李 萧，辛 龙

(北京科技大学 国家材料服役安全科学中心，北京 100083)

蒸汽发生器传热管是核电设备十分重要的组成部分。我国目前大亚湾、岭澳和秦山二期使用的均为第三代Inconel 690合金传热管。Inconel 690合金是一种高铬奥氏体型镍基合金，属于低层错能的面心立方结构，在复杂的环境下具有优异的抗蚀性[1-2]。

微动是指两个接触表面发生极小振幅(一般为微米级)的相对运动，常发生在近似紧密配合构件的接触表面上[3-4]，可导致材料磨损而引起构件松动、功率损失、噪声增加或形成污染源，并进一步导致疲劳裂纹萌生和扩展，大大降低使用寿命[5]。在核电站中，由于动力运输及能量转换而产生振动，微动磨损现象普遍存在，是导致蒸汽发生器传热管失效的重要原因。因此，应当防止蒸汽发生器的破损，以提高核电设备安全性和使用寿命[6-7]。Kai等[8]对Inconel 600和Inconel 690合金的抗应力腐蚀性能做了研究，结果表明，Inconel 690合金晶界附近具有更小的贫铬区深度，因而具有更好的抗应力腐蚀性能；Stiller等[9]研究了365 ℃高纯水中Inconel 600和Inconel 690合金的组织结构对晶间腐蚀和应力腐蚀性能的影响，结果表明，晶界贫铬区和碳化物的形成是影响其腐蚀性能最主要因素；Casales等[10]研究了热处理对Inconel 690合金应力腐蚀的影响，结果表明，时效处理不改变晶粒大小，但对碳化物的析出有明显影响，进而影响材料的抗应力腐蚀性能；Delabrouille等[11]研究了铬含量对镍基合金腐蚀性能的影响，得到了与Kai类似的试验结果；陈波等[12]研究了N对Inconel 690合金抗晶间腐蚀性能的影响，结果表明，N的加入可以减小晶界Cr贫化程度、贫化区宽度变窄，提高合金的抗晶间腐蚀能力；Hwang等[13]研究了Inconel 690合金的铅致应力腐蚀开裂。Zhang等[14]研究了材料表面粗糙度和表面残余应力对Inconel 690合金抗应力腐蚀能力的影响。综上所述，国内外针对Inconel 690合金组织结构对材料抗晶间腐蚀和应力腐蚀性能做了大量研究，但针对微动损伤的影响研究较少。因此本文研究了晶粒度对Inconel 690合金微动磨损特性的影响。

1 试验材料与方法

1.1 试验材料

本研究选用厚度为1.09 mm的Inconel 690 TT合金管为试验材料；对磨材料为φ10 mm的304不锈钢球(SS304)，表面粗糙度Ra≈0.04 μm，硬度约260 HV，二者化学成分如表1所示。首先用电火花线切割机沿管材轴向将其切开，再将带有弧度的管材压平，在715 ℃去应力退火1 h后，将其切割为15 mm×15 mm块体，试样表面经研磨抛光至Ra≈0.04 μm，除油清洁后，将其放入自制的卡具中。

表1 试验材料的化学成分(质量分数，%)

1.2 热处理

为了获得不同的晶粒尺寸，将试样在不同温度(1100、1200、1300 ℃)下进行固溶处理，时间为5 min，水淬。再将固溶处理后的试样进行715 ℃×2 h时效处理后水淬。所有热处理都在真空石英管中进行。

1.3 组织观察和硬度测试

采用10%草酸溶液电解腐蚀试样，电压为5 V，时间25 s。用光学显微镜(OM)观察分析合金的显微组织，按照GB/T 6394—2002《金属平均晶粒度测定方法》直线截点法统计平均晶粒尺寸。采用维式硬度计对试样进行显微硬度测试，载荷砝码25 g，时间10 s。

1.4 微动磨损试验

微动磨损试验在SRV-Ⅳ摩擦磨损试验机上进行。该试验机的FSA模式在一个周期内能够记录1024个点，通过数据处理后得到切向力-位移(Ft-D)曲线。微动磨损试验在常温无润滑条件下进行，摩擦副接触方式采用点接触，微动方式为切向微动。微动机械条件为载荷100 N，振幅100 μm，频率20 Hz，时间30 min。试验前将试样浸泡于酒精中，用超声波清洗10 min。

