 MPa。在對(duì)進(jìn)口管道的金相檢測(cè)中，發(fā)現(xiàn)可能存在蠕變失效的風(fēng)險(xiǎn)，計(jì)劃采用相同牌號(hào)的國(guó)產(chǎn)800HT合金進(jìn)行更換。出于國(guó)產(chǎn)化的需求，將國(guó)產(chǎn)800HT合金的高溫性能與進(jìn)口材料進(jìn)行對(duì)比分析，為管道更換選材可行性提供數(shù)據(jù)及理論依據(jù)。為此，本文分別從化學(xué)成分分析、微觀組織、硬度測(cè)試、高溫拉伸、持久強(qiáng)度測(cè)試等方面，對(duì)材料的高溫蠕變性能開展研究。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

本次分析取材采用的是進(jìn)口800HT卷制管材和國(guó)產(chǎn)800HT板材，管材截面尺寸為?115 mm×8 mm，板材為48 mm厚板。其中進(jìn)口材料的Ti+Al含量稍高，但兩種材料成分均符合ASTM-B409中關(guān)于N08811(800HT)的化學(xué)成分的要求，分析結(jié)果見表1。

表1 進(jìn)口與國(guó)產(chǎn)800HT化學(xué)成分分析Tab.1 Chemical composition of domestic and imported 800HT %

金相試樣分別從管材的縱向截面和橫向截面取樣(見圖1)；晶粒尺寸評(píng)級(jí)根據(jù)ASTM E112—2013《平均晶粒度測(cè)定的標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法》。對(duì)國(guó)產(chǎn)與進(jìn)口兩種材料的不同截面、不同厚度取樣和管材不同面進(jìn)行硬度測(cè)試，測(cè)試位置見圖2，各測(cè)試點(diǎn)測(cè)量3次取平均值，測(cè)試結(jié)果符合GB/T 4340—2009《金屬材料 維氏硬度試驗(yàn)》要求。高溫拉伸和持久強(qiáng)度試驗(yàn)均沿軋制方向的縱向取圓棒樣，取樣位置見圖1。具體試棒尺寸見圖3。試棒加工分別滿足GB/T 4338—2006《金屬材料 高溫拉伸試驗(yàn)方法》和GB/T 2039—2012《金屬材料 單軸拉伸蠕變?cè)囼?yàn)方法》的要求。

(a)進(jìn)口800HT管材

(b)國(guó)產(chǎn)800HT板材

圖2 板材顯微硬度測(cè)試點(diǎn)示意

圖3 高溫拉伸及持久試驗(yàn)試棒結(jié)構(gòu)尺寸示意Fig.3 Schematic diagram of high temperature tensileand stress-rupture test bar

由于蒸汽管道操作溫度在844～913 ℃，分別對(duì)進(jìn)口與國(guó)產(chǎn)800HT材料進(jìn)行850 ℃和910 ℃高溫拉伸測(cè)試，國(guó)產(chǎn)材料拉伸試樣8根、進(jìn)口材料4根，高溫拉伸試驗(yàn)溫度誤差為±2 ℃，環(huán)境溫度為22 ℃；拉伸速率為0.000 07 mm/s(屈服前)、0.001 4 mm/s(屈服后)，測(cè)量精度±0.02 mm。國(guó)產(chǎn)材料持久試樣5根、進(jìn)口材料6根；由于管道內(nèi)主要的操作溫度在850 ℃左右，持久試驗(yàn)溫度設(shè)置為850 ℃，溫度誤差為±2 ℃，環(huán)境溫度為22 ℃；最大拉伸應(yīng)力80 MPa。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 顯微組織

金相照片見圖4，5。照片顯示，進(jìn)口與國(guó)產(chǎn)800HT合金微觀組織均為奧氏體組織，低倍鏡下觀察晶粒尺寸粗大。粗大晶粒可以避免高溫下晶界滑移，從而提升抗蠕變性能，因此推薦的晶粒度粗于ASTM 晶粒尺寸5級(jí)(72 μm)[6]，即晶粒尺寸在56.6 μm以上。

(b)橫向截面

(a)縱向截面

(b)橫向截面圖5 國(guó)產(chǎn)800HT板材金相照片 200×Fig.5 Metallographic photograph of domestic 800HT plate 200×

