梁凯,姚志浩,,谢锡善,姚凯俊,董建新

目前，我国的电力供应主要由火力发电构成，因而开发更为先进的火电技术和材料，降低环境污染，提高发电效率已成为重要发展方向。从20世纪50年代开始，科研人员便开始研究超临界、超超临界发电技术[1]。超超临界发电技术通过提高机组水蒸气压力和温度，可将热效率提高至45%以上，而煤耗则降低至原先的70%。但较高的蒸汽参数对电站锅炉用耐热合金提出了更为严格的要求，材料不仅需要具备优异的高温持久性能和良好的高温抗氧化性能，还需要具备优良的冷热加工性能和较低的制造成本[2]。

SP2215合金是由本团队先前研发的一种新型耐热合金[3]，通过在22Cr-15Ni基体中加入一定量的Nb、Cu、N等元素，在基体中形成多种纳米级析出相(富Cu相 +MX相 + NbCrN相)强化，使合金在具有高持久强度的同时具有良好的耐腐蚀性，可替代传统的TP347H、Super304H、HR3C等耐热合金材料，是新一代620~650℃超超临界火电锅炉用过热器、再热器等核心部件的候选材料[3]。

火力发电设计一般要求电站锅炉管的使用寿命达到30~40 a，因此要求锅炉管材料具有优良的高温组织稳定性。因此研究耐热合金在高温长期时效过程中析出相和力学性能的变化规律，对于推动该合金的工程应用，保障能源动力设备的长期、高效、安全运行具有重要意义[4]。Zieliński等[5]通过对不同时效温度下的HR3C耐热合金进行长达30000 h的时效发现，时效过程中析出的M23C6、NbCrN和σ相会显著影响合金的硬度和塑性等力学性能。Jin等[6]和Jiang等[7]研究了Super304H耐热合金在650℃时效过程中组织和力学性能演变，发现富Cu相是Super304H的主要强化相，而M23C6和σ相的析出是造成其冲击韧性下降的主要原因。目前，SP2215合金的研究尚处于初期阶段，其主要服役温度为620~650℃，有研究[8,9]表明，该合金在700℃的时效过程中具有良好的组织稳定性和力学性能，然而尚缺乏其在650℃服役温度下微观结构和力学性能变化规律的研究。基于此，本工作综合研究了SP2215合金在650和700℃时效至10000 h后组织的演变规律，分析了组织演变对持久强度、冲击韧性和硬度等力学性能的影响，并定量研究了M23C6的析出对冲击性能的影响。

1实验方法

实验中使用的SP2215耐热合金化学成分(质量分数，%)为：Cr 22，Ni 15，Cu 3.5，Nb 0.5，N 0.25，C 0.05，Mn 0.4，Si 0.6，Fe余量。合金经1200℃固溶处理1 h并快冷后，分别在650和700℃下进行500、2000、4000、6000和10000 h的长期时效。

按照GB/T229—2007《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》，使用NI300C仪器化金属摆锤冲击试验机对时效后样品进行室温冲击实验，试样为缺口2 mm的标准Charpy V型小试样(55 mm × 10 mm × 5 mm)。冲击断口经丙酮超声清洗5~10 min后，在12%NaOH + 3%KMnO4 + 0.5%六次甲基四胺(质量分数)的水溶液中煮沸30 min，再经草酸溶液煮沸2~3 min后使用2%柠檬酸+ 10%柠檬酸铵(质量分数)的水溶液浸泡至断口有明显金属光泽，最后用酒精超声清洗5~10 min，采用SUPRA 55型场发射扫描电镜(SEM)观察冲击断口形貌。

