Incoloy 800H 合金在模擬服役條件試驗過程中的性能與組織演化研究

李江，詹英杰，李季，唐麗英，周榮燦，王慶武，徐安

（1.西安熱工研究院有限公司，陜西 西安 710054；2.華能山東石島灣核電有限公司，山東 榮成 264312）

Incoloy 800H（簡稱800H）合金因其具備優良的抗蠕變斷裂、氧化腐蝕性能，已成為核電站蒸汽發生器傳熱管的主要候選材料之一，全球首座球床模塊式高溫氣冷堆（HTR-PM）蒸汽發生器傳熱管高溫段采用的就是國產800H 合金[1-2]。雖然目前關于800H 合金時效后的組織穩定性和力學性能變化已有一些研究[3-4]，但多數研究主要針對國外材料，且往往只考慮溫度對組織和性能的影響，鮮有考慮其他服役條件（如服役介質、壓力等），且目前的研究時效時間往往較短，時效溫度過高。譬如；Cao 等人[3]發現800H 合金在750 ℃時效50 h 后，主要析出相為塊狀M23C6和立方形的Ti(C,N)，晶界Cr23C6的形成導致Cr 和C 的偏析，且M23C6僅在特殊晶界析出。在850 ℃時效1 000 h 后，納米級Ti(C,N)只在Σ3 型晶界附近晶內析出[4]。龔豹等[5]研究了800H 合金在1 050～1 150 ℃固溶處理對力學性能的影響，發現抗拉強度和屈服強度隨固溶溫度的升高而降低，而固溶處理保溫時間對抗拉強度和屈服強度影響作用較小。El-Azim 等人[6]研究了800H 合金在850 ℃蠕變及高溫拉伸的相關性，提出在相同應力指數條件下拉伸和蠕變數據符合Norton 定律，并給出從拉伸數據推測蠕變數據的模型。而針對800H 合金在HTR-PM 最高服役溫度675 ℃下長期時效后的組織老化及力學性能變化規律尚無相關報道[7]。

為此，本課題組建立了模擬HTR-PM 蒸汽發生器傳熱管服役溫度、壓力和介質的高溫高壓試驗臺，并利用該試驗臺對800H 合金傳熱管在溫度675 ℃、管內7 MPa 高壓蒸汽、管外微正壓氦氣保護條件下進行了長達20 000 h 的試驗，并研究了800H 合金在此過程中微觀組織演化及力學性能變化規律。

1 試驗材料與方法

本試驗用800H 合金傳熱管為國內某公司生產，規格為Φ19 mm×3 mm，實測化學成分見表1，所有元素均滿足《蒸汽發生器用Incoloy 800H 管材技術要求》。

表1 試驗用800H 合金的化學成分 w/%Tab.1 Chemical compositions of the 800H alloy

建立了HTR-PM 蒸汽發生器傳熱管服役溫度、壓力和介質的高溫高壓模擬試驗臺，試驗臺結構示意和試樣結構示意如圖1 所示，其中內管為待測試的800H 合金傳熱管，外管為保護管。本試驗的溫度為675 ℃，測試的800H 合金管內為7 MPa 的高壓蒸汽，產生蒸汽的水質為除氧去離子水（溶解氧質量濃度不大于10 μg/m3），管外為微正壓高純氦氣保護氣氛，其體積分數為99.999%。

圖1 試樣和試驗臺結構示意Fig.1 Schematic diagram of the sample and test-facility

試驗時間進行至3 000、5 000、10 000、20 000 h時停爐取樣。參照標準 ASTM-E8M—2016 在ETM105 型電子萬能試驗機上進行室溫拉伸試驗，參照標準ASTM-E92—2017 在Qness-Q30M 型顯微維氏硬度上進行維氏硬度測試。采用 ZEISS LSM700 型光學顯微鏡（OM）、FEIQuanta-400HV、Thermo Fisher Apreo S 型掃描電鏡（SEM）、INCA、布魯克Xflash660 型X 射線能譜分析儀（EDS）及JEM-3010 型透射電鏡（TEM）等對顯微組織演變、內外壁附近形貌成分進行表征。

2 試驗結果

2.1 力學性能

圖2—圖4 為800H 合金室溫拉伸性能變化規律。

圖2 Rm隨試驗時間的變化Fig.2 Variation of Rm with test time

圖3 Rp0.2 隨試驗時間的變化Fig.3 Variation of Rp0.2 with test time

圖4 A 隨試驗時間的變化Fig.4 Variation of A with test time

由圖2—圖4 可知，試驗后室溫拉伸性能良好，所有管樣的規定塑性延伸強度Rp0.2、抗拉強度Rm及斷后延伸率A均滿足技術標準對800H 合金新管的要求。Rm和Rp0.2呈先大幅上升后基本穩定的趨勢：試驗3 000 h 后，Rm和Rp0.2較供貨態分別上升了12.2%和10.5%；試驗5 000 h 后，Rm和Rp0.2較供貨態分別上升了14.4%和11.8%，之后基本呈穩定趨勢；試驗20 000 h 后，2 項指標較供貨態仍分別上升了13.6%和7.9%。A呈現先下降后穩定趨勢，3 000 h 后，A較供貨態下降了35 %，之后基本趨于穩定，整個試驗過程中A都保持在較高水平，所有狀態下都滿足技術要求中規定的不小于30%的要求，表明試驗前后800H 合金塑性均良好。

