金属学报(中文版)  2018 , 54 (11): 1705-1714 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2018.00361

力学性能

新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢750 ℃持久实验过程中析出相演变

胡国栋12, 王培1, 李殿中1, 李依依1

1 中国科学院金属研究所 沈阳 110016
2 中国科学技术大学材料科学与工程学院 沈阳 110016

Precipitate Evolution in a Modified 25Cr-20Ni Austenitic Heat Resistant Stainless Steel During CreepRupture Test at 750 ℃

HU Guodong12, WANG Pei1, LI Dianzhong1, LI Yiyi1

1 Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China
2 School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology of China, Shenyang 110016, China

中图分类号:  TG142.1

文章编号:  0412-1961(2018)11-1705-10

通讯作者:  通讯作者 李殿中,dzli@imr.ac.cn,主要从事特殊钢及材料加工工艺研究

收稿日期: 2018-08-1

网络出版日期:  2018-11-11

版权声明:  2018 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部

基金资助:  国家自然科学基金项目No.U1708252

作者简介:

作者简介 胡国栋,男,1991年生,博士生

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摘要

研究了一种新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢在750 ℃不同拉应力持久实验中析出相演变及其对性能的影响。结果表明,当持久应力为180 MPa时,持久寿命为32.6 h,析出相包括M23C6和(Nb, V)(C, N)相。其中M23C6主要分布在晶界位置,(Nb, V)(C, N)相在晶内弥散析出。当持久应力为150和120 MPa时,随着持久时间延长至98.1 h以上,晶界位置的M23C6发生长大和Ostwald熟化,但(Nb, V)(C, N)相具有较好的尺寸稳定性。同时,在持久应力为120 MPa条件下,组织中出现σ相。σ相首先在晶界位置析出,当持久应力为100 MPa时,随持久时间延长至752.3 h,σ相也会在晶内析出。研究还发现,大量σ相依附于(Nb, V)(C, N)相析出,这是由于(Nb, V)(C, N)相的析出导致附近奥氏体基体中局部位置C和N元素含量减少,从而促进了σ相的形核。不同应力条件下试样断裂方式均为沿晶断裂,当持久时间较短时,裂纹在晶界M23C6处产生,引起沿晶开裂。随着持久时间延长,σ相在晶界析出后,裂纹更容易在晶界σ相处产生,导致持久延伸率随持久寿命延长而减小。

关键词: 奥氏体耐热不锈钢 ; 持久 ; 析出相演变 ; σ ; MX

Abstract

25Cr-20Ni austenitic heat resistant stainless steels are widely used as structural materials in nuclear industries and power plants for their excellent corrosion resistance and creep properties at elevated temperature. It is generally accepted that the precipitation during creep is a key factor influencing the creep properties. However, the evolution of precipitates is complicated due to the interaction of the alloy elements. To investigate the precipitation behaviors, a modified 25Cr-20Ni austenitic heat resistant stainless steel has been crept at 750 ℃ under different stresses varying from 100 MPa to 180 MPa. The microstructure observation indicates that M23C6 and (Nb, V)(C, N) precipitates are formed during 32.6 h creeping deformation under 180 MPa. M23C6 precipitates are mainly generated at grain boundaries and (Nb, V)(C, N) particles are dispersively distributed in austenitic matrix. The grain boundary M23C6 carbides are significantly coarsened and Ostwald ripening process happens during 98.1 h creeping deformation under the stress of 150 MPa and 353.0 h creeping deformation under stress of 120 MPa, while (Nb, V)(C, N) carbonitrides show high dimensional stability. With the creep rupture time further prolonging to 353.0 h and 752.3 h under the creep stress of 120 and 100 MPa, respectively, σ-phases are generated first at grain boundaries and then at inner grains. Meanwhile, large amounts of σ-phases are formed around (Nb, V)(C, N) particles, indicating the σ-phase precipitation is accelerated by (Nb, V)(C, N) carbonitrides. Composition analysis and thermodynamic calculation are subsequently performed to elucidate the precipitation mechanism of σ-phase. Carbon and nitrogen depleted zone is detected at the interface between (Nb, V)(C, N) precipitates and austenitic matrix. A correlation between σ-phase and C/N contents has been calculated by Thermo-Calc, which shows that the mass fraction of σ-phase increases with the decreasing C/N contents. According to the thermodynamic calculations and experimental results, it is reasonably inferred that the formation of σ-phase is induced by the carbon and nitrogen depletion in austenitic matrix. Additionally, the fracture surfaces of creep specimens show intergranular fracture under all creep stresses. When the creep time is comparatively short, cracks are inclined to propagate along grain boundaries owing to the low cohesion between grain boundary M23C6 precipitates and austenitic matrix, resulting in intergranular creep fracture. With the precipitation of σ-phase at grain boundaries after long time creep, the cracks are primarily generated from σ-phase, further deteriorating the creep elongation.