将用于组织观察的冲击样品经机械研磨抛光后，采用1.5 g CuSO4+ 20 mL C2H5OH + 40 mL HCl的侵蚀剂浸泡3~8 min，使用Imager M2m光学显微镜(OM)观察金相组织。重新研磨抛光后，使用20%浓硫酸 + 80%甲醇(体积分数)的电抛液，在15 V电压下电抛3 s；而后调节电压至5 V，在150 mL H3PO4+ 10 mL 浓硫酸 + 15 g CrO?的电解液中电解5 s，使用配有INCA X-ACT能谱仪(EDS)的SUPRA 55型SEM观察微观结构演化。使用Talos F200X型场发射透射电镜(TEM)观察样品显微组织，样品需先切割成0.3 mm薄片，机械减薄至50 μm，而后使用冲样机制成直径为3 mm的圆片，采用电解双喷的方法制成，双喷液为7%HClO4+ 93%无水乙醇(体积分数)。采用VTD512型显微Vickers硬度计测量合金硬度，加载载荷500 g，负载时间15 s。

持久实验主要在650和700℃下进行，在600、750、780、800和825℃温度下也进行了一定量的实验，总计实验次数达133次，累计时间超过3.5 × 105h，其中最长持久时间达19574.5 h，超过1 × 104h的试样计11个。实验按照GB/T 2039—2012《金属材料单轴拉伸蠕变试验方法》，在GWT304型高温蠕变持久试验机上进行。分别采用等温直线外推和Larson-Miller (LM)外推方法对实验数据进行持久强度外推和寿命分析。

2实验结果与讨论

2.1微观结构

图1为SP2215耐热合金在650和700℃时效过程中平均晶粒度变化情况及显微组织形貌。SP2215合金由许多细小的等轴晶和少量粗晶粒组成。在时效过程中，合金的晶粒尺寸几乎没有变化，晶粒度基本维持在4.5~5级，平均直径约为70 μm，与先前研究结果[10]较为一致。由于SP2215合金处于低Gibbs自由能的热力学稳定状态，在时效过程中，晶粒尺寸几乎没有变化[5]。一般情况下，合金的晶粒度等级越大(晶粒细小)，其耐腐蚀/氧化的能力越强而持久强度越低；其晶粒度等级越小(晶粒粗大)，其持久强度越高而抗氧化/腐蚀性能越低，SP2215合金在5级左右的晶粒度，可以使其同时具有较好的抗氧化/腐蚀性能和高的持久强度[8]。此外，还可看到大量条状退火孪晶，如图2中箭头所示，孪晶将奥氏体晶粒均匀分割，通过中断奥氏体晶界的连续性和松弛奥氏体晶界的应力来提高塑性和延展性，降低断裂裂纹通过奥氏体晶界传播从而发生脆断的概率[11]。

图1

图1时效过程中不同时效温度和时间下SP2215耐热合金的晶粒度变化

Fig.1Varieties of grain size of the SP2215 heat-resistant alloy aged at different temperatures and time (Insets show the microstructures of the alloy under different aging conditions,t—aging time)

图2

图2650℃时效500 h后SP2215耐热合金的微观组织的OM像

Fig.2OM image of SP2215 heat-resistant alloy aged at 650oC for 500 h

在时效过程中，基体上会析出大量弥散分布的白色球形颗粒，如图3所示。图3b中白色球形颗粒及基体区域的EDS分析结果如图4所示。白色球形颗粒具有明显的Cu衍射峰，可以确定该白色球形颗粒即为富Cu相。随着时效温度和时效时间的增加，细小弥散的富Cu相尺寸有所增加，但密度有所降低。

图3

图3时效过程中富Cu相演变的TEM像

Fig.3TEM images of Cu-rich precipitates in the SP2215 heat-resistant alloy aged at 650oC (a-d) and 700oC (e-h) for 500 h (a, e), 2000 h (b, f), 6000 h (c, g), and 10000 h (d, h)

图4

图4图3b中白色球形颗粒及基体的EDS分析

Fig.4EDS analyses of Cu-rich precipitates (a) and the matrix (b)

采用Image Pro Plus定量表征时效过程中富Cu相的尺寸变化，结果如表1所示。富Cu相比较稳定，长大速率极为缓慢，且随着时效时间的延长，增长速率不断降低。相比于时效时间的影响，时效温度对富Cu相长大的影响更为重要。当时效温度由650℃增至700℃后，富Cu相增长速率虽明显增加，但时效10000 h后，富Cu相的平均尺寸仍维持在纳米级别——54 nm左右，且始终保持球状形貌。

