15-15Ti奥氏体不锈钢的蠕变性能
发布时间：2022-01-21 08:55
在600,650,700℃下对国产15-15Ti不锈钢进行不同应力水平的蠕变试验,观察了蠕变断口形貌,研究了该钢的蠕变变形机理与断裂机理。结果表明:在不同温度和应力下,15-15Ti不锈钢的蠕变曲线可以分为减速蠕变、稳态蠕变和加速蠕变三个阶段,稳态蠕变阶段的时间占整个蠕变的90%以上;随着应力的降低,稳态蠕变阶段越来越明显,蠕变寿命延长,蠕变伸长率减小;15-15Ti不锈钢在600,650,700℃下的应力指数分别为14.3,8.2,4.9,蠕变变形机理为位错蠕变;15-15Ti不锈钢的短时蠕变断裂性质为穿晶断裂,长时蠕变断裂性质为沿晶断裂,穿晶断裂呈现韧性断裂特征,沿晶断裂呈现明显的晶界空洞损伤机制。
【文章来源】：机械工程材料. 2020,44(07)北大核心CSCD
【文章页数】：4 页
【部分图文】：
15-15Ti不锈钢的原始显微组织
式中：为稳态蠕变速率；σ为应力；n为应力指数；A为与材料性能和温度有关的常数。将式（1）两边取对数，可见和lgσ呈线性关系，其直线的斜率即为n。通常可以利用n来分析金属材料的蠕变变形机理。对于纯金属和简单的固溶合金，当n为1时，其蠕变变形机理为扩散蠕变；n为2时，蠕变变形机理为晶界滑动；n为3～5时，蠕变变形机理为位错蠕变。对于奥氏体不锈钢，当n为3～12时，其蠕变变形机理为位错蠕变[6-7]。15-15Ti不锈钢在600,650,700℃下的稳态蠕变速率与应力的关系曲线如图3所示。拟合得到15-15Ti不锈钢在600,650,700℃的n分别为14.3,8.2,4.9，可知15-15Ti不锈钢的蠕变变形机理是位错蠕变，即在蠕变变形过程中，该钢中的位错滑移受到较大的阻力，需要更大的切应力才能使位错重新运动和增殖。15-15Ti不锈钢中弥散的Ti(C,N）沉淀相严重阻碍位错运动，从而导致其应力指数较大。同时，由于位错借助于外应力和热激活的共同作用越过障碍而滑移，温度越高，热激活过程越活跃，克服障碍所需的外应力就越小，因此随着温度的升高，其应力指数降低。
选取蠕变寿命为1 912,62h，即600℃/300MPa和650℃/330 MPa试验条件下的15-15Ti不锈钢试样，观察其蠕变断口形貌及断口处纵截面形貌。由图4(a）～图4(c）可以看出：600℃/300 MPa试验条件下，15-15Ti不锈钢蠕变时的塑性变形程度较低，断口表面分布着大量韧窝并被一层氧化膜覆盖；断口中心氧化严重，韧窝较浅，可观察到沿晶裂纹，呈现出明显的沿晶断裂特征；断口边缘韧窝较深而密，没有裂纹产生，氧化程度较轻，呈现韧性断裂特征。由图4(d）～图4(f）可知：650℃/330MPa试验条件下，蠕变断口出现明显颈缩现象，塑性变形程度较高，断口表面氧化程度较低；断口中心和断口边缘均分布着大量等轴韧窝，呈现穿晶断裂特征。综上可知，随蠕变寿命延长，15-15Ti不锈钢的蠕变断裂性质由穿晶断裂变为沿晶断裂。由图5可以看出，600℃/300 MPa试验条件下，蠕变断口附近晶粒塑性变形程度较轻，晶界处存在较多的蠕变空洞。蠕变空洞在晶界处的M23C6相和一次粗大Ti(C,N）相上形核、长大，并最终导致蠕变断裂；弥散分布的Ti(C,N）沉淀相在蠕变变形过程中阻碍位错运动，提高了蠕变抗力。同时，在蠕变断口纵截面上还观察到少量楔型裂纹。研究表明，奥氏体不锈钢在较高应力下所形成的楔型裂纹会导致局部晶界分离，形成楔型裂纹损伤[8]；但是试验观察到的15-15Ti不锈钢蠕变断口纵截面上的微裂纹前方的晶界处存在细小的蠕变空洞，使微裂纹呈锯齿状，这说明微裂纹是通过蠕变空洞合并连接形成的，因此15-15Ti不锈钢的沿晶断裂损伤机制为晶界空洞损伤。650℃/330MPa试验条件下，蠕变断口晶粒变形程度较大，第二相粒子处存在蠕变空洞，蠕变空洞长大、连接而导致蠕变断裂，这说明当应力较大时，蠕变断裂机制类似于常温下的韧性断裂。
【参考文献】：
期刊论文
[1]快堆先进包壳材料ODS合金发展研究[J]. 崔超,黄晨,苏喜平,宿彦京. 核科学与工程. 2011(04)