本次分析的進(jìn)口與國(guó)產(chǎn)800HT合金晶粒尺寸評(píng)估結(jié)果見表2，其中進(jìn)口材料橫向截面、縱向截面晶粒尺寸接近，分別為208.8 μm和195.5 μm，國(guó)產(chǎn)材料除第三層外，晶粒尺寸與進(jìn)口材料持平，在192～210 μm之間，總體上國(guó)產(chǎn)與進(jìn)口材料晶粒度均在2.5級(jí)以內(nèi)，有較好的抗蠕變性能。此外，兩種材料組織均存在Ti(C,N)顆粒，進(jìn)口材料析出相尺寸在2～14 μm，國(guó)產(chǎn)材料析出相尺寸在2～12 μm。鈦碳氮化物、Ti(C,N)在800HT合金中常見[7]。Ti(C,N)通常在制造材料過程中形成，為橙色的析出物。基體中的細(xì)小Ti(C,N)沉淀,在高溫下十分穩(wěn)定，起到釘扎效應(yīng)(pinning effect)，阻礙奧氏體晶界滑動(dòng),由此提高鋼的蠕變抗力。進(jìn)口800HT各截面上Ti(C,N)析出相尺寸細(xì)小且分布均勻，國(guó)產(chǎn)材料析出相尺寸與進(jìn)口材料相近，但在縱向截面析出相沿縱向分布，橫向截面氮化物析出相分布均勻。此外，進(jìn)口材料孿晶組織顯著，而國(guó)產(chǎn)材料晶界較光滑且為等軸晶組織。

表2 晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)結(jié)果Tab.2 Statistics table of grain sizes

2.2 顯微硬度

維氏硬度測(cè)試結(jié)果見表3，進(jìn)口管材硬度(HV)在150～170之間，縱向截面硬度稍高。國(guó)產(chǎn)材料與進(jìn)口材料硬度相近，但縱向截面不同位置表現(xiàn)出硬度差異，其中最上層1點(diǎn)硬度稍高，沿厚度方向硬度下降，3點(diǎn)硬度最低，推測(cè)與國(guó)產(chǎn)材料縱向截面析出相帶狀分布有關(guān)。國(guó)產(chǎn)材料橫向截面不同厚度硬度接近。

表3 硬度(HV)測(cè)試結(jié)果Tab.3 Results of hardness (HV) test

2.3 高溫拉伸強(qiáng)度

高溫拉伸強(qiáng)度見表4。考慮到國(guó)產(chǎn)材料在厚度方向上呈現(xiàn)硬度差異，對(duì)國(guó)產(chǎn)表層和中部材料分別測(cè)試，測(cè)試結(jié)果表明，不同厚度下其高溫拉伸性能接近，其中850 ℃時(shí)，中部比表層屈服強(qiáng)度高4.33%，抗拉強(qiáng)度高2.68%；910 ℃時(shí)，中部比表層屈服強(qiáng)度高5.99%，但抗拉強(qiáng)度低4.30%?？傮w而言，中部取樣試樣的強(qiáng)度要稍優(yōu)于表層取材試樣，但性能差異較小。綜合各厚度國(guó)產(chǎn)材料結(jié)果，在850 ℃時(shí)，國(guó)產(chǎn)材料的屈服強(qiáng)度比進(jìn)口材料低14.1%(平均)，抗拉強(qiáng)度低3.07%，與進(jìn)口材料相近；而910 ℃時(shí)，國(guó)產(chǎn)材料屈服強(qiáng)度比進(jìn)口材料低20.59%，抗拉強(qiáng)度低11.55%。此外，國(guó)產(chǎn)材料的斷后伸長(zhǎng)率高于進(jìn)口材料，說明國(guó)產(chǎn)材料在高溫拉伸下延性更大。