表1时效过程中富Cu相平均尺寸变化 (nm)

Table 1Average sizes of Cu-rich particles at different aging temperatures and time

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时效过程中富Cu相的析出实质是过饱和固溶体的脱溶过程。根据脱溶转变动力学[12]：

式中，I为转变速率，T'为转变温度，ΔG*为析出相的形核功，QD为时效过程中析出相的扩散激活能，Ｋ为比例系数，R为理想气体常数(8.314 J/(mol·K))。显然，温度增高，将会导致富Cu相的析出长大速率增加。

富Cu相在高温下的缓慢生长是由于基体和富Cu相之间的共格关系以及时效过程中Cu元素在奥氏体基体中的扩散激活能的升高和扩散速率的降低造成的[13]。有研究[14]表明，Cu元素在合金中的形核激活能远小于其长大激活能。由于Cu原子与Fe原子有着相似的原子半径，因此Cu原子主要以置换固溶体的形式存在于奥氏体基体中，并以空位扩散的方式进行原子迁移[15]。空位平衡浓度随温度的变化十分强烈，对于fcc金属，在接近熔点温度(Tm)时的平衡空位浓度可达10-4，而当温度为Tm/ 2和Tm/ 5时，平衡空位浓度仅为10-9~10-22。由于前期固溶及淬火的作用，使得时效时期的空位浓度远超其平衡空位浓度。因此，时效早期Cu原子的扩散激活能很低，形核长大速率很快。弥散分布的空位作为一种点缺陷，在降低富Cu相形核能的同时，还可以为其提供形核位点，使得富Cu相得以弥散分布于整个基体之中。然而随着时效过程的进行，空位数量逐渐降低，富Cu相的扩散激活能大幅增加，与此同时，基体中Cu原子的浓度也不断降低，导致Cu原子的扩散速率不断降低，这些都导致富Cu相的生长速率逐渐降低。富Cu相在高温下形貌的稳定及较慢的生长速率保证了SP2215合金在很长一段时间内具有稳定的显微组织和力学性能。

图5为时效过程中晶界处析出相的形态演变，右上插图为晶界处析出相的高倍SEM像。通过EDS面扫分析发现，晶界处析出相富含Cr元素，根据本课题组前期工作[16]，可以确定该析出相为Cr23C6碳化物，如图6所示。时效500 h时便可观察到较大尺寸的M23C6相在晶界析出，主要以单个或部分颗粒连接的形式分布。时效会导致M23C6的粗化，并逐渐转变为连续链状分布，从而导致晶界变宽。然而在700℃时效4000 h后，M23C6的生长速率减慢，尺寸变化不大。长期时效后期M23C6相尺寸的稳定，抑制了晶界的进一步脆化，从而保证SP2215耐热合金冲击性能的稳定性。

图5

图5SP2215耐热合金时效过程中晶界及其附近析出相演变的SEM像

Fig.5SEM images of precipitates at and near the boundaries in the SP2215 heat-resistant alloy aged at 650oC (a-c) and 700oC (d-f) for 500 h (a, d), 4000 h (b, e), and 10000 h (c, f) (Insets show the higher magnification SEM images of precipitates at and near the boundaries)

图6

图6650℃时效6000 h后晶界析出相的EDS面扫结果

Fig.6EDS mappings of the precipitates at and near the boundaries in the SP2215 heat-resistant alloy after aging at 650oC for 6000 h

根据Delesse定律，析出相在任一截面上的面积分数即为该相在材料中的体积分数的无偏估计。因此，使用Image J图像分析软件，选用不同时效状态下SEM照片各5张对M23C6碳化物的相对析出含量进行定量统计分析，结果如图7所示。在700℃时效4000 h后，M23C6的生长速率变得十分缓慢，时效10000 h后，M23C6的析出基本已达到热力学平衡，几乎不再发生变化。而在650℃时效时，M23C6相的生长速率更为缓慢，10000 h后仍处于稳定生长阶段。

图7

图7M23C6含量随时效时间的变化曲线

Fig.7Volume fractions ofM23C6as a function of aging time at different aging temperatures