Keywords: austenitic heat resistant stainless steel ; creep rupture ; precipitate evolution ; σ-phase ; MX

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胡国栋, 王培, 李殿中, 李依依. 新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢750 ℃持久实验过程中析出相演变[J]. 金属学报(中文版), 2018, 54(11): 1705-1714 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2018.00361

HU Guodong, WANG Pei, LI Dianzhong, LI Yiyi. Precipitate Evolution in a Modified 25Cr-20Ni Austenitic Heat Resistant Stainless Steel During CreepRupture Test at 750 ℃[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2018, 54(11): 1705-1714 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2018.00361

25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢具有优异的抗腐蚀能力和良好的抗蠕变性能,因此被广泛应用于核电和火电领域[1,2,3]。在奥氏体耐热不锈钢长期高温服役过程中,第二相的析出和演化是影响其高温力学性能的关键因素[4,5]。奥氏体耐热不锈钢长期高温时效或蠕变过程中常见的第二相包括M23C6MX相和σ相等[6,7,8]。其中M23C6MX相在高温服役过程中的析出和长大得到广泛研究,对其析出机理和影响因素的认识也较为清晰[6]M23C6形成温度区间为500~900 ℃,一般优先在晶界位置析出,其析出会降低材料塑性并引起晶间腐蚀[9]。为减少服役过程中晶界M23C6的析出,通常在奥氏体耐热不锈钢中添加一定量的Nb、V、Ti等强碳化物形成元素,形成(Nb, V, Ti)(C, N),即MX相,以减少基体中固溶C含量,从而减少或抑制晶界M23C6的形成[10]MX相还可以在变形过程中钉扎位错、阻碍位错运动,起到析出强化作用,因此,MX相也常被引入奥氏体耐热不锈钢中作为强化相[11,12,13]σ相是一种脆性相,一般在奥氏体耐热不锈钢长时间高温时效或蠕变过程中在晶界优先析出,晶界处σ相的析出会严重恶化材料的塑性和韧性[14,15]。但近些年有科学家提出通过在奥氏体耐热不锈钢晶粒内部析出σ相,来提升材料强度和高温持久性能。相关研究[16]显示,经过特殊合金设计和合理控制热加工工艺可以有效利用σ相强化奥氏体耐热不锈钢,其关键点在于对σ相在晶内析出的控制。但目前奥氏体耐热不锈钢中σ相的析出机制仍存在多种观点[17]。通常认为σ相的析出与材料的化学成分有关,降低材料中C、N、Ni等元素含量或提高Si、Mo、Nb、V、Cr、Ti等元素含量会促进σ相的形成[18]。此外,σ相的析出也会受其它类型析出相的影响[17,19]。有研究[20]表明,在奥氏体耐热不锈钢高温时效过程中,先析出的M23C6会促进σ相的析出,σ相可以在M23C6与奥氏体基体界面处形核,通过消耗M23C6而长大。Lee等[21]通过对高氮奥氏体不锈钢时效组织研究发现,Cr2N析出相附近的贫氮区会诱发σ相的形核。近年来有研究表明,MX相也会促进σ相的形成。Minami等[22]和West等[23]对不同奥氏体不锈钢高温时效后显微组织观察发现,添加Nb、Ti元素的稳定化奥氏体耐热不锈钢(如347H和321H)比非稳定化奥氏体耐热不锈钢(如304H和316H)更容易析出σ相。Perron等[24]通过热力学计算表明,MX相的析出会导致奥氏体基体中C含量降低,从而促进了σ相的析出。