圖5 為800H 合金室溫拉伸斷口SEM 二次電子像。由圖5 可見：試驗3 000 h 后室溫拉伸宏觀斷口凹凸不平，微觀顯示有大量深度不同的韌窩，為典型穿晶韌性斷裂；隨試驗時間的延長，斷口宏觀及微觀形貌變化不大，仍為典型穿晶韌性斷裂。這表明試驗后800H 合金塑性良好，這與室溫拉伸試驗中較高的A相吻合。

圖5 800H 室溫拉伸斷口SEM 形貌Fig.5 SEM appearance of 800H room temperature tensile fracture

圖6 為800H 合金維氏硬度隨試驗時間變化的曲線。

圖6 維氏硬度隨試驗時間的變化Fig.6 Variation of Vickers hardness with test time

由圖6 可見：合金維氏硬度與室溫拉伸Rm和Rp0.2隨試驗時間變化趨勢類似，均先大幅上升后基本穩定；試驗3 000 h 后，維氏硬度較供貨態上升了17.2%；試驗5 000 h 后，較供貨態上升了19.7%，之后基本呈穩定趨勢；試驗20 000 h，維氏硬度較供貨態仍上升了17.7%。

2.2 微觀組織

圖7 為試驗不同時間后800H 合金的金相組織。由圖7 可見：供貨態為奧氏體組織，微米級顆粒狀析出相在晶內和晶界分布；老化試驗后，晶粒尺寸無明顯長大，晶界、晶內有新的第二相析出，且隨老化時間的延長，析出相的數量和尺寸都有所增大，金相組織未見明顯老化。

圖7 800H 合金金相組織Fig.7 Metallographic organization of the alloy 800H

圖8 為供貨態及不同時間時效態下的800H 合金組織SEM 二次電子像及EDS 分析。圖9 為不同狀態下800H 合金TEM 明場像及衍射斑分析。供貨態800H 合金晶界基本無碳化物析出，晶內分布著微米級大顆粒一次MX 相Ti(C,N)，且Ti(C,N)內還包裹著MgO 和Al2O3（圖8a)）；試驗3 000 h 后晶界析出不連續的面心立方M23C6，為不規則塊狀，尺寸約為350～500 nm，晶內析出大量顆粒狀M23C6，尺寸約為100～150 nm，還發現尺寸約為250 nm的MX 相，EDS 分析表明其為Ti(C,N)，為二次Ti(C,N)，周圍伴有大量位錯纏結（圖9a)、圖9b)）；試驗5 000 h 后，晶界M23C6碳化物仍呈不連續顆粒狀，尺寸略有增大，約為500～650 nm，晶內M23C6數量增多，尺寸略有增大，約為230～320 nm，還發現大量二次Ti(C,N)，尺寸約為350 nm，Ti(C,N)周圍析出了大量顆粒狀M23C6（圖9c)、圖9d)）；試驗10 000 h 后（圖9e)、圖9f)），析出相種類基本無變化，晶界M23C6尺寸略有增大，為550～760 nm，仍呈顆粒狀排布，晶內顆粒狀M23C6和二次Ti(C,N)尺寸基本未見長大，M23C6約為250～350 nm，周圍伴有大量位錯纏結，組織中仍未發現σ 相和G 相。

圖8 800H 合金SEM 形貌及EDS 分析Fig.8 SEM morphology and EDS analysis of the 800H alloy

圖9 800H 合金的TEM 形貌及衍射斑分析Fig.9 TEM morphology and diffraction pattern analysis of 800H alloy

圖10 為800H 合金試驗5 000 h 和20 000 h 后內壁氧化層截面背散射電子像。由圖10 可見，800H合金的抗蒸汽氧化性能較好，試驗5 000 h 氧化層厚度均勻致密，厚度約為1.6～2.7 μm，氧化層內未見集中分布的孔洞，金屬基體內有深度約為3.2～4.5 μm的沿晶內氧化帶，試驗20 000 h 后，氧化層厚度雖略有增加，但僅為3.3～4.6 μm，氧化層致密均勻，無集中分布的孔洞，沿晶內氧化帶寬度約為3.8～6.7 μm。

圖10 800H 合金試驗5 000 h 和20 000 h 后氧化層橫截面形貌Fig.10 Cross sectional morphology of oxide layer of the 800H alloy after 5 000 h and 20 000 h test

2.3 內壁氧化層

圖11 為試驗20 000 h 后800H 合金內壁氧化層截面EDS 面掃描結果。由圖11 可見，氧化層分內外雙層結構，外層富O、Mn、Fe，內層富O、Cr，還含有少量Al、Ti，其中Al 在沿晶內氧化帶富集，內外雙層之間結合緊密，氧化皮剝落風險較小。