M23C6相的析出过程本质为扩散型相变过程，是由于C原子在奥氏体基体中的固溶度降低，与Cr原子通过扩散相结合而形成。根据扩散型形核与长大理论，M23C6的形核驱动力主要来自于过饱和固溶体脱溶后系统自由能的降低，其沉淀动力学可使用Johnson-Mehl-Avrami (JMA)方程描述[17]。一定温度下，一定时间(t)后，新相的转化率f(t)为：

式中，V(t)为析出相在时效一定时间后的体积分数；Vm为析出相的热力学平衡含量；n为Avrami指数，与形核机制有关；b为结晶速率常数，与形核机理和长大速率有关，对温度敏感，可用于表征新相的形核长大速率。

方程(2)两边取双对数，整理可得M23C6的析出动力学模型为：

从M23C6的长大拟合曲线(图7)可得，700℃的平衡析出量约为1.82%。由于在高温下SP2215合金中M23C6的平衡析出量变化不大[9]，因此可用700℃时的平衡析出量近似表示650℃的平衡析出量进行线性拟合计算，结果如图8所示。计算可得650和700℃的n、b值分别为0.54、0.005和0.52、0.0027。对应的JMA动力学曲线如图9所示。一般定义相变转变体积分数为5%时新相开始析出，相变转变体积分数为95%时析出达平衡状态。可以看出，700℃时效约3.5 h后便有M23C6析出，时效10000 h后析出已达平衡状态，与实验结果相吻合，而650℃时效过程中，M23C6可持续析出长达130000 h。

图8

图8SP2215耐热合金在不同时效温度下lnln[1 / (1 -f)]与lnt的关系曲线

Fig.8Fitting curves of lnln[1 / (1 -f)] and lntof SP2215 heat-resistant alloy at different aging temperatures (f—conversion rate ofM23C6phase)

图9

图9不同时效温度下SP2215合金中M23C6的JMA动力学曲线

Fig.9JMA kinetic curves ofM23C6of the SP2215 alloy aged at 650 and 700oC

除在晶界析出外，M23C6相还会在晶界附近及孪晶界和晶内析出。如图10所示，M23C6先以针状物在晶界附近析出，而后在孪晶界和晶内析出，并逐渐长大成连续且规律分布的枝晶状形貌。晶界作为一种表面缺陷，具有更高的界面能，约为孪晶界的10倍以上，且与晶内相比，其扩散速率更快，因此M23C6相会优先在晶界析出[18]。有研究[19]表明，奥氏体基体中的M23C6碳化物析出过程与C元素的溶解度随温度降低有关。SP2215耐热合金在700℃时效10 h后便在晶界处析出了M23C6相，与基体共格相关的M23C6相极大地减小了应变能，并通过钉扎效应阻碍晶界滑动，增加了合金的蠕变抗力[20]。然而，由于M23C6相的热力学稳定性较低，促进了其在晶界处的长大过程，在形成连续的网格的同时，极大地扩宽了晶界，从而导致合金脆性的增加及强化效果的丧失。晶界处富Cr的M23C6碳化物的析出和生长，还会在晶界附近形成贫Cr区。当Cr含量下降到钝化所需的极限值时，就会发生晶间腐蚀[11]。

图10

图10在孪晶界、晶内和晶界处析出的M23C6碳化物SEM像及其EDS面扫元素分布图

Fig.10SEM images ofM23C6phases precipitated at the twin boundary (a), inside the grain (b, c) and at the grain boundary (d), and the EDS mappings (e) (Arrows point to theM23C6phase at the specific locations)

除M23C6相外，由图5可以看出，在650℃长期时效的过程中，晶内沿一定角度呈规则条带状排列的细小析出相不断析出并长大。在700℃长期时效的过程中，这些析出相会在时效早期迅速析出，当时效至4000 h后基本趋于稳定。对不同时效状态下的析出相进行TEM观察和EDS成分分析，结果如图11、表2和3所示。在时效早期，析出相主要为呈蠕虫状分布的MX相；随着时效过程的进行，Cr元素逐渐扩散富集，使得MX相逐渐转化为更为稳定的长条状NbCrN相并逐渐长大；当时效温度升高后，元素扩散速率加快，进一步加速了MX的转变[8,21]。

