丁 寻1,黄 晨2,李荣生1
(1.中国航空制造技术研究院,北京 100024;2.中国原子能科学研究院,北京 102413)
摘 要: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。
关键词:15-15Ti不锈钢;蠕变断口形貌;位错蠕变;沿晶断裂;穿晶断裂
中图分类号:TG111.8 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2020)07-0070-04
0 引 言
在能源需求与环境保护的双重压力下,为保障国家社会经济的可持续发展,新一代核能发电系统的研发显得尤其重要。随着世界核能技术的不断发展,钠冷快堆因具有安全性及经济性优势而成为我国发展第四代核能系统的首选堆型之一。快堆中的燃料包壳 是 堆 芯 中 最 重 要 的 结 构,其 服 役 环 境 为550~750 ℃、100~180dpa的高温、强中子辐照环境,这给包壳材料的性能提出了新的挑战。目前,常用的快堆包壳候选材料主要有奥氏体不锈钢、铁素体/马氏体钢和氧化物弥散强化钢(ODS钢),其中:铁素体/马氏体钢的耐辐照稳定性最好,可耐高达200dpa的中子辐照,但因具有高温蠕变脆性而应用范围受限[1];ODS钢的高温蠕变性能较好,但制备工艺复杂,焊接性能与疲劳性能方面的研究尚不充分[2-3]
;奥氏体不锈钢因具有良好的高温蠕变性能、辐照稳定性、耐腐蚀性、与燃料的相容性、焊接性能和加工性 能 等 优 点,成 为 重 点 发 展 的 快 堆 包 壳 材料[4]。目前,常用的快堆包壳奥氏体不锈钢包括改进型 316Ti不 锈 钢 和 15-15Ti不 锈 钢。 其 中 15-15Ti不锈钢的高温蠕变性能和辐照稳定性优于改进型316Ti不锈钢的,因此15-15Ti不锈钢是最有
发展前 景 的 先 进 快 堆 包 壳 材 料。目 前,国 内 有 关15-15Ti不锈钢性能方面的研究较少,尤其是蠕变性能方面的研究更少。因此,作者分别在600,650,700 ℃下对国产15-15Ti不锈钢进行了不同应力水平的蠕变试验,对其蠕变变形机理与断裂机理进行了分析,为奥氏体不锈钢快堆包壳材料的设计和应用提供试验依据。
1 试样制备与试验方法
试验材料为宝钢研制的15-15Ti不锈钢棒,冷加工量约为20%,其化学成分见表1,显微组织如图1所示,可知,15-15Ti不锈钢的原始显微组织为变形奥氏体组织,以及少量一次粗大的 Ti(C,N)相和弥散分布的 Ti(C,N)沉淀相,晶粒内有大量孪晶,晶界处分布着少量形状不规则的 M23C6 相。
按照 GB/T228.1-2010,在试验钢棒材上加工出尺寸为?5mm×25mm 的蠕变试样,按照 GB/T2039-1997,在 600,650,700 ℃ 下分别选取 4~5个应力水平,采用 RWS50型电子高温蠕变持久强度试验机进行恒载荷蠕变试验,不同温度下的应力如表2所示。蠕变试验结束后,用 LeicaDM6000M型 光 学 显 微 镜 和 ZEISSULTRA55型 扫 描 电 镜(SEM)观察蠕变断口形貌。
2 试验结果与讨论
2.1 蠕变性能
由图2可知: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,15-15Ti不锈钢的蠕变稳态阶段越来越明显,蠕变寿命延长,蠕变伸长率减小。根据15-15Ti不 锈 钢 蠕 变 曲 线 的 特 点,采 用Norton公式描述其蠕变过程[5],即蠕变变形是在应力和原子热激活的联合作用下发生的,是由温度和应力两个因素共同决定的,表达式为
式中:ε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lgε 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。
2.2 蠕变断口形貌
选取蠕变寿命为1912,62h,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图3 15-15Ti不锈钢在不同温度下的稳态蠕变速率与应力的关系曲线较 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 ℃/330 MPa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。
3 结 论
(1)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,15-15Ti不锈钢的蠕变稳态阶段越来越明显,蠕变寿命延长,蠕变伸长率减小。
(2)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;晶界粗大的 M23C6 相和一次 Ti(C,N)相促进蠕变空洞的形核与长大,从而减弱其抵抗蠕变变形的能力。