309S奧氏體耐熱鋼的高溫性能研究

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,在工業爐和熱交換器等行業應用廣泛[1-7]。近年來,為了滿足日益苛刻的環保要求,通過提高燃燒溫度以改善汽車發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:沿貧鉻區出現的碳化物導致了微裂紋尖端區域晶界的脆性。裂紋區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,采用的循環頻率為15 Hz,采用的循環波形為三角波,相應的循環應力特征如圖1所示,其中a為循環應力幅,即循環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再結晶小晶粒。動態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域就會首先發生動態再結晶,出現動態再結晶小晶粒如圖3(b)所示。當溫度升高到1 000 ℃時,發生完全的動態再結晶軟化,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應力(σmax)越大,則其斷裂前所能承受的應力循環次數越少。當σmax為25 MPa時,材料可以經受107周次應力循環而不發生疲勞斷裂,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而不發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和疲勞裂紋擴展區形貌如圖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生斷裂所需的循環次數多;應力水平為65 MPa時,疲勞條帶間距相對較大,循環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生斷裂所需的循環次數少。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,發生了明顯軟化。900 ℃時開始發生動態再結晶,軟化效果也隨著溫度升高而增強。

圖7 309S900 ℃時的疲勞斷口形貌

(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。