图11

图11650℃时效500 h的MX相、6000 h的NbCrN相，及700℃时效6000 h的NbCrN相的TEM像

Fig.11TEM images ofMXprecipitates after aging at 650oC for 500 h (a), and NbCrN precipitates after aging at 650oC (b) and 700oC (c) for 6000 h

表2650℃时效过程中基体和MX相主要成分含量变化 (atomic fraction / %)

Table 2Varieties of main compositions inMXprecipitates of SP2215 alloy during the aging at 650oC

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表3700℃时效过程中基体和MX相的主要成分含量变化 (atomic fraction / %)

Table 3Varieties of main compositions inMXprecipitates of SP2215 alloy during the aging at 700oC

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图12为650℃时效不同时间后，NbCrN相的EDS面扫结果，可进一步看出Cr元素的逐步富集过程。由于MX相倾向于沿位错析出，在随后的时效过程中转变为NbCrN相，才表现出长条状NbCrN相沿位错墙分布的特点。根据Orowan定律，细小弥散的NbCrN析出相及其较高的稳定性，有效地阻止了位错的运动，具有强烈的钉扎强化作用[11]。有研究[22,23]表明，细小弥散的二次NbCrN相的钉扎力是M23C6碳化物钉扎力的10倍，是奥氏体耐热合金中的主要强化相之一。除细小的二次NbCrN相外，在晶内、晶界及其附近还发现了均匀分布的椭球状NbCrN相，如图13所示。NbCrN相夹杂物具有热力学稳定性，在晶内析出可以有效钉扎位错。但如果沿晶界析出，则有可能成为裂纹萌生的源头，导致SP2215合金的脆性增加[24]。这些富Nb相还可减轻合金的晶间腐蚀敏感性，这主要是由于在高温时效的过程中，MX相通常优先于M23C6相析出，使C元素被固定在晶粒内部，从而抑制脆性相M23C6在晶界的早期形核过程[25]。

图12

图12650℃时效过程中NbCrN相EDS面扫结果

Fig.12EDS mappings of NbCrN precipitates in the SP2215 heat-resistant alloy after aging at 650oC for 2000 h (a) and 6000 h (b)

图13

图13椭球状NbCrN相的TEM像及其选区电子衍射(SAED)花样

Fig.13TEM image of the ellipsoid NbCrN phase (a) and the selected area electrical diffraction (SAED) pattern (b) of circle in Fig.13a

2.2力学性能

对于高温下工作的材料构件，蠕变现象十分明显，为提高材料的安全性，抗蠕变持久强度成为评判材料的重要指标。可采用等温直线外推法对持久断裂时间tr和实验应力σ进行拟合，从而得到长期持久强度[26]。在一定温度下，金属材料σ与tr的表达式为：

式中，A、m为常数且只与材料本身有关。

对式(4)两边同时取对数可得：

式(5)表明，tr与σ在对数关系下具有线性相关性，因此可通过直线拟合的形式得到不同温度下SP2215的持久外推强度。

图14给出了SP2215耐热合金在不同温度下持久强度的直线外推结果。600、650、700、750、780、800、825℃下，合金1 × 105h的持久强度分别为252、136、77、58、60、39、32 MPa。虽然在时效早期，纳米级相的析出可有效地钉扎位错，起到沉淀强化的效果，然而时效后期析出相尺寸的增长会使钉扎力明显降低，与此同时，沉淀相的析出也会导致固溶强化的效果降低，因而随着温度的增加，长期持久强度不断降低[23]。然而有研究[9]表明，等温线外推法的前提是材料性能始终保持稳定且外推时间为实验时间的3倍左右，但在长达1 × 105h的服役过程中，材料难免会发生一定程度的老化，因此，仅用直线法外推进行预测是不够的，需要通过其他方法对SP2215合金的持久强度进行预测，以提高实验结果的准确性。

