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超超临界汽轮机叶片用高温合金Nimonic 80A成分优化、微结构及其高温强化机理研究

作　者: 徐裕来
导　师: 肖学山
学　校: 上海大学
专　业: 材料学
关键词: Nimonic80A 力学性能 显微组织 强化机理
分类号: TK265
类　型: 博士论文
年　份: 2013年
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内容摘要


超超临界火力发电技术具有效率高、温室气体排放低和运行可靠性高等优点，目前已成为国际上技术成熟、经济性好且已经实现商业化运行的发电技术。大容量、高参数（高温和高压）、高热效率的超超临界机组代表了未来火力发电技术的发展趋势，同时超超临界机组的发展也迫切需要和必将带动新材料的发展。镍基合金具有较好的组织稳定性，是高温合金中高温强度较高和应用最广的一类合金。Nimonic80A高温合金已经被使用了半个多世纪，是一种时效强化合金，且具有良好的抗蠕变性能和抗氧化性能，过去它主要用作比汽轮机叶片服役时间更短的航空发动机叶片材料。超超临界汽轮机叶片的技术要求非常严格，超超临界汽轮机叶片用Nimonic80A高温合金在750°C/310MPa持久寿命的工厂考核标准必须大于100h。因此，本文对超超临界汽轮机叶片用Nimonic80A高温合金的成分和热处理工艺等因素进行优化，最终形成一个可以用于规模生产的稳定的制造工艺并在超超临界机组批量使用。本文应用原子探针层析（APT）、高分辨透射电子显微镜（HRTEM）、扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射（XRD）和相图计算等技术研究了不同合金元素对Nimonic80A高温合金室温力学性能、750oC/310MPa持久性能、600°C/450MPa长时持久性能和750oC/240MPa蠕变性能的影响，优化出最佳合金成分，并在此基础上研究不同热处理制度的影响。主要结论如下：1)随着Al+Ti含量从2.8wt.%增加到4.5wt.%，Nimonic80A合金中γ′相体积分数增加，室温强度提高，当Al+Ti=4.05wt.%时持久寿命最长。随着Ti/Al比从0.14增加到4.0，室温强度显著提高，而持久寿命先升高后降低且当Ti/Al=1.22时持久寿命最长。当Ti/Al比较低时，在晶内析出的β-NiAl相容易引起晶内裂纹，从而导致高温下材料的断裂；当Ti/Al比较高时，在晶界析出的η-Ni3Ti相容易引起沿晶开裂。因此，过低或者过高的Ti/Al比对高温持久寿命都不利，并且高Ti/Al比的合金其高温塑性也较差。随着Al含量从1.4wt.%增加到1.8wt.%，室温抗拉强度和屈服强度有少量增加，相应的延伸率和断面收缩率有少量减少，而持久寿命显著增加，同时改善高温塑性。Ti含量从1.8wt.%增加到2.7wt.%可以显著提高γ′相的体积分数，从而显著提高室温抗拉强度和屈服强度，而持久寿命先升高后降低，当Ti含量为2.25wt.%时持久寿命最长并且具有良好的高温塑性。当Ti含量过高时，析出相由γ′相变为γ′+η相。因此，当Al+Ti含量、Ti/Al比或者Ti含量过高时，块状的脆性Ni3Ti相在晶界的析出易引起沿晶裂纹，对持久寿命不利，但是Ni3Ti相的析出对室温力学性能影响不大。2)随着C含量从0.01wt.%增加到0.10wt.%，在晶界和晶内析出的Cr23C6碳化物数量增加，阻碍晶界运动，抑制晶粒长大，提高室温强度和持久寿命。当C含量为0.10wt.%时，在晶界析出的Cr23C6碳化物与γ基体存在一定的位向关系，有利于提高高温时的晶界强度。此外，C含量的增加可以提高γ′相与γ基体相的共格错配度。当C含量为0.10wt.%时，持久寿命最长并且具有较高的塑性。3)在Nimonic80A合金中加入1.5wt.%的Nb元素可以提高γ′相的析出温度和数量，显著改善室温力学性能、750°C/310MPa持久性能和750°C/240MPa蠕变性能。Nb取代γ′相中的Ti以及（Nb，Ti）C碳化物的析出降低γ′相中的Ti含量，同时Nb元素从γ基体相扩散到γ′相使得部分细小的γ′2相在高温时可以和较粗大的γ′1相共存。845°C时效后析出的δ-Ni3Nb相与块状的（Nb，Ti）C碳化物在{100}晶面存在一定位向关系：（100）δ||（100）MC&[010]δ||[010]MC。