圖11 試驗20 000 h 后800H 合金內壁氧化層EDS 面描Fig.11 EDS mapping of the oxide scale of 800H alloy after 20 000 h test

3 討論

本文研究結果表明800H 合金傳熱管在模擬HTR-PM 蒸汽發生器試驗臺上進行長達20 000 h 的老化試驗過程中，具有良好的力學性能，所有試樣室溫拉伸性能均滿足《蒸汽發生器用Incoloy 800H管材技術要求》對800H 合金新管的要求，且隨試驗時間的延長，Rm、Rp0.2及顯微維氏硬度均呈先大幅上升后基本穩定趨勢（圖2、圖3 和圖6）。究其原因，是與基體組織中析出相的尺寸和分布相關，供貨態800H 合金主要析出相為微米級的一次Ti(C,N)，試驗后新的析出相為二次Ti(C,N)和M23C6型碳化物。其中微米級一次Ti(C,N)在管樣生產過程中就存在，其在試驗過程中形態基本不變，其對800H 合金的力學性能影響基本不大，影響較大的為M23C6型碳化物和二次Ti(C,N)[3-4]。

M23C6型碳化物分2 種，一種為在晶界析出的不連續顆粒狀M23C6，另一種為晶內彌散分布的M23C6。其中晶界M23C6的強化機理為[8-9]：供貨態800H 合金晶界基本無析出相，在外應力的作用下，晶粒內的滑移變形較容易由一個晶粒傳遞到相鄰晶粒當中[10]；而試驗3 000 h 后晶界析出了不連續的顆粒狀M23C6，尺寸約為350～500 nm，且隨試驗時間的延長，晶界M23C6分布形態基本不變，均呈不連續顆粒狀，尺寸略有增大（圖9）。顆粒狀的晶界析出相可阻礙變形在晶粒之間的傳遞，起到強化作用[8]；除此之外，晶界M23C6對位錯也有釘扎作用，當位錯運動到晶界時，會在晶界處產生塞積[9]。

晶內彌散分布的M23C6和二次Ti(C,N)強化機理基本相同，強化作用主要分2 個階段：初期增強階段和后期穩定階段。在老化5 000 h 內，晶內彌散分布大量顆粒狀M23C6和二次Ti(C,N)，尺寸分別約為230～320 nm 和350 nm，在此階段，析出相沉淀強化作為主要表現為位錯運動受到析出相的阻礙，析出相起到釘扎位錯的作用[11]，可以觀察到析出相周圍有大量位錯（圖9）。之后隨著老化時間的延長，晶內M23C6和二次Ti(C,N)的形態及尺寸基本變化不大，且未發現導致800H 材料力學性能顯著劣化的有害相σ相和G 相，故后續力學性能較穩定[12]。σ相（(FeNi)2(CrMo)3）為一種高硬度無磁性的脆性相，G 相是一種Ni、Ti 和Si 元素含量較高的金屬件化合物，本文中未發現2 種有害相可能與試驗溫度較低有關。

此外，在老化20 000 h 過程中800H 合金仍具有良好塑性，老化后A均滿足技術要求中規定的不小于30%的要求，這是由于雖然晶界析出了M23C6，但仍呈現不連續的顆粒狀分布，不足以阻礙晶粒之間的協同變[13]，故老化后800H 合金斷裂模式仍以穿晶韌性斷裂為主，具有良好的塑性。

除此之外，800H 合金在老化20 000 h 后，內壁氧化層較薄，厚度僅為3.3～4.6 μm，氧化層為內外雙層結構，外層富O、Mn、Fe，內層富O、Cr，內層和外層之間的界面結合良好，且氧化層致密，未見連續孔洞，因此其內壁氧化層剝落的風險較小。

4 結論

1）800H 合金傳熱管在模擬試驗臺上試驗20 000 h 過程中力學性能良好，所有試樣均滿足《蒸汽發生器用Incoloy 800H 管材技術要求》對800H新管的要求。

2）隨試驗時間的延長，室溫抗拉強度、規定塑性延伸強度和顯微維氏硬度均呈先上升后穩定的趨勢。

3）試驗后800H 合金析出相為晶界、晶內的M23C6型碳化物和晶內的二次Ti(C,N)相，且隨著試驗時間的延長，晶界不連續顆粒狀M23C6碳化物尺寸略有增大，晶內彌散分布的 M23C6和二次Ti(C,N)，在試驗5 000 h 之前尺寸隨服役時間延長而增大，試驗5 000 h 時M23C6和二次Ti(C,N)的尺寸分別約為230～320 nm 和350 nm，之后兩者尺寸基本穩定，未發現σ相和G 相等有害相。

4）800H 合金的抗蒸汽氧化性能較好，試驗20 000 h 后，800H 合金傳熱管內壁氧化層仍較薄氧化層為內外雙層結構，內外雙層之間結合緊密，氧化皮剝落風險較小。