309S奧氏體耐熱鋼的高溫性能研究

黃俊霞,畢洪運(yùn),李 實(shí)

(寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院,上海 201999)

奧氏體耐熱鋼的鉻鎳含量高,具有良好的高溫強(qiáng)度和抗氧化性能,在工業(yè)爐和熱交換器等行業(yè)應(yīng)用廣泛[1-7]。近年來(lái),為了滿足日益苛刻的環(huán)保要求,通過(guò)提高燃燒溫度以改善汽車發(fā)動(dòng)機(jī)燃油效率勢(shì)在必行。因此,排氣系統(tǒng)熱端部件如歧管等的服役溫度也將不斷升高。奧氏體耐熱不銹鋼在排氣系統(tǒng)熱端的應(yīng)用越來(lái)越多,如高溫端歧管用的奧氏體耐熱鋼309S和304H等。

QIAN Jiong等[8]研究了310S不銹鋼經(jīng)不同溫度敏化處理后的晶間腐蝕行為,提出了310S不銹鋼的敏化與富碳析出物之間的可能關(guān)系。TAVARES S S M 等[9]研究了310S在600～800 ℃下的組織演化和耐蝕性,結(jié)果表明:sigma相和碳化物的析出導(dǎo)致了嚴(yán)重的晶間腐蝕,但在此溫度區(qū)間時(shí)效后晶間腐蝕可以修復(fù),修復(fù)晶間腐蝕所需時(shí)間隨著溫度的升高而減少。Yashar Behnamian等[10]研究了310不銹鋼在500 ℃超臨界條件下的氧化和裂紋敏感性,結(jié)果表明:沿貧鉻區(qū)出現(xiàn)的碳化物導(dǎo)致了微裂紋尖端區(qū)域晶界的脆性。裂紋區(qū)域主要為富鉻的氧化物、SiO2和少量的碳化物。這些研究主要集中于溫度低于800 ℃的服役條件,高于800 ℃的研究較少,而排氣系統(tǒng)歧管的服役溫度往往超過(guò)800 ℃,并有逐漸升高的趨勢(shì)。

為此,本文研究了309S奧氏體耐熱鋼的高溫性能,主要包括高溫瞬時(shí)強(qiáng)度、持久強(qiáng)度和高溫疲勞性能,為其在高溫條件下的使用提供依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與步驟

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為工業(yè)化生產(chǎn)的309S奧氏體耐熱鋼冷軋板,化學(xué)成分如表1所示。金相組織為典型的奧氏體退火孿晶組織。

表1 試驗(yàn)用309S的化學(xué)成分

1.2 試驗(yàn)方法

高溫拉伸試驗(yàn)在帶有電阻加熱爐的INSTRON 5982拉伸試驗(yàn)機(jī)上根據(jù)EN ISO6892-2標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行,拉伸試驗(yàn)的位移速率為1.5 mm/min,測(cè)試600、700、800、900和1 000 ℃的高溫性能。

高溫持久試驗(yàn)在SRD-100型微機(jī)控制電子式蠕變持久試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。試驗(yàn)溫度分別為800、900和1 000 ℃。在規(guī)定溫度和時(shí)間范圍內(nèi)選定1個(gè)應(yīng)力水平,并在該應(yīng)力水平下進(jìn)行1組試驗(yàn),然后分別得出該溫度下所對(duì)應(yīng)的規(guī)定時(shí)間的持久強(qiáng)度。

高溫疲勞試驗(yàn)在PLD-50型微機(jī)控制電液伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,試驗(yàn)溫度為900 ℃。采用的加載模式為應(yīng)力控制的拉—拉加載模式,采用的循環(huán)頻率為15 Hz,采用的循環(huán)波形為三角波,相應(yīng)的循環(huán)應(yīng)力特征如圖1所示,其中a為循環(huán)應(yīng)力幅,即循環(huán)應(yīng)力中應(yīng)力變化的幅值:

(1)

圖1 高溫疲勞試樣的尺寸

高溫拉伸、持久和疲勞試樣的斷口形貌在掃描電鏡(SEM,Carl Zeiss Microscopy GmbH,G?ttingen,Germany)上觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 瞬時(shí)高溫強(qiáng)度及斷口形貌

圖2是309S奧氏體耐熱鋼的瞬時(shí)高溫強(qiáng)度隨溫度的變化。隨著溫度的升高,屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都有顯著降低,發(fā)生了明顯軟化。當(dāng)溫度從室溫升至600 ℃時(shí),屈服強(qiáng)度從320 MPa降至140 MPa,抗拉強(qiáng)度從670 MPa降至410 MPa,分別降低了56%和39%;當(dāng)溫度從600 ℃升至1 000 ℃時(shí),屈服強(qiáng)度從140 MPa降至45 MPa,抗拉強(qiáng)度從410 MPa降至50 MPa,較600 ℃分別降低了68%和88%,只有室溫的14%和7%,軟化效應(yīng)顯著。