图14

图14SP2215耐热合金在不同温度下的直线外推曲线

Fig.14Linear extrapolation curves of SP2215 heat-resistant alloy at different temperatures

LM参数法考虑了多温度、多应力下的持久试样数据，提高了预测结果的准确性，并可定量计算出外推持久强度的最大最小误差，在3倍外推时间范围内具有良好的拟合效果，被广泛应用在实际工程测算中[27]。

根据蠕变机理的Arrhenius方程可知，在一定应力下稳态蠕变速率$\dot{?}$与环境温度T的关系为：

式中，B为常数，Q为原子活化能，R为气体常数。再根据经验的Monkman-Grant关系：

将式(7)代入式(6)中，并在两边取对数即可得LM参数法表达式：

式中，P为应力的函数；C为常数，其取值只与材料本身有关，但是实际情况下计算得到的C值并不相同。如果所得的C值都归于一个较小的区域中，求平均值可近似认为是该材料C常数值。本实验通过拟合不同应力条件下的持久数据，如图15所示，得到SP2215合金的平均C值为13.55。

图15

图15C值的拟合计算

Fig.15Cvalue calculated by fitting (tr—rupture time,T—temperature)

图16为SP2215合金的LM方法多次拟合曲线。结合式(8)，可得在650℃、1 × 105h的持久强度约为120 MPa；700℃，1 × 105h的持久强度为77 MPa。持久性能显著优于同类的Super304H和HR3C等耐热合金。这主要得益于SP2215合金的纳米级析出相具有优异的高温稳定性。

图16

图16SP2215耐热合金的Larson-Miller曲线

Fig.16Larson-Miller curves of SP2215 heat-resistant alloy (P—Larson-Miller parameter,σ—stress)

图17所示为SP2215合金无缝管在不同温度下的高温短时拉伸性能。由图可知，该合金的室温抗拉强度和屈服强度分别可达700和300 MPa以上，与HR3C耐热合金性能(751和341 MPa)相近[5]，远优于Super304H耐热合金的拉伸性能(≥ 550和≥ 205 MPa)[28,29]。在600℃以上的高温环境下，拉伸强度下降不大，且在650℃的工作环境下仍可保持在500 MPa左右，屈服强度基本稳定在180~190 MPa。

图17

图17高温短时拉伸性能随温度变化曲线

Fig.17Variety of tensile strength (Rm) and yield strength (Rp0.2) at high temperature

SP2215耐热合金在650和700℃时效过程中的硬度变化如图18所示。700℃时效温度下该合金整体硬度略大于650℃，在时效早期硬度增长较为迅速，分别由193和203 HV增加至210和214 HV，在之后的时效过程中，硬度变化不大，表现出明显的时效硬化效应。由于SP2215耐热合金的晶粒尺寸在时效过程中较为稳定，因此这种硬度的变化主要与合金内部析出相的变化有关。作为最重要的强化相之一，富Cu相在时效过程中对该合金的硬度具有很大的影响。在时效早期阶段，大量细小弥散的富Cu相、MX相和NbCrN相不断析出，根据Orowan定律，这些细小弥散的析出相通过钉扎位错，起到了沉淀强化的作用，从而引起硬度的快速上升，然而与此同时，这些沉淀相的析出也使得奥氏体基体中的溶质原子减少，导致固溶强化效果减弱，当析出物的沉淀强化作用与固溶强化的削弱相平衡时，硬度趋于稳定[21]。在700℃时效后期，SP2215合金的析出相具有很高的稳定性，也使得此时的硬度更加稳定。

图18

图18时效过程中SP2215合金硬度随时效时间的变化

Fig.18Hardness curves of the SP2215 heat-resistant alloy after aging at 650 and 700oC

对于高温情况下运行的锅炉过热器/再热器管道，保证其运行的安全，材料需要保证一定的韧性。在高温长期时效后，SP2215合金的冲击韧性远优于HR3C[30]，与Super304H[6]相当(表4)。图19所示为SP2215合金在700℃时效过程中冲击功随时效时间的变化。冲击功在时效前500 h由72 J迅速下降至13 J，但在之后的时效过程中，冲击功基本保持不变。冲击韧性的变化主要与时效过程中第二相的析出有关。

