黃俊霞,畢洪運,李 實

(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,具有良好的高溫強度和抗氧化性能,在工業(yè)爐和熱交換器等行業(yè)應用廣泛[1-7]。近年來,為了滿足日益苛刻的環(huán)保要求,通過提高燃燒溫度以改善汽車發(fā)動機燃油效率勢在必行。因此,排氣系統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熱端的應用越來越多,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,結果表明:sigma相和碳化物的析出導致了嚴重的晶間腐蝕,但在此溫度區(qū)間時效后晶間腐蝕可以修復,修復晶間腐蝕所需時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,結果表明:沿貧鉻區(qū)出現的碳化物導致了微裂紋尖端區(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,而排氣系統歧管的服役溫度往往超過800 ℃,并有逐漸升高的趨勢。

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

1 試驗材料與步驟

1.1 試驗材料

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

表1 試驗用309S的化學成分

1.2 試驗方法

高溫拉伸試驗在帶有電阻加熱爐的INSTRON 5982拉伸試驗機上根據EN ISO6892-2標準進行,拉伸試驗的位移速率為1.5 mm/min,測試600、700、800、900和1 000 ℃的高溫性能。

高溫持久試驗在SRD-100型微機控制電子式蠕變持久試驗機上進行。試驗溫度分別為800、900和1 000 ℃。在規(guī)定溫度和時間范圍內選定1個應力水平,并在該應力水平下進行1組試驗,然后分別得出該溫度下所對應的規(guī)定時間的持久強度。

高溫疲勞試驗在PLD-50型微機控制電液伺服疲勞試驗機上進行,試驗溫度為900 ℃。采用的加載模式為應力控制的拉—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,相應的循環(huán)應力特征如圖1所示,其中a為循環(huán)應力幅,即循環(huán)應力中應力變化的幅值:

(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 試驗結果與討論

2.1 瞬時高溫強度及斷口形貌

圖2是309S奧氏體耐熱鋼的瞬時高溫強度隨溫度的變化。隨著溫度的升高,屈服強度和抗拉強度都有顯著降低,發(fā)生了明顯軟化。當溫度從室溫升至600 ℃時,屈服強度從320 MPa降至140 MPa,抗拉強度從670 MPa降至410 MPa,分別降低了56%和39%;當溫度從600 ℃升至1 000 ℃時,屈服強度從140 MPa降至45 MPa,抗拉強度從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變形,且晶粒內部出現大量的變形帶。900 ℃時,在大的變形晶粒的“鋸齒狀”晶界周圍出現大量的動態(tài)再結晶小晶粒。動態(tài)再結晶是一個熱激活過程,需要滿足一定的熱力學條件。 800 ℃時溫度較低,尚未達到動態(tài)再結晶的熱力學條件,變形位錯在晶界塞積,同時由于晶粒變形的不均勻,在晶界周圍區(qū)域的驅動力分布也不均勻。當溫度升高到900 ℃時,晶界周圍具有較大驅動力的區(qū)域就會首先發(fā)生動態(tài)再結晶,出現動態(tài)再結晶小晶粒如圖3(b)所示。當溫度升高到1 000 ℃時,發(fā)生完全的動態(tài)再結晶軟化,高溫強度進一步降低。

圖3 309S不銹鋼的瞬時高溫拉伸斷口形貌

2.2 高溫持久強度及斷口形貌

圖4是309S不銹鋼不同溫度下高溫持久時間隨應力的變化。相同應力條件下,不發(fā)生斷裂的持久時間隨著溫度的升高而減少。在45 MPa的應力條件下,800和900 ℃的持久時間分別為317和6.17 h;在15 MPa的應力條件下,900和1 000 ℃的持久時間分別為310.83和40.58 h。這是因為在靜載荷的作用下,試樣內部的位錯不斷運動引起裂紋的產生,裂紋不斷擴大至試樣斷裂。一般持續(xù)時間與斷裂時最大應力之間存在經驗關系如式(2):

τ=Ae-Bσ

(2)

式中:τ為持久時間;σ為斷裂時的最大應力;A、B是與試驗溫度、材料有關的常數。

圖4 309S不銹鋼的斷裂應力與持久時間的關系

式(2)兩邊取對數,根據圖4的數據并應用最小二乘法原理得出800、900和1 000 ℃的持久時間與斷裂應力的關系如下:

800 ℃時,lgσ=2.107 79-0.176 05lgτ

(3)

900 ℃時,lgσ=1.804 179-0.234 16lgτ

(4)

1 000 ℃時,lgσ=1.536 443-0.224 87lgτ

(5)

由此可以推斷出持久時間為1 000 h時,309S不銹鋼在800、900和1 000 ℃的斷裂應力分別為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。高溫變形有位錯滑移、晶界滑動和擴散三種方式,當晶界滑動與晶內滑移帶在晶界上交割時形成空洞;晶界上有析出物時,晶界滑動受阻也形成空洞,空洞長大便形成裂紋。與900 ℃相比,800 ℃斷口的空洞數量多,空洞尺寸小。根據圖5(d)Thermo-calc相圖,800 ℃有少量的Cr2N和大量的M23C6析出物,900 ℃時只有M23C6析出物。這些析出物是空洞的形核點,也能阻止空洞進一步連接形成裂紋。

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

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據如表2所示。根據數據繪制的其在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)應力(σmax)越大,則其斷裂前所能承受的應力循環(huán)次數越少。當σmax為25 MPa時,材料可以經受107周次應力循環(huán)而不發(fā)生疲勞斷裂,即當σmax低于25 MPa時,其疲勞壽命可達到107周次以上。

疲勞極限是材料能夠經受無限次應力循環(huán)而不發(fā)生疲勞斷裂的最大應力。因此,當采用應力比r為0.1時,309S奧氏體耐熱鋼的疲勞極限表示為σ0.1,對于疲勞曲線出現明顯水平部分的材料,其σmax- lgNf曲線上水平部分對應的應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N0=107周次時所對應的應力作為其疲勞極限σ0.1,在不同應力水平下逐級進行試驗,每個應力水平下至少使用一個試樣,當N≥107周次,斷裂和不斷裂試樣所加應力水平之差為5 MPa時,則不斷裂試樣所受的應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 ℃下的疲勞壽命數據

圖6 309S奧氏體耐熱鋼在900 ℃的S-N曲線

基于上述方法并結合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)和疲勞裂紋擴展區(qū)形貌如圖7所示。由圖可見,應力水平為35 MPa時,疲勞條帶間距小,表明循環(huán)1周裂紋量較小,裂紋擴展速率較慢,抵抗裂紋擴展能力強。疲勞裂紋擴展到極限位置發(fā)生斷裂所需的循環(huán)次數多;應力水平為65 MPa時,疲勞條帶間距相對較大,循環(huán)1周裂紋量較大,裂紋擴展速率較快,抵抗裂紋擴展能力弱,疲勞裂紋擴展到極限位置發(fā)生斷裂所需的循環(huán)次數少。疲勞裂紋萌生于疲勞試樣的自由表面,并以穿晶方式擴展。

3 結論

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

(2) 根據不同溫度和應力水平下的持久試驗數據,推斷出309S耐熱鋼1 000 h持久時間在800、900和1 000 ℃下的斷裂應力。持久試樣的斷口形貌有大量的空洞,表現為沿晶的塑性斷裂。

(3) 在疲勞極限以上運行所能承受的循環(huán)次數和裂紋擴展時間隨著應力的增加而減少,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展。