MX相是奥氏体耐热不锈钢中最常见的强化相之一,由于其具有较好的尺寸稳定性,常被有意引入奥氏体耐热不锈钢中以提高高温服役寿命;而σ相是奥氏体耐热不锈钢高温服役过程中常见而又难以避免的脆性相。因此,研究MX相对σ相析出的影响机理,对奥氏体耐热不锈钢的发展具有重要意义。但在已有研究中,只发现添加Nb、Ti元素会缩短σ相析出所需时间,进一步推测MX相的形成加速σ相的析出,而MX相促进σ相析出的机理尚未见报道。本工作通过对一种含Nb新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢进行持久实验,发现MX相的析出诱发了σ相的形核,并从组织演变角度对材料的持久性能进行了讨论。

1 实验方法

实验使用材料为奥氏体耐热不锈钢,其主要化学成分(质量分数,%)为:C 0.063,Si 0.89,Mn 1.65,Cr 23.90,Ni 19.48,V 0.33,Nb 0.54,N 0.077,Fe余量。采用KGPS 100/2.5真空感应炉冶炼制备25 kg钢锭,钢锭在950~1150 ℃锻造至横截面尺寸为45 mm×45 mm。随后在1300 ℃固溶热处理2 h,以减少偏析和大尺寸液析碳化物。然后将材料在950~1150 ℃热轧为直径18 mm的棒状试件,热轧后材料在1200 ℃保温20 min进行固溶处理、水淬冷却至室温。随后将材料加工为符合GB/T 2039-2012标准规定的圆棒试样,直径为5 mm,平行段长度为25 mm。制备好的试样在750 ℃,拉伸应力分别为100、120、150和180 MPa条件下,使用RD-50微控电子式蠕变持久试验机进行实验。实验采用恒载荷条件,利用对装光栅测微传感器保证实验过程中测量精度。持久寿命为试样断裂时间,持久断裂后对试样进行组织和断口分析。

将固溶态试样以及持久试样经过磨制、抛光,使用10% (体积分数)草酸溶液在电压为5 V条件下进行电化学腐蚀。采用SUPRA 35扫描电子显微镜(SEM)对腐蚀后的试样进行显微组织观察。从持久断裂后试样平行段上切取厚度约为500 μm的薄片,用砂纸磨至约50 μm,然后采用双喷电解减薄仪减薄制备试样。使用Tecnai F20透射电子显微镜(TEM)对析出相进行观察和选区电子衍射(SAED)分析;结合高角环形暗场像(HAADF-STEM)和能谱仪(EDS)对析出相进行化学成分分析。采用Thermo-Calc软件进行热力学计算,计算中选用TCFE8数据库,来分析平衡状态下析出相含量和析出相成分。

2 实验结果与讨论

2.1 固溶态组织和持久实验后析出相演变

对新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢的固溶态显微组织进行观察,如图1a所示。可以看出,固溶后的显微组织中存在少量弥散析出相。结合EDS分析(图1b)可知,析出相为富Nb的MX相。新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢在750 ℃,拉伸应力为180、150、120和100 MPa下的持久断裂时间分别为32.6、98.1、353.0和752.3 h。

图1   新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢固溶态微观组织的SEM像和EDS分析

Fig.1   SEM image (a) and EDS (b) of precipitates in solid solution state of the investigated 25Cr-20Ni austenitic heat resistant stainless steel (White arrows in Fig.1a indicate MX precipitates)