（Nb，Ti）C碳化物在晶内或者晶界的析出可以分别抑制γ′相的长大和晶界的滑移。此外，晶界（Nb，Ti）C碳化物的析出可以抑制晶界孔洞的连接。4)研究了四种热处理制度T1（1070oC×8h, AC+700oC×16h, AC）、T2（1070oC×8h,AC+980oC×4h,AC+700oC×16h,AC）、T（31070oC×8h,AC+845oC×24h, AC+700oC×16h, AC）和T4（1070oC×8h, AC+980oC×4h,AC+845oC×24h, AC+700oC×16h, AC）对Nimonic80A力学性能和显微组织的影响。研究表明：与T1热处理制度相比，T2或者T3热处理制度均可以提高室温强度，并且T3热处理后的室温力学性能最佳，然而T4热处理制度对室温力学性能不利。T2热处理后的持久寿命有少量降低，T3和T4热处理后，高温持久寿命明显下降。与T1热处理后的持久寿命相比，虽然T2和T4热处理后持久寿命都降低了，但是这两种热处理制度都可以改善高温塑性。T1T4热处理后及高温持久试验后，γ′相与γ基体相保持良好的共格位向关系，细小的γ′相呈球状，而当γ′相大于75nm时呈立方状。1620nm的γ′相数量的增加可以提高持久寿命。晶界析出的棒状碳化物可以阻碍晶界滑移，提高持久寿命。粗大的γ′相有利于位错运动，改善高温塑性。多重体积分数和大小的γ′相析出可以使Nimonic80A合金获得较佳的持久寿命和塑性。5)非均匀晶粒结构的Nimonic80A合金600°C/450MPa高温长时持久寿命约4512h，异常晶粒长大结构的合金长时持久寿命增加到约6863h，均匀晶粒结构的合金长时持久寿命最长约10765h。在长时持久测试过程中，γ′相非常稳定并且始终与γ基体保持良好的共格位向关系。Cr23C6碳化物优先在晶界析出，然后在晶内析出。随着长时持久寿命的增加，在晶界析出的Cr23C6碳化物由片状向条状和球状转变，并且与γ基体呈现出一定位向关系。在晶界析出的片状Cr23C6碳化物易引起大小晶粒过渡区的沿晶开裂。同时，在晶界析出的块状TiC碳化物随长时持久寿命的增加有少量的长大，但是在晶内析出的细小TiC碳化物始终非常稳定。具有均匀晶粒结构的组织有利于提高长时持久寿命。综合上述大量实验研究结果，超超临界汽轮机叶片用Nimonic80A的成分控制可建议如下：C控制在0.060.08wt.%，Al控制在1.71.8wt.%，Ti控制在2.02.5wt.%，Ti/Al比控制在1.21.4，Cr控制在1920wt.%，微合金元素B控制在80ppm左右，Mg控制在50ppm左右。此外，在较佳Nimonic80A合金成分基础上，加入1.5wt.%的Nb可以提高高温强度。

全文目录


摘要  6-9
ABSTRACT  9-13
目录  13-17
第一章 绪论  17-41
  1.1 课题的研究背景  17-18
  1.2 高温合金的基本概念  18-22
    1.2.1 概括  18
    1.2.2 应用范围  18-19
    1.2.3 高温合金的分类  19
    1.2.4 主要合金元素作用  19-22
  1.3 高温合金的强化机理  22-28
    1.3.1 固溶强化  23
    1.3.2 沉淀强化  23-26
    1.3.3 晶界强化  26-28
  1.4 超超临界发电机组材料的研发  28-31
  1.5 研究目的和研究内容  31-32
  1.6 参考文献  32-41
第二章 实验方法和原理  41-47
  2.1 实验设计  41
  2.2 样品的制备  41-43
    2.2.1 冶炼工艺  41-42
    2.2.2 热锻  42-43
    2.2.3 热处理制度  43
  2.3 样品分析设备  43-47
    2.3.1 金相显微镜  43-44
    2.3.2 扫描电镜  44
    2.3.3 透射电镜  44
    2.3.4 X 射线衍射  44
    2.3.5 错配度计算  44-45
    2.3.6 三维原子探针  45
    2.3.7 室温拉伸性能  45
    2.3.8 高温持久和蠕变  45-47
第三章 铝+钛对 Nimonic 80A 高温合金组织和性能的影响  47-67
  3.1 引言  47
  3.2 实验设计  47-48