表4 高溫拉伸測(cè)試結(jié)果Tab.4 Results of high temperature tensile test

2.4 持久性能

經(jīng)過對(duì)兩種材料的持久強(qiáng)度測(cè)試，進(jìn)口材料與國(guó)產(chǎn)材料850 ℃持久強(qiáng)度測(cè)試結(jié)果見表5。持久試驗(yàn)最長(zhǎng)時(shí)間4 376.7 h。其中國(guó)產(chǎn)材料在持久試驗(yàn)中顯示出偏低的持久強(qiáng)度，如圖6所示。為對(duì)比評(píng)估長(zhǎng)時(shí)間下蠕變性能，需要對(duì)短時(shí)持久強(qiáng)度外推。

表5 持久強(qiáng)度試驗(yàn)結(jié)果Tab.5 Results of stress-rupture test

圖6 斷裂應(yīng)力-時(shí)間曲線

采用等溫線方法對(duì)進(jìn)口材料和國(guó)產(chǎn)材料持久數(shù)據(jù)進(jìn)行擬合外推，并繪制在雙對(duì)數(shù)曲線上。試驗(yàn)時(shí)間與數(shù)據(jù)外推時(shí)間比為1∶10(有效時(shí)間為40 000 h，超過40 000 h曲線僅供參考)。擬合外推結(jié)果見圖6。為對(duì)比國(guó)產(chǎn)800HT持久性能，引入標(biāo)準(zhǔn)API STD 530—2019，該標(biāo)準(zhǔn)中提供了幾種高溫合金的L-M計(jì)算曲線，其中包含了800HT合金計(jì)算所需的P參數(shù)，通過計(jì)算可獲取850 ℃下的標(biāo)準(zhǔn)應(yīng)力-斷裂壽命曲線，見圖6中虛線。將850 ℃下標(biāo)準(zhǔn)曲線與試驗(yàn)數(shù)據(jù)的等溫外推曲線進(jìn)行對(duì)比(見圖6)，相比進(jìn)口合金，國(guó)產(chǎn)合金的持久強(qiáng)度偏低。對(duì)比標(biāo)準(zhǔn)曲線，兩種材料在高應(yīng)力下，斷裂壽命均要低于API 530中要求；而在載荷44 MPa以下，國(guó)產(chǎn)合金斷裂壽命要高于API 530中的(最低、平均)斷裂壽命，說明國(guó)產(chǎn)材料和進(jìn)口材料在實(shí)際操作中滿足API 530標(biāo)準(zhǔn)要求。

3 分析與討論

經(jīng)金相分析、維氏硬度、高溫拉伸及持久強(qiáng)度測(cè)試，對(duì)進(jìn)口與國(guó)產(chǎn)材料開展了一系列對(duì)比。對(duì)比結(jié)果顯示，國(guó)產(chǎn)材料Al+Ti組成稍低于進(jìn)口材料；進(jìn)口與國(guó)產(chǎn)材料晶粒度均在2.5級(jí)，滿足ASTM (5級(jí))要求；微觀觀察顯示，進(jìn)口材料為包含大量退火孿晶的奧氏體晶粒，而國(guó)產(chǎn)材料晶界光滑，為等軸晶結(jié)構(gòu)，其孿晶界比例遠(yuǎn)低于進(jìn)口材料。高比例的退火孿晶，一般通過晶界工程(GBE)技術(shù)對(duì)材料晶界進(jìn)行調(diào)整。該技術(shù)采用冷加工和熱退火工藝，能增加材料中與孿晶相關(guān)的低重合位置點(diǎn)陣(Coincidence Site Lattice,CSL) 晶界比例，從而改善奧氏體不銹鋼的抗蠕變性能[8]。GBE作為近年來興起的一種改善材料高溫性能的方法，已開展了許多有關(guān)800系列合金的研究。例如，DRABBLE等[9]對(duì)800H合金試樣進(jìn)行了一系列GBE處理，與接收狀態(tài)相比，GBE樣品中Σ3n(退火孿晶)晶界長(zhǎng)度分?jǐn)?shù)增加了70%。DRABBLE[10]對(duì)800H合金進(jìn)行GBE研究發(fā)現(xiàn)，在1 100 ℃的退火處理下，4次循環(huán)，每循環(huán)變形量為6%時(shí)，獲得最佳的晶界工程處理800H。國(guó)內(nèi)聶書紅等[11]對(duì)800H進(jìn)行GBE處理后，發(fā)現(xiàn)合金受FLiNaK 熔鹽腐蝕，深度和滲透深度都出現(xiàn)了降低，F(xiàn)LiNaK 熔鹽腐蝕主要腐蝕機(jī)制為沿晶界向基體滲透。圖7[10]為GBE處理前后晶界示意，觀察到晶界連通性下降，大角度晶界的破壞十分明顯，且退火孿晶Σ3n晶界的相對(duì)分量增大;晶界形貌發(fā)生了顯著變化。從接收材料中相對(duì)等軸的晶粒結(jié)構(gòu)來看，原等軸晶粒結(jié)構(gòu)變得不明確了。這是由于Σ3n晶界已經(jīng)并入原晶界網(wǎng)絡(luò)，替換了原先大角度晶界。由于晶界連通性下降，GBE樣本表現(xiàn)出有效的擴(kuò)散阻力的增加，說明進(jìn)口材料與國(guó)產(chǎn)材料相比，進(jìn)口材料有更低的蠕變擴(kuò)散速率。