圖2 309S的高溫拉伸性能

800和900 ℃高溫拉伸斷裂試樣靠近斷口處的金相組織如圖3所示。試樣組織沿著拉伸方向伸長(zhǎng)變形,且晶粒內(nèi)部出現(xiàn)大量的變形帶。900 ℃時(shí),在大的變形晶粒的“鋸齒狀”晶界周圍出現(xiàn)大量的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶小晶粒。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是一個(gè)熱激活過(guò)程,需要滿足一定的熱力學(xué)條件。 800 ℃時(shí)溫度較低,尚未達(dá)到動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的熱力學(xué)條件,變形位錯(cuò)在晶界塞積,同時(shí)由于晶粒變形的不均勻,在晶界周圍區(qū)域的驅(qū)動(dòng)力分布也不均勻。當(dāng)溫度升高到900 ℃時(shí),晶界周圍具有較大驅(qū)動(dòng)力的區(qū)域就會(huì)首先發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,出現(xiàn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶小晶粒如圖3(b)所示。當(dāng)溫度升高到1 000 ℃時(shí),發(fā)生完全的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化,高溫強(qiáng)度進(jìn)一步降低。

圖3 309S不銹鋼的瞬時(shí)高溫拉伸斷口形貌

2.2 高溫持久強(qiáng)度及斷口形貌

圖4是309S不銹鋼不同溫度下高溫持久時(shí)間隨應(yīng)力的變化。相同應(yīng)力條件下,不發(fā)生斷裂的持久時(shí)間隨著溫度的升高而減少。在45 MPa的應(yīng)力條件下,800和900 ℃的持久時(shí)間分別為317和6.17 h;在15 MPa的應(yīng)力條件下,900和1 000 ℃的持久時(shí)間分別為310.83和40.58 h。這是因?yàn)樵陟o載荷的作用下,試樣內(nèi)部的位錯(cuò)不斷運(yùn)動(dòng)引起裂紋的產(chǎn)生,裂紋不斷擴(kuò)大至試樣斷裂。一般持續(xù)時(shí)間與斷裂時(shí)最大應(yīng)力之間存在經(jīng)驗(yàn)關(guān)系如式(2):

τ=Ae-Bσ

(2)

式中:τ為持久時(shí)間;σ為斷裂時(shí)的最大應(yīng)力;A、B是與試驗(yàn)溫度、材料有關(guān)的常數(shù)。

圖4 309S不銹鋼的斷裂應(yīng)力與持久時(shí)間的關(guān)系

式(2)兩邊取對(duì)數(shù),根據(jù)圖4的數(shù)據(jù)并應(yīng)用最小二乘法原理得出800、900和1 000 ℃的持久時(shí)間與斷裂應(yīng)力的關(guān)系如下:

800 ℃時(shí),lgσ=2.107 79-0.176 05lgτ

(3)

900 ℃時(shí),lgσ=1.804 179-0.234 16lgτ

(4)

1 000 ℃時(shí),lgσ=1.536 443-0.224 87lgτ

(5)

由此可以推斷出持久時(shí)間為1 000 h時(shí),309S不銹鋼在800、900和1 000 ℃的斷裂應(yīng)力分別為37.98、12.63和7.27 MPa。

圖5(a)～(c)為309S奧氏體耐熱鋼在800、900和1 000 ℃時(shí)持久試樣的斷口形貌。從圖中可以看出,斷口處均存在蠕變空洞,部分空洞存在于三叉晶界處,另外持久斷口均具有沿晶斷裂特征。高溫變形有位錯(cuò)滑移、晶界滑動(dòng)和擴(kuò)散三種方式,當(dāng)晶界滑動(dòng)與晶內(nèi)滑移帶在晶界上交割時(shí)形成空洞;晶界上有析出物時(shí),晶界滑動(dòng)受阻也形成空洞,空洞長(zhǎng)大便形成裂紋。與900 ℃相比,800 ℃斷口的空洞數(shù)量多,空洞尺寸小。根據(jù)圖5(d)Thermo-calc相圖,800 ℃有少量的Cr2N和大量的M23C6析出物,900 ℃時(shí)只有M23C6析出物。這些析出物是空洞的形核點(diǎn),也能阻止空洞進(jìn)一步連接形成裂紋。