[2]国产快堆包壳材料CW316（Ti）SS高温强度下降的微观机理分析[J]. 黄晨,王晓荣,谢光善,周桂芳. 核科学与工程. 2009(02)
[3]快堆包壳用ODS铁素体合金的蠕变性能[J]. 田耘,柳光祖,单秉权,V.V.Sagaradze,S.S.Lapin. 粉末冶金技术. 2001(01)
本文编号：3599970
【文章来源】：机械工程材料. 2020,44(07)北大核心CSCD
【文章页数】：4 页
【部分图文】：
15-15Ti不锈钢的原始显微组织
式中：为稳态蠕变速率；σ为应力；n为应力指数；A为与材料性能和温度有关的常数。将式（1）两边取对数，可见和lgσ呈线性关系，其直线的斜率即为n。通常可以利用n来分析金属材料的蠕变变形机理。对于纯金属和简单的固溶合金，当n为1时，其蠕变变形机理为扩散蠕变；n为2时，蠕变变形机理为晶界滑动；n为3～5时，蠕变变形机理为位错蠕变。对于奥氏体不锈钢，当n为3～12时，其蠕变变形机理为位错蠕变[6-7]。15-15Ti不锈钢在600,650,700℃下的稳态蠕变速率与应力的关系曲线如图3所示。拟合得到15-15Ti不锈钢在600,650,700℃的n分别为14.3,8.2,4.9，可知15-15Ti不锈钢的蠕变变形机理是位错蠕变，即在蠕变变形过程中，该钢中的位错滑移受到较大的阻力，需要更大的切应力才能使位错重新运动和增殖。15-15Ti不锈钢中弥散的Ti(C,N）沉淀相严重阻碍位错运动，从而导致其应力指数较大。同时，由于位错借助于外应力和热激活的共同作用越过障碍而滑移，温度越高，热激活过程越活跃，克服障碍所需的外应力就越小，因此随着温度的升高，其应力指数降低。
选取蠕变寿命为1 912,62h，即600℃/300MPa和650℃/330 MPa试验条件下的15-15Ti不锈钢试样，观察其蠕变断口形貌及断口处纵截面形貌。由图4(a）～图4(c）可以看出：600℃/300 MPa试验条件下，15-15Ti不锈钢蠕变时的塑性变形程度较低，断口表面分布着大量韧窝并被一层氧化膜覆盖；断口中心氧化严重，韧窝较浅，可观察到沿晶裂纹，呈现出明显的沿晶断裂特征；断口边缘韧窝较深而密，没有裂纹产生，氧化程度较轻，呈现韧性断裂特征。由图4(d）～图4(f）可知：650℃/330MPa试验条件下，蠕变断口出现明显颈缩现象，塑性变形程度较高，断口表面氧化程度较低；断口中心和断口边缘均分布着大量等轴韧窝，呈现穿晶断裂特征。综上可知，随蠕变寿命延长，15-15Ti不锈钢的蠕变断裂性质由穿晶断裂变为沿晶断裂。由图5可以看出，600℃/300 MPa试验条件下，蠕变断口附近晶粒塑性变形程度较轻，晶界处存在较多的蠕变空洞。蠕变空洞在晶界处的M23C6相和一次粗大Ti(C,N）相上形核、长大，并最终导致蠕变断裂；弥散分布的Ti(C,N）沉淀相在蠕变变形过程中阻碍位错运动，提高了蠕变抗力。同时，在蠕变断口纵截面上还观察到少量楔型裂纹。研究表明，奥氏体不锈钢在较高应力下所形成的楔型裂纹会导致局部晶界分离，形成楔型裂纹损伤[8]；但是试验观察到的15-15Ti不锈钢蠕变断口纵截面上的微裂纹前方的晶界处存在细小的蠕变空洞，使微裂纹呈锯齿状，这说明微裂纹是通过蠕变空洞合并连接形成的，因此15-15Ti不锈钢的沿晶断裂损伤机制为晶界空洞损伤。650℃/330MPa试验条件下，蠕变断口晶粒变形程度较大，第二相粒子处存在蠕变空洞，蠕变空洞长大、连接而导致蠕变断裂，这说明当应力较大时，蠕变断裂机制类似于常温下的韧性断裂。
【参考文献】：
期刊论文
[1]快堆先进包壳材料ODS合金发展研究[J]. 崔超,黄晨,苏喜平,宿彦京. 核科学与工程. 2011(04)
[2]国产快堆包壳材料CW316（Ti）SS高温强度下降的微观机理分析[J]. 黄晨,王晓荣,谢光善,周桂芳. 核科学与工程. 2009(02)
[3]快堆包壳用ODS铁素体合金的蠕变性能[J]. 田耘,柳光祖,单秉权,V.V.Sagaradze,S.S.Lapin. 粉末冶金技术. 2001(01)
本文编号：3599970
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