此外微觀觀察還發(fā)現(xiàn)，進(jìn)口合金中 Ti(C,N)分布均勻，而國(guó)產(chǎn)材料在縱向截面存在Ti(C,N)帶狀析出，沿軋制方向分布。而Ti(C,N)作為阻礙蠕變過程的析出相帶狀分布，使得帶狀析出相區(qū)域以外的蠕變性能下降，從而使得整體材料抗蠕變性能下降。持久強(qiáng)度測(cè)試顯示，進(jìn)口材料和國(guó)產(chǎn)材料兩組數(shù)據(jù)的外推曲線都滿足實(shí)際工況下API 530中持久強(qiáng)度的要求。但無論持久強(qiáng)度還是短時(shí)高溫強(qiáng)度，進(jìn)口材料的綜合高溫性能都要優(yōu)于國(guó)產(chǎn)材料。考慮到本次分析采用的國(guó)產(chǎn)材料尺寸較厚，為48 mm，而對(duì)比進(jìn)口材料為8 mm厚管材，受冶煉、加工工藝的影響，較厚材料的微觀組織很難做到非常均勻，進(jìn)口管材厚度薄，容易獲得均勻的微觀組織。

(a)GBE處理前

(b)GBE處理后圖7 GBE處理前后晶界照片(灰色為Σ3n)Fig.7 Photographs of grain boundaries before andafter GBE(Σ3n in gray)

4 結(jié)論

本次評(píng)估對(duì)象為Incoloy 800HT進(jìn)口材料與國(guó)產(chǎn)材料，對(duì)比結(jié)果顯示，國(guó)產(chǎn)材料與進(jìn)口材料晶粒尺寸、析出相、硬度相近，國(guó)產(chǎn)材料縱向截面厚度方向存在硬度差異；850,910 ℃時(shí)，進(jìn)口材料高溫拉伸強(qiáng)度優(yōu)于國(guó)產(chǎn)材料；850 ℃時(shí)，國(guó)產(chǎn)板材試樣持久強(qiáng)度稍低于進(jìn)口材料；國(guó)產(chǎn)Incoloy 800HT與進(jìn)口Incoloy 800HT相比，高溫性能偏低。

(1)由于制造工藝與選材的問題，進(jìn)口材料的析出相分布比國(guó)產(chǎn)材料的均勻，析出相分布不均導(dǎo)致了國(guó)產(chǎn)材料性能下降。

(2)通過GBE技術(shù)可改良國(guó)產(chǎn)材料晶粒結(jié)構(gòu)，進(jìn)口材料的奧氏體晶界中高比例的退火孿晶界可提升高溫性能。

(3)國(guó)產(chǎn)材料的Ti+Al含量接近標(biāo)準(zhǔn)要求的下限，進(jìn)口材料的Ti+Al含量高于國(guó)產(chǎn)材料，材料中Ti+Al含量適當(dāng)高于標(biāo)準(zhǔn)可提高材料高溫強(qiáng)度。

綜合考慮到管道實(shí)際工作壓力在0.1 MPa的低應(yīng)力水平，低應(yīng)力下，國(guó)產(chǎn)材料持久試驗(yàn)外推持久強(qiáng)度要高于API 530，說明其抗蠕變性能可以滿足要求。