  3.3 室温拉伸力学性能及显微分析  48-56
    3.3.1 室温拉伸力学性能  48-49
    3.3.2 热处理后的金相组织  49-50
    3.3.3 热处理后的 XRD 图谱  50-51
    3.3.4 室温拉伸断口形貌  51-53
    3.3.5 热处理后的 TEM 分析  53-56
  3.4 高温持久性能及显微分析  56-64
    3.4.1 高温持久性能  56-57
    3.4.2 高温持久试验后的金相组织  57-58
    3.4.3 高温持久试验后的 XRD 图谱  58-59
    3.4.4 高温持久试验后的断口形貌  59-61
    3.4.5 高温持久试验后的 TEM 分析  61-64
  3.5 小结  64
  3.6 参考文献  64-67
第四章 钛/铝比对 Nimonic 80A 高温合金组织和性能的影响  67-83
  4.1 引言  67-68
  4.2 实验设计  68
  4.3 室温拉伸力学性能及显微分析  68-74
    4.3.1 室温拉伸力学性能  68-69
    4.3.2 热处理后的金相组织  69-70
    4.3.3 热处理后的 XRD 图谱  70
    4.3.4 室温拉伸断口形貌  70-72
    4.3.5 热处理后的 TEM 分析  72-74
  4.4 高温持久性能及显微分析  74-79
    4.4.1 高温持久性能  74
    4.4.2 高温持久试验后的 XRD 图谱  74-75
    4.4.3 高温持久试验后的断口形貌及金相组织  75-76
    4.4.4 高温持久试验后的 TEM 分析  76-79
  4.5 小结  79-80
  4.6 参考文献  80-83
第五章 铝对 Nimonic 80A 高温合金组织和性能的影响  83-97
  5.1 引言  83
  5.2 实验设计  83-84
  5.3 室温拉伸力学性能及显微分析  84-87
    5.3.1 室温拉伸力学性能  84
    5.3.2 热处理后的金相组织  84-85
    5.3.3 热处理后的 XRD 图谱及γ′/γ相的共格错配度  85-86
    5.3.4 室温拉伸断口形貌  86
    5.3.5 热处理后的 TEM 分析  86-87
  5.4 高温持久性能及显微分析  87-94
    5.4.1 高温持久性能  87-88
    5.4.2 高温持久试验后的金相组织和 SEM 分析  88-91
    5.4.3 γ′相演变  91-92
    5.4.4 碳化物析出  92-93
    5.4.5 γ′/γ相的共格错配度变化  93-94
  5.5 小结  94-95
  5.6 参考文献  95-97
第六章 钛对 Nimonic 80A 高温合金组织和性能的影响  97-121
  6.1 引言  97-98
  6.2 成分设计  98
  6.3 室温拉伸力学性能及显微分析  98-107
    6.3.1 室温拉伸力学性能  98-99
    6.3.2 热处理后的金相组织及 SEM 分析  99-101
    6.3.3 热处理后的 XRD 图谱及γ′/γ相的共格错配度  101-103
    6.3.4 HRTEM 分析  103-105
    6.3.5 室温拉伸断口形貌  105-106
    6.3.6 热处理后的 TEM 分析  106-107
  6.4 高温持久性能及显微分析  107-116
    6.4.1 高温持久性能  107
    6.4.2 高温持久试验后的金相组织  107-108
    6.4.3 高温持久试验后的 XRD 图谱及γ′/γ相的共格错配度  108-110
    6.4.4 高温持久断口形貌  110-111
    6.4.5 高温持久试验后的 TEM 分析  111-116
  6.5 小结  116-117
  6.6 参考文献  117-121
第七章 碳在 Nimonic 80A 高温合金中的强化机理研究  121-135
  7.1 引言  121
  7.2 实验设计  121-122
  7.3 室温拉伸力学性能及显微分析  122-127
    7.3.1 室温拉伸力学性能  122
    7.3.2 热处理后的金相组织及 SEM 分析  122-124