1.5 磨痕形貌分析

微动磨损试验结束后，将试样浸泡于酒精中，超声波清洗10 min，自然干燥24 h，用光学显微镜(OM)分析材料组织形貌；用激光共焦扫描显微镜(LSCM)观察磨痕截面轮廓并获取磨损体积；用扫描电镜(SEM)观察磨损表面及截面形貌，并使用能谱仪(EDS)分析磨痕表面元素组成。

2 试验结果与分析

2.1 组织观察和硬度

图1为Inconel 690合金不同温度固溶处理试样的显微组织照片。从图1可见，试样经1100～1300 ℃固溶后晶粒尺寸增大；且随着固溶温度的升高，晶粒尺寸不断增大。

图2为不同试样平均晶粒尺寸和显微硬度的变化趋势。从图2可以看出，原始试样晶粒尺寸约为22 μm，随着固溶温度升高至1300 ℃，试样的晶粒尺寸逐渐增加至160 μm。由于本研究材料取自管材，且经过了压平处理，相当于进行了塑性变形，加之随后的固溶处理，据此推断材料应经过了回复再结晶过程；而且由于固溶温度远高于材料的再结晶温度，再结晶后的晶粒长大是晶界迁移的过程。因此，可以认为这是由于Inconel 690合金在固溶作用下，通过回复和部分再结晶或再结晶造成晶界迁移，从而引起晶粒间相互吞并，晶粒长大[15]。原始试样的硬度约为257 HV0.025，当固溶温度增加至1300 ℃，试样硬度降低至160.1 HV0.025。这是由于Inconel 690合金随固溶温度升高，晶体中位错运动速度加快，发生位错消失或合并，合金塑性变形能力提高，硬度降低[16]。

图2 Inconel 690合金晶粒度和硬度随固溶温度的变化Fig.2 Grain size and hardness values of the Inconel 690 alloy vs solution temperature

2.2 微动磨损行为

图3为原始试样与1300 ℃试样在微动磨损不同时间的切向力-位移(Ft-D)曲线。从图3可以看出，所有的Ft-D曲线都呈近似平行四边形，说明所有微动运行区域特性为完全滑移，摩擦副在整个微动过程中的相对运动是由接触面的塑性变形调节[17]。

图3 Inconel 690合金Ft-D图随时间的变化曲线(a)原始态；(b)1300 ℃固溶Fig.3 Ft-D curves of the Inconel 690 alloy vs time(a) as-received; (b) solution treated at 1300 ℃

图4为Inconel 690合金摩擦因数随时间的变化趋势。从图4可以看出，所有试样的摩擦因数在微动初始阶段迅速上升，这是由于微动初期材料发生直接接触，接触表面发生粘着和塑性变形，摩擦力迅速增加。随后，摩擦因数的变化趋于相对稳定状态，但伴随着小幅波动。这是由于表面颗粒的不断剥离发生改变，继而磨屑在微动挤压作用下逐渐发生碎化和氧化，但磨屑的产生和从接触表面溢出保持动态平衡。

图4 Inconel 690合金摩擦因数随微动磨损时间的变化曲线Fig.4 Friction factor of the Inconel 690 alloy vs fretting wear time

图6 1300 ℃固溶后Inconel 690合金(a～e)及SS304不锈钢(f～j)表面磨痕SEM形貌(a, f)和元素面分布图(b～e, g～j) Fig.6 SEM images(a, f) and element mapping images(b-e, g-j) of worn scars on surface of the Inconel 690 alloy solution treated at 1300 ℃(a-e) and SS304 stainless steel(f-j)

图5为Inconel 690合金摩擦因数、磨损体积随晶粒度和硬度的变化曲线。可以看出，不论是晶粒度还是硬度的变化，所有试样的平均摩擦因数都为0.48。当晶粒尺寸从22 μm增加至75 μm，硬度从257 HV0.025降至202.6 HV0.025，磨损体积从8.5×106μm3缓慢减少至8.2×106μm3。当平均晶粒尺寸从75 μm增加至112 μm，硬度从202.6 HV0.025减少至176.4 HV0.025，磨损体积从8.2×106μm3快速减少至3.9×106μm3；当平均晶粒尺寸从112 μm增加至160 μm，硬度从176.4 HV0.025 减少至160.1 HV0.025，磨损体积从3.9×106μm3快速增加至16.2×106μm3。因此，当SS304不锈钢与Inconel 690合金硬度比为260∶176.4时，Inconel 690合金磨损量达到最少。