2.1.1 持久实验后晶界处析出相 图2a给出750 ℃、180 MPa应力条件下持久实验后新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢显微组织的SEM像。与固溶态组织(图1a)相比较,经过750 ℃、180 MPa应力条件下持久实验后,组织中晶界上有新析出相形成。图2b为晶界处析出相的TEM像和SAED花样。由电子衍射花样标定可知,新析出相类型为M23C6M23C6沿晶界分布,主要呈片状或颗粒状,宽度约为100 nm。由于C元素在晶界扩散速率更快,且C原子与Cr原子之间结合能力较强[24],因此,在奥氏体耐热不锈钢高温持久实验过程中,M23C6可以在晶界位置快速形成。图2b中插图为奥氏体基体和M23C6析出相的SAED花样,其中较亮衍射斑为透射斑和奥氏体基体衍射斑,较暗斑为M23C6衍射斑。由于M23C6和奥氏体基体均为fcc结构,可以看出,2套衍射斑有相同的晶带轴,奥氏体基体衍射斑间距是M23C6衍射斑的3倍。分析可知,M23C6与奥氏体基体具有半共格关系,M23C6的晶格常数是奥氏体基体的3倍,且M23C6与奥氏体基体的取向关系为: (020)γ// (020)M23C6,[001]γ// [001]M23C6已有研究[25]表明,晶界处M23C6通常与一侧奥氏体晶粒保持相同位向且具有半共格关系;而与另一侧奥氏体晶粒具有非共格关系。M23C6通常在其与基体半共格界面外开始形核,向非共格一侧基体内生长,这是由于M23C6在与基体具有半共格关系时,其形核所需能量更小,M23C6容易形核。M23C6析出后,由于M23C6与非共格奥氏体晶粒一侧的点阵畸变较大,原子处于较高的能量状态,因此非共格一侧扩散激活能比半共格一侧扩散激活能小,原子扩散速率快,M23C6从晶界向非共格奥氏体晶粒一侧生长[26]。经过750 ℃、150 MPa条件持久实验后,晶界处析出相仍只有M23C6,如图2c和d所示,此时M23C6形状为片状或颗粒状,但发生明显粗化,宽度增加至约300 nm。M23C6在晶界形成连续分布,同样从晶界位置向一侧奥氏体基体内生长。

图2   新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢在750 ℃、180 MPa和150 MPa应力条件下持久实验后微观组织的SEM像和晶界处析出相的TEM像以及SAED花样

Fig.2   SEM images of precipitates in the 25Cr-20Ni austenitic heat resistant stainless steel after crept at 750 ℃ under stresses of 180 MPa (a) and 150 MPa (c); TEM images of grain boundary M23C6 under stresses of 180 MPa (b) and 150 MPa (d) (Inset in Fig.2b shows the SAED pattern of M23C6 and austenitic matrix)

图3a和b为在750 ℃、120 MPa条件下持久实验后新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢的显微组织。可以看出,在晶界位置有σ相和M23C6析出。SEM观察表明,σ相宽度为1~2 μm,大部分在晶界和三叉晶界处析出,呈块状或沿晶界的长条状(图3a)。Barcik[20]指出,σ相在奥氏体耐热不锈钢中析出所需时间较长,一般在碳氮化物之后析出。这主要是因为σ相中几乎不溶C、N原子,只有当先析出的碳氮化物使基体中C、N含量低于某一临界值时,σ相才会开始析出。另外,由于σ相与奥氏体基体不共格,其形核相对困难,因此σ相析出所需时间较长。TEM观察结果显示,晶界处M23C6颗粒相连形成链状结构,从晶界向一侧奥氏体基体内生长,如图3b所示。随应力继续减小和持久时间延长,在750 ℃、100 MPa持久实验后试样晶界上有σ相和M23C6析出,如图3c和d所示。可以看出,组织中σ相析出数目增加且尺寸显著增大,长度方向最大尺寸可达到10 μm。已有研究[27]表明,σ相长大受扩散控制,而且Cr元素的扩散和再分配在其中起到重要作用。Cr元素在奥氏体晶粒内扩散速率较慢,而在晶界位置的扩散速率显著高于晶内,因此晶界处σ相长大速率较快,尺寸较大。此外,观察发现大量σ相中存在MX相颗粒,后面会对此现象进一步分析讨论。TEM对晶界M23C6观察发现,M23C6宽度约为1 μm (图3d),尺寸大于750 ℃、120 MPa持久试样中M23C6尺寸(图3b),而且M23C6间距增加,呈不连续分布。分析表明,随着持久时间的延长,M23C6发生Ostwald熟化,M23C6之间吞并导致析出相数量减少,从而析出相间距相应增加。