    7.3.3 热处理后的 XRD 图谱及γ′/γ相的共格错配度  124-125
    7.3.4 室温拉伸断口形貌  125-126
    7.3.5 热处理后的 TEM 分析  126-127
  7.4 高温持久性能及显微分析  127-131
    7.4.1 高温持久性能  127-128
    7.4.2 高温持久试验后的断口形貌  128-129
    7.4.3 高温持久试验后的 TEM 分析  129-130
    7.4.4 高温持久试验后的 XRD 图谱及γ′/γ相的共格错配度  130-131
  7.5 小结  131-132
  7.6 参考文献  132-135
第八章 铌在 Nimonic 80A 高温合金中的强化机理研究  135-157
  8.1 引言  135-136
  8.2 实验设计  136
  8.3 热处理后显微组织  136-143
    8.3.1 γ′相 TEM 分析  136-138
    8.3.2 Cr_(23)C_6碳化物  138-139
    8.3.3 δ-Ni_3Nb 相和(Nb，Ti)C 碳化物  139-140
    8.3.4 三维原子探针分析  140-143
  8.4 力学性能  143-144
  8.5 高温持久和蠕变后的组织  144-147
    8.5.1 高温持久及蠕变试验后γ′相形貌  144-145
    8.5.2 透射扫描分析  145
    8.5.3 蠕变试验后的组织分析  145-147
  8.6 Nb 的强化机理分析讨论  147-152
    8.6.1 平衡相图计算  147
    8.6.2 γ′强化相分析  147-149
    8.6.3 δ-Ni_3Nb 和碳化物的析出行为讨论  149-150
    8.6.4 γ′/γ相的共格位向关系及δ-Ni_3Nb 相的形成机理  150-152
    8.6.5 显微组织和力学性能之间的关系  152
  8.7 小结  152-153
  8.8 参考文献  153-157
第九章 不同热处理制度对 Nimonic 80A 高温合金组织和性能的影响  157-173
  9.1 引言  157
  9.2 实验设计  157-158
  9.3 室温拉伸力学性能及金相组织  158-161
    9.3.1 室温拉伸力学性能  158-159
    9.3.2 热处理后的金相组织  159-161
  9.4 高温持久性能及显微分析  161-170
    9.4.1 高温持久性能  161-162
    9.4.2 金相组织和断口形貌  162-163
    9.4.3 碳化物的析出  163-164
    9.4.4 热处理及高温持久试验后的γ′相  164-167
    9.4.5 γ′相成分分析  167-169
    9.4.6 析出相分析讨论  169-170
  9.5 小结  170-171
  9.6 参考文献  171-173
第十章 Nimonic 80A 高温合金长时持久性能及组织研究  173-181
  10.1 引言  173
  10.2 实验设计  173-174
  10.3 显微组织分析  174-180
    10.3.1 热处理后的金相组织  174
    10.3.2 高温长时持久试验后的金相组织  174-175
    10.3.3 高温长时持久试验后的 SEM 和 TEM 分析  175-179
    10.3.4 γ′相和碳化物演变  179-180
  10.4 小结  180
  10.5 参考文献  180-181
第十一章 结论与展望  181-185
  11.1 主要结论  181-183
  11.2 主要创新点  183-184
  11.3 展望  184-185
作者在攻读博士学位期间公开发表的论文  185-188
作者在攻读博士学位期间参加的项目及获得的奖励  188-189
致谢  189

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中图分类: > 工业技术 > 能源与动力工程 > 蒸汽动力工程 > 蒸汽轮机（蒸汽透平、汽轮机） > 材料
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