图5 Inconel 690合金平均摩擦因数和磨损体积随晶粒度(a)和硬度(b)的变化趋势Fig.5 Average friction factor and wear volume of the Inconel 690 alloy vs grain size(a) and hardness(b)

图6为1300 ℃固溶后试样摩擦副磨痕的SEM形貌及元素面分布图。由于Inconel 690为镍-铬合金，而SS304为铁基合金，所以从EDS元素面分布图中可以很明显观察到材料的转移(见图6(b～e)、图6(g～j))。少量的Inconel 690材料转移到SS304磨痕表面(如图6(b，g)、图6(d，i)所示)；大量的SS304材料转移到Inconel 690合金磨痕表面(如图6(c，h)所示)，导致Inconel 690合金磨痕表面Ni和Cr的缺失。氧都集中在了摩擦副的磨痕表面(如图6(e，j)所示)。1100、1200 ℃固溶试样的观察结果与1300 ℃的基本一致。

图7 Inconel 690合金磨痕表面形貌(a,d)原始态; (b,e)1200 ℃固溶; (c,f)1300 ℃固溶Fig.7 Surface micrographs of worn scars of the Inconel 690 alloy(a,d) as-received; (b,e) solution treated at 1200 ℃; (c,f) solution treated at 1300 ℃

图8 Inconel 690合金磨痕截面SEM形貌(a)原始态; (b)1100 ℃固溶; (c)1200 ℃固溶; (d)1300 ℃固溶Fig.8 SEM images in cross section of worn scars of the Inconel 690 alloy(a) as-received; (b) solution treated at 1100 ℃; (c) solution treated at 1200 ℃; (d) solution treated at 1300 ℃

图7为不同固溶温度下Inconel 690合金磨痕表面的整体和放大SEM形貌。1100 ℃试样的观察结果与1200 ℃的无明显差异，本文主要对原始试样和1200 ℃、1300 ℃试样进行讨论。从磨痕整体形貌可以看出，不同固溶温度试样磨痕表面都分布大量磨屑颗粒，原始试样和1200 ℃试样磨痕表面有大量由SS304不锈钢转移来的材料，1300 ℃试样磨痕表面相对较少。磨屑颗粒存在于磨痕表面，且在1300 ℃试样磨痕表面分布最多(见图7(c,f))。随着晶粒尺寸的增加，试样硬度逐渐减小。就较软的试样而言，其微动磨损行为主要取决于磨屑从接触界面排出的速率，而后者又取决于由界面接触状态所决定的微动磨损表面形貌[18]，而1200 ℃试样，磨屑聚集程度最大，氧化层紧实，促使磨损体积突然减少。由此可见，从磨痕表面形貌来看不同固溶温度条件下的Inconel 690合金磨损机制均为磨粒磨损。

图8为不同固溶温度下Inconel 690合金磨痕截面形貌。从图8(a～c)可以看出，从原始试样到1200 ℃固溶试样，最表层存在从SS304不锈钢转移来的材料，且1200 ℃固溶试样表面分布的材料最多(见图8(c))，这可能是由于随着硬度降低，粘着力增加[19]，磨痕表面会粘着更多磨损材料，造成1200 ℃固溶试样磨损体积突然减小，但1300 ℃固溶试样磨屑的排出速率较快，使得1300 ℃固溶试样产生大量微动磨损，形成大的凹坑，如图8(d)所示，使磨损体积增加。由此可见，从磨痕截面形貌来看，不同固溶温度下的Inconel 690试样磨损机制为剥层磨损和粘着磨损。

3 结论

1) 经固溶处理后，Inconel 690合金晶粒尺寸增加，且随固溶温度的升高，平均晶粒尺寸不断增加，晶粒度减小，硬度值降低。

2) 微动磨损试验表明，不同晶粒度和硬度下，Inconel 690合金的平均摩擦因数均约为0.48。当平均晶粒尺寸为112 μm，同时SS304不锈钢与Inconel 690合金硬度比为260∶176.4时，Inconel 690合金具有最小的磨损体积。

3) 不同晶粒度和硬度下的Inconel 690合金微动磨损机制主要为剥层磨损、磨粒磨损和粘着磨损。