图3   新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢在750 ℃、120 MPa和100 MPa应力条件下持久实验后微观组织的SEM像和晶界处析出相的TEM像

Fig.3   SEM images of precipitates in the 25Cr-20Ni austenitic heat resistant stainless steel after crept at 750 ℃ under stresses of 120 MPa (a) and 100 MPa (c); TEM images of grain boundary M23C6 under stresses of 120 MPa (b) and 100 MPa (d)

2.1.2 持久实验后晶内析出相 经过750 ℃、180 MPa条件持久实验后(图2a),材料晶粒内部析出相含量与固溶态相比明显增加,表明在持久实验过程中,基体晶粒内部有第二相析出。TEM观察发现,晶内析出相主要包括MX相和M23C6,如图4a所示。可以看出,MX相一般为圆形颗粒,尺寸约为100 nm;M23C6为四边形,尺寸约为100 nm。在温度为750 ℃、应力为150 MPa持久实验后,显微组织中析出相含量显著增加(图2c)。结合EDS和SAED分析可以看出,晶内析出相包括MX相以及少量M23C6,如图4b所示。TEM观察还表明,相对于750 ℃、180 MPa持久试样显微组织,750 ℃、150 MPa持久实验后晶内M23C6尺寸未发生明显粗化。即随着持久时间的延长,晶内M23C6析出相长大速率远低于晶界处M23C6。由于M23C6中一个C原子可以结合约4个Cr原子,形成一个M23C6所需C原子数目低于Cr原子数目,而且C元素扩散速率高于Cr元素,因此M23C6长大速率主要受Cr元素扩散速率控制。而晶界位置Cr元素扩散速率远大于晶内,从而导致晶界位置M23C6长大速率较快。另一方面,晶界位置M23C6与一侧奥氏体基体半共格,与另一侧非共格。非共格一侧点阵畸变较大,原子扩散速率快,M23C6长大速率更快。而晶内M23C6与基体之间存在半共格关系,畸变较小,M23C6长大速率慢。因此,随持久时间延长,晶界M23C6尺寸显著增大而晶内M23C6尺寸没有明显变化。经过750 ℃、120 MPa持久实验后,晶内含有大量弥散MX相,如图4c所示。TEM观察还表明,与750 ℃、150 MPa 和750 ℃、180 MPa 条件下持久试样相比,随持久时间延长MX相数目增加但尺寸变化较小,表明在750 ℃持久实验过程中MX相具有较好的尺寸稳定性。此外,TEM观察发现MX相周围缠结大量位错。分析认为,这些细小弥散析出相在变形过程中钉扎位错,阻碍位错运动,从而提高材料的持久性能。经过750 ℃、100 MPa持久实验后,材料晶内生成大量弥散分布的σ相和MX相,晶内σ相主要呈块状或针状,尺寸远小于晶界处σ相,如图3c和4d所示。值得说明的是,经过750 ℃、100 MPa持久实验后,晶内只观察到极少量M23C6。这有可能是由于晶内σ相的析出引起周围基体中Cr含量降低,基体中溶质过饱和度下降,导致部分M23C6失稳发生溶解。

图4   新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢持久实验后晶内析出相的TEM像和SAED花样