與室溫塑性變形相比,金屬高溫塑性變形時(shí)晶界強(qiáng)度和晶粒強(qiáng)度都降低,但因晶界上原子排列不規(guī)則,擴(kuò)散容易通過(guò)晶界進(jìn)行,晶界強(qiáng)度下降較快,晶界滑動(dòng)與滑移帶以及析出物相互作用形成空洞,空洞的擴(kuò)散連接,導(dǎo)致沿晶斷裂。

2.3 900 ℃高溫疲勞性能

309S奧氏體耐熱鋼在900 ℃條件下的疲勞壽命數(shù)據(jù)如表2所示。根據(jù)數(shù)據(jù)繪制的其在900 ℃條件下的S-N曲線如圖6所示。由圖6可見,材料所承受的最大循環(huán)應(yīng)力(σmax)越大,則其斷裂前所能承受的應(yīng)力循環(huán)次數(shù)越少。當(dāng)σmax為25 MPa時(shí),材料可以經(jīng)受107周次應(yīng)力循環(huán)而不發(fā)生疲勞斷裂,即當(dāng)σmax低于25 MPa時(shí),其疲勞壽命可達(dá)到107周次以上。

疲勞極限是材料能夠經(jīng)受無(wú)限次應(yīng)力循環(huán)而不發(fā)生疲勞斷裂的最大應(yīng)力。因此,當(dāng)采用應(yīng)力比r為0.1時(shí),309S奧氏體耐熱鋼的疲勞極限表示為σ0.1,對(duì)于疲勞曲線出現(xiàn)明顯水平部分的材料,其σmax- lgNf曲線上水平部分對(duì)應(yīng)的應(yīng)力通常即為材料的疲勞極限。本研究以疲勞極限循環(huán)基數(shù)N0=107周次時(shí)所對(duì)應(yīng)的應(yīng)力作為其疲勞極限σ0.1,在不同應(yīng)力水平下逐級(jí)進(jìn)行試驗(yàn),每個(gè)應(yīng)力水平下至少使用一個(gè)試樣,當(dāng)N≥107周次,斷裂和不斷裂試樣所加應(yīng)力水平之差為5 MPa時(shí),則不斷裂試樣所受的應(yīng)力即為材料的疲勞極限σ0.1。

圖5 309S奧氏體耐熱鋼不同溫度下的持久試樣斷口形貌及Thermo-calc相圖

表2 309S奧氏體耐熱鋼在900 ℃下的疲勞壽命數(shù)據(jù)

圖6 309S奧氏體耐熱鋼在900 ℃的S-N曲線

基于上述方法并結(jié)合S-N曲線所確定的309S奧氏體耐熱鋼在900 ℃下的疲勞極限為25 MPa。

309S奧氏體耐熱不銹鋼在900 ℃疲勞加載條件下的疲勞裂紋源區(qū)和疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)形貌如圖7所示。由圖可見,應(yīng)力水平為35 MPa時(shí),疲勞條帶間距小,表明循環(huán)1周裂紋量較小,裂紋擴(kuò)展速率較慢,抵抗裂紋擴(kuò)展能力強(qiáng)。疲勞裂紋擴(kuò)展到極限位置發(fā)生斷裂所需的循環(huán)次數(shù)多;應(yīng)力水平為65 MPa時(shí),疲勞條帶間距相對(duì)較大,循環(huán)1周裂紋量較大,裂紋擴(kuò)展速率較快,抵抗裂紋擴(kuò)展能力弱,疲勞裂紋擴(kuò)展到極限位置發(fā)生斷裂所需的循環(huán)次數(shù)少。疲勞裂紋萌生于疲勞試樣的自由表面,并以穿晶方式擴(kuò)展。

3 結(jié)論

(1) 從室溫到1 000 ℃,隨著溫度的升高,309S的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度有顯著降低,發(fā)生了明顯軟化。900 ℃時(shí)開始發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,軟化效果也隨著溫度升高而增強(qiáng)。

(2) 根據(jù)不同溫度和應(yīng)力水平下的持久試驗(yàn)數(shù)據(jù),推斷出309S耐熱鋼1 000 h持久時(shí)間在800、900和1 000 ℃下的斷裂應(yīng)力。持久試樣的斷口形貌有大量的空洞,表現(xiàn)為沿晶的塑性斷裂。

(3) 在疲勞極限以上運(yùn)行所能承受的循環(huán)次數(shù)和裂紋擴(kuò)展時(shí)間隨著應(yīng)力的增加而減少,疲勞斷口形貌表明裂紋萌生于試樣的表面并以穿晶方式擴(kuò)展。