表4650和700℃长期时效后SP2215、HR3C[30]和Super304H[6]耐热合金冲击功对比 (J)

Table 4Comparison of impact energy of SP2215, HR3C[30], and Super304H[6]heat-resistant alloys after long-term aging at 650 and 700oC for 3000 h

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图19

图19700℃时效过程中SP2215合金冲击功随时效时间的变化

Fig.19Impact energy curve of the SP2215 heat-resistant alloy after aging at 700oC

图20为650和700℃时效不同时间后，SP2215合金冲击断口的宏观形貌。宏观端口均呈颗粒状，且随着时效时间和温度的增加，断口逐渐变得平坦，压缩边有明显变形，但断面收缩率逐渐降低。可明显看出，裂纹起源于“V”型槽近根部居中位置(如图20中箭头位置所示)，放射区面积较大，终断区无明显剪切唇。

图20

图20SP2215合金的V型冲击断口宏观形貌

Fig.20Impact macrofractures of the SP2215 heat-resistant alloy aged at 650oC (a, b) and 700oC (c, d) for 500 h (a, c) and 6000 h (b, d) (Arrows point to the sources of cracks)

图21所示为冲击断口微观形貌。冲击断口均呈冰糖状的沿晶脆性断裂，并有沿晶二次裂纹，且二次裂纹的尺寸和数量会随着时效时间的延长而减小。

图21

图21SP2215合金冲击断口微观形貌

Fig.21Impact micro fractures of the SP2215 heat-resistant alloy aged at 650oC (a-c) and 700oC (d-f) for 500 h (a, d), 4000 h (b, e), and 10000 h (c, f)

时效初期SP2215合金的冲击韧性快速降低，主要与M23C6在晶界的连续析出有关。通过拟合冲击功ak与M23C6相体积分数V，得拟合曲线及拟合函数如图22所示。可以看到，时效过程中，该合金冲击韧性的降低与V的增加具有高度的一致性，拟合相关系数R2可达0.998，充分说明M23C6相对SP2215合金韧性的决定性作用。M23C6是一种硬而脆的相，在塑性变形中会阻碍基体的形变，导致结合界面的强度降低，因而容易产生裂纹并引起开裂。与此同时，由于Cr元素的扩散率很低，M23C6的大量析出，会在晶界附近形成贫Cr区[31,32]，由于贫Cr区的强度相对降低，因而裂纹更容易在M23C6析出相附近产生，导致冲击断口呈冰糖状沿晶脆断形貌[33]。除此之外，也有研究[34]表明，时效早期阶段Mn元素在晶界的富集也有可能加速合金韧性的降低。如图6所示，在晶界处除存在Cr元素的明显富集外，Mn元素也存在一定的偏析。在时效后期，M23C6相在晶界已呈完全连续形貌，且尺寸基本保持稳定，从而抑制了晶界的进一步脆化。

图22

图22M23C6含量对SP2215合金冲击功的影响

Fig.22Effect ofM23C6content of on impact energy (ak—impact energy,V—volume fraction)

3结论

(1) SP2215合金是一种多相复合强化的新型奥氏体耐热合金，在时效过程中会析出富Cu相、MX相、NbCrN相和M23C6等多种纳米级析出相。

(2) 在高温时效早期，析出相快速析出，弥散分布的细小析出相对位错产生强烈的钉扎作用，使该合金的显微硬度等力学性能迅速增加；然而与此同时，M23C6在晶界的连续析出与长大使得该合金的冲击韧性显著降低并易发生脆性断裂。

(3) 在高温时效后期，析出相逐渐保持稳定，无有害相析出，且晶粒度始终保持在4.5~5级，具有优良的高温组织稳定性，表现出稳定的力学性能。根据等温线法和Larson-Miller参数法外推得到该合金的1 × 105h持久强度，在650℃分别为136和120 MPa，在700℃均为77 MPa，优于HR3C、Super304H等同类耐热合金。