Fig.4   TEM images of intragranular precipitates in the 25Cr-20Ni austenitic heat resistant stainless steel after crept at 750 ℃ under stresses of 180 MPa (a), 150 MPa (b), 120 MPa (c) and 100 MPa (d) (Insets in Figs.4a and b show the SAED patterns of M23C6 and austenitic matrix)

2.2 (Nb, V)(C, N)相对σ相析出的影响

含Nb奥氏体耐热不锈钢是广泛应用的一类奥氏体耐热钢,已有研究[23]指出,Nb等元素的添加会缩短时效过程中σ相析出所需时间,但添加Nb如何促进σ相析出仅仅是理论推测,MX相促进σ相析出的直接证明更是未见报道。本实验中,在750 ℃、120 MPa和750 ℃、100 MPa持久试样显微组织中观察到σ相依附MX相析出,如图3a和c所示。图5为750 ℃、100 MPa持久实验后析出相的TEM像和SAED花样。可以看出,σ相围绕MX相形成并向奥氏体基体中生长。

图5   新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢在750 ℃、100 MPa持久实验后σ相的TEM像和SAED花样

Fig.5   Bright field (a) and dark field (b) TEM images of σ-phase formed with MX precipitate in 750 ℃, 100 MPa crept specimen (Inset in Fig.5a shows SAED pattern of σ-phase)

为明确MX相对σ相析出的影响,采用STEM-EDS对MX相颗粒和周围奥氏体基体进行成分表征,如图6所示。结果表明,在MX相与奥氏体基体界面位置存在局部贫C、N区域,如图6b所示。由于MX相在析出和长大过程中从界面附近基体中获取C、N原子,而距离界面较远处的C、N原子来不及扩散到界面位置,因此在界面附近形成局部C、N含量较低区域。Barcik[20]指出,σ相的形成取决于基体中Creq和Nieq (Creq和Nieq分别为Cr当量和Ni当量,Creq=Cr+1.5Si+0.5Nb;Nieq=Ni+39C+26N+0.5Mn,其中各元素含量为质量分数),Creq的增加或Nieq的减小会增加σ相的析出倾向。从当量计算公式可以看出,少量C、N含量的降低能够显著降低奥氏体钢中的Nieq,进而促进σ相的形成。热力学计算也表明了相同的结果,图7a给出C、N含量的变化对σ相析出含量的影响。可以看出,C、N含量的降低会引起σ相析出含量的增加。图7b给出不同温度下新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢中组成相含量和奥氏体基体中固溶C、N含量。可以看出,随温度由1200 ℃降低至750 ℃,MX相含量增加,同时基体中固溶C、N含量显著降低。可知,MX相的析出引起周围基体中局部位置C、N含量降低,从而促进了σ相的析出。需要说明的是,在持久实验过程中M23C6的析出同样会引起周围奥氏体基体中形成贫C区域,但是没有观察到大量σ相依附于M23C6析出的现象。分析认为,这是由于M23C6的析出引起局部贫C区域同时也贫Cr元素,使此区域中Creq和Nieq均减小,因此难以析出σ相。

图6   新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢750 ℃、100 MPa持久试样中析出相的TEM像及周围基体元素分布的EDS分析

Fig.6   TEM images (a, c) and EDS concentration profiles (b, d) across MX precipitate (a, b) and σ-phase (c, d) in 750 ℃, 100 MPa crept specimen

图7   C、N含量对σ相含量影响以及不同温度下相平衡分数和固溶C、N含量的Thermo-calc热力学计算

Fig.7   Thermodynamic calculation of the variation of σ-phase fraction with different carbon and nitrogen contents (a), mass fraction of constitute phases as well as solute carbon and nitrogen content in austenitic matrix at different temperatures (b)

