在600,650,700℃下對國產(chǎn)15-15Ti不銹鋼進行不同應(yīng)力水平的蠕變試驗,觀察了蠕變斷口形貌,研究了該鋼的蠕變變形機理與斷裂機理。結(jié)果表明:在不同溫度和應(yīng)力下,15-15Ti不銹鋼的蠕變曲線可以分為減速蠕變、穩(wěn)態(tài)蠕變和加速蠕變?nèi)齻�階段,穩(wěn)態(tài)蠕變階段的時間占整個蠕變的90%以上;隨著應(yīng)力的降低,穩(wěn)態(tài)蠕變階段越來越明顯,蠕變壽命延長,蠕變伸長率減小;15-15Ti不銹鋼在600,650,700℃下的應(yīng)力指數(shù)分別為14.3,8.2,4.9,蠕變變形機理為位錯蠕變;15-15Ti不銹鋼的短時蠕變斷裂性質(zhì)為穿晶斷裂,長時蠕變斷裂性質(zhì)為沿晶斷裂,穿晶斷裂呈現(xiàn)韌性斷裂特征,沿晶斷裂呈現(xiàn)明顯的晶界空洞損傷機制。 

【文章來源】：機械工程材料. 2020,44(07)北大核心CSCD

【文章頁數(shù)】：4 頁

【部分圖文】：

15-15Ti不銹鋼的原始顯微組織

式中：為穩(wěn)態(tài)蠕變速率；σ為應(yīng)力；n為應(yīng)力指數(shù)；A為與材料性能和溫度有關(guān)的常數(shù)。將式（1）兩邊取對數(shù)，可見和lgσ呈線性關(guān)系，其直線的斜率即為n。通常可以利用n來分析金屬材料的蠕變變形機理。對于純金屬和簡單的固溶合金，當(dāng)n為1時，其蠕變變形機理為擴散蠕變；n為2時，蠕變變形機理為晶界滑動；n為3～5時，蠕變變形機理為位錯蠕變。對于奧氏體不銹鋼，當(dāng)n為3～12時，其蠕變變形機理為位錯蠕變[6-7]。15-15Ti不銹鋼在600,650,700℃下的穩(wěn)態(tài)蠕變速率與應(yīng)力的關(guān)系曲線如圖3所示。擬合得到15-15Ti不銹鋼在600,650,700℃的n分別為14.3,8.2,4.9，可知15-15Ti不銹鋼的蠕變變形機理是位錯蠕變，即在蠕變變形過程中，該鋼中的位錯滑移受到較大的阻力，需要更大的切應(yīng)力才能使位錯重新運動和增殖。15-15Ti不銹鋼中彌散的Ti(C,N）沉淀相嚴(yán)重阻礙位錯運動，從而導(dǎo)致其應(yīng)力指數(shù)較大。同時，由于位錯借助于外應(yīng)力和熱激活的共同作用越過障礙而滑移，溫度越高，熱激活過程越活躍，克服障礙所需的外應(yīng)力就越小，因此隨著溫度的升高，其應(yīng)力指數(shù)降低。

選取蠕變壽命為1 912,62h，即600℃/300MPa和650℃/330 MPa試驗條件下的15-15Ti不銹鋼試樣，觀察其蠕變斷口形貌及斷口處縱截面形貌。由圖4(a）～圖4(c）可以看出：600℃/300 MPa試驗條件下，15-15Ti不銹鋼蠕變時的塑性變形程度較低，斷口表面分布著大量韌窩并被一層氧化膜覆蓋；斷口中心氧化嚴(yán)重，韌窩較淺，可觀察到沿晶裂紋，呈現(xiàn)出明顯的沿晶斷裂特征；斷口邊緣韌窩較深而密，沒有裂紋產(chǎn)生，氧化程度較輕，呈現(xiàn)韌性斷裂特征。由圖4(d）～圖4(f）可知：650℃/330MPa試驗條件下，蠕變斷口出現(xiàn)明顯頸縮現(xiàn)象，塑性變形程度較高，斷口表面氧化程度較低；斷口中心和斷口邊緣均分布著大量等軸韌窩，呈現(xiàn)穿晶斷裂特征。綜上可知，隨蠕變壽命延長，15-15Ti不銹鋼的蠕變斷裂性質(zhì)由穿晶斷裂變?yōu)檠鼐嗔选Ｓ蓤D5可以看出，600℃/300 MPa試驗條件下，蠕變斷口附近晶粒塑性變形程度較輕，晶界處存在較多的蠕變空洞。蠕變空洞在晶界處的M23C6相和一次粗大Ti(C,N）相上形核、長大，并最終導(dǎo)致蠕變斷裂；彌散分布的Ti(C,N）沉淀相在蠕變變形過程中阻礙位錯運動，提高了蠕變抗力。同時，在蠕變斷口縱截面上還觀察到少量楔型裂紋。研究表明，奧氏體不銹鋼在較高應(yīng)力下所形成的楔型裂紋會導(dǎo)致局部晶界分離，形成楔型裂紋損傷[8]；但是試驗觀察到的15-15Ti不銹鋼蠕變斷口縱截面上的微裂紋前方的晶界處存在細(xì)小的蠕變空洞，使微裂紋呈鋸齒狀，這說明微裂紋是通過蠕變空洞合并連接形成的，因此15-15Ti不銹鋼的沿晶斷裂損傷機制為晶界空洞損傷。650℃/330MPa試驗條件下，蠕變斷口晶粒變形程度較大，第二相粒子處存在蠕變空洞，蠕變空洞長大、連接而導(dǎo)致蠕變斷裂，這說明當(dāng)應(yīng)力較大時，蠕變斷裂機制類似于常溫下的韌性斷裂。

【參考文獻】：
期刊論文
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本文編號：3599970