2.3 持久性能和断口观察

图8为750 ℃不同应力条件下新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢的蠕变应变-时间曲线。可以看出,随着应力的减小,持久寿命增加,材料持久延伸率减小。对试样断口观察发现,所有实验条件下试样断口均为沿晶断裂形貌,如图9所示。试样断口表面上存在大量颗粒,推测沿晶断裂主要由晶界处析出相引起。而且持久寿命越长,断口表面析出相尺寸越大,这也与组织观察中晶界析出相随持久寿命延长而粗化的规律相一致。对750 ℃、180 MPa条件下持久断裂后试样纵剖面观察发现,裂纹主要在晶界M23C6处产生,如图10a所示。在变形过程中,空位容易沿晶界扩散产生大量的蠕变孔洞,这些孔洞聚集形成裂纹。而晶界处M23C6与非共格一侧奥氏体结合强度较低,一旦裂纹产生,裂纹很容易沿晶界扩展。随应力减小和持久时间延长,M23C6尺寸增加,导致材料伸长量减小。随持久时间继续延长,σ相开始在晶界析出。由于σ相与奥氏体基体不共格,界面具有较高的界面能,导致界面结合强度较低[28];另一方面,σ相为脆性相,且晶界处σ相尺寸较大。σ相析出后,裂纹会优先在σ相处形成,如图10b所示。因此,晶界σ相的析出进一步促进沿晶裂纹扩展,使材料延伸率随持久时间延长而降低。

图8   750 ℃不同应力条件下新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢的蠕变应变-时间曲线

Fig.8   Creep strain-time curves for the 25Cr-20Ni austenitic heat resistant stainless steel at 750 ℃ under different applied stresses

图9   新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢持久试样断口形貌

Fig.9   Low (a~c) and high (d~f) magnified intergranular fracture morphologies of the 25Cr-20Ni austenitic heat resistant stainless steels after crept at 750 ℃ under 180 MPa (a, d), 120 MPa (b, e) and 100 MPa (c, f)

图10   新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢持久试样纵剖面裂纹扩展形貌

Fig.10   Intergranular cracks formed at grain boundaries with M23C6 carbides in 750 ℃, 180 MPa crept specimens (a) and the grain boundaries with σ-phases in 750 ℃, 120 MPa crept specimens (b) (Inset in Fig.10a shows the crack under high magnification)

2.4 展望

有研究[16]发现,奥氏体晶粒内部析出的σ相能够有效提高材料持久强度,但晶界处析出的σ相会急剧降低材料持久强度。然而,由于σ相与奥氏体不共格,σ相很难优先在晶粒内部形核。因此提出,通过优化奥氏体耐热不锈钢成分设计和热加工工艺,使材料首先在晶界上形成尺寸更稳定的M23(C, B)6和二次Nb(C, N),占据晶界位置,进而促使服役过程中在晶内析出σ相强化基体。相关结果表明,晶内σ相的析出能够很大改善材料持久性能。但是,由于σ相与奥氏体基体具有位向关系[6],σ相的生长具有取向性,导致σ相在晶内的析出很难达到最优分布。本工作发现σ相可以依附MX相析出,而MX相在奥氏体基体中均匀弥散分布。因此可考虑通过在晶内先析出均匀弥散的MX相,作为后续σ相析出的核心,从而使σ相更加均匀弥散地析出,进而实现更好的强化效果。

3 结论

(1) 新型25Cr-20Ni奥氏体耐热不锈钢在750 ℃持久实验过程中,当持久应力为180和150 MPa时,持久寿命分别为32.6和98.1 h,此时M23C6在晶界位置析出。晶界M23C6的析出导致裂纹容易沿晶界扩展,引起沿晶开裂。

(2) 当持久应力降低至120 MPa,持久时间延长至353.0 h时,σ相开始在晶界析出。晶界位置σ相析出后,裂纹优先在晶界σ相处形成,使材料持久延伸率进一步降低。

(3) 持久实验过程中晶内形成大量细小弥散分布的(Nb, V)(C, N)相,(Nb, V)(C, N)相在变形过程中钉扎位错、阻碍位错运动,起到析出强化作用。同时,在长时间高温持久实验过程中,(Nb, V)(C, N)相的析出引起周围基体中局部C、N含量降低,促使大量σ相依附(Nb, V)(C, N)形成。

The authors have declared that no competing interests exist.


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