護(hù)環(huán)用Mn18Cr18N鋼室溫及高溫原位拉伸斷裂機(jī)理研究

吳雙輝，許佳麗

(哈爾濱電機(jī)廠有限責(zé)任公司，哈爾濱 150040)

0 引言

奧氏體不銹鋼是指經(jīng)適當(dāng)?shù)臒崽幚砗?，在室溫下得到單一奧氏體組織的耐腐蝕鋼。奧氏體不銹鋼具有高低溫塑性、韌性和耐腐蝕性，應(yīng)用極為廣泛[1]。Mn18Cr18N是汽輪發(fā)電機(jī)護(hù)環(huán)常用的奧氏體不銹鋼材料之一，其中C、Mn、N是穩(wěn)定奧氏體元素，使其具有無磁性，Cr元素的加入提高其耐腐蝕能力，Cr、Mn提高其淬透性，使Mn18Cr18N鋼的形變熱處理能力增強(qiáng)，通過冷變形強(qiáng)化使其具有較高的綜合力學(xué)性能[2-3]。由于護(hù)環(huán)的實(shí)際服役溫度在100 ℃左右，常規(guī)熱套工藝在300 ℃左右，火焰加熱的熱套方式由于溫度控制不穩(wěn)定而常常出現(xiàn)護(hù)環(huán)表面發(fā)藍(lán)甚至發(fā)黑的現(xiàn)象，即實(shí)際熱套溫度可能會(huì)達(dá)到600 ℃。吳雙輝等人[4]對(duì)Mn18Cr18N鋼進(jìn)行了不同熱處理過程中晶界析出物的觀察和拉伸/沖擊性能測(cè)試，結(jié)果表明：在100 ℃和300 ℃保溫8 h以上未見晶界析出物，力學(xué)性能幾乎無變化，而在550 ℃保溫8 h以上晶界碳化物的析出將導(dǎo)致界面結(jié)合強(qiáng)度降低，使材料的塑性下降，斷裂由韌性向脆性方式轉(zhuǎn)變。任濤林等[5]針對(duì)國產(chǎn)護(hù)環(huán)鋼進(jìn)行了室溫條件下帶缺口試樣的動(dòng)態(tài)原位拉伸試驗(yàn)，結(jié)果表明滑移和孿生是室溫下護(hù)環(huán)鋼的主要變形機(jī)制。林長青等[6]利用帶有拉伸臺(tái)的共焦激光掃描電鏡對(duì)Fe16Mn0．6C高錳鋼的高溫拉伸過程進(jìn)行了原位觀察，發(fā)現(xiàn)隨溫度的升高，層錯(cuò)能快速增加，當(dāng)溫度為700 ℃時(shí)，材料處于塑性的低谷期。

以上可以看出，研究護(hù)環(huán)鋼在不同溫度條件下的斷裂機(jī)理對(duì)護(hù)環(huán)生產(chǎn)、安裝和使用過程中預(yù)防失效破壞具有非常重要的意義。本文利用帶有動(dòng)態(tài)拉伸臺(tái)的掃描電鏡從微觀角度深入研究護(hù)環(huán)用Mn18Cr18N鋼在高溫拉伸狀態(tài)下性能及裂紋的萌生、擴(kuò)展和斷裂機(jī)理。

1 試驗(yàn)材料與方法

試樣用材料取自德陽萬鑫電站產(chǎn)品開發(fā)有限公司生產(chǎn)的護(hù)環(huán)中環(huán)切向部位，利用紅外碳硫儀(型號(hào)CS800)、等離子光譜儀(ICAP6300)和直讀光譜儀(型號(hào)Metal 75-80)測(cè)得各主要元素的含量，見表1。

表1 各主要元素含量

圖1所示為Mn18Cr18N鋼原位拉伸試樣尺寸圖，試樣全長為45 mm，試樣中間寬度為1.2 mm，試樣厚度為1 mm。在試樣中部兩側(cè)采用線切割加工一個(gè)半徑為9.34 mm的圓弧過渡區(qū)域，通過兩側(cè)加持端的圓弧定位到掃描電鏡的拉伸卡具上，在動(dòng)態(tài)拉伸觀察的過程中，觀察晶粒內(nèi)部滑移線變化情況，裂紋萌生、擴(kuò)展及斷裂的整個(gè)過程。

圖1 原位拉伸試樣圖

原位拉伸試樣經(jīng)200目砂紙粗磨、400目砂紙粗磨和600目砂紙細(xì)磨后，使用顆粒尺度為1～2.5 μm的金剛石噴霧劑進(jìn)行機(jī)械拋光，拋光后采用10%過飽和草酸溶液進(jìn)行電解腐蝕，最后在掃描電子顯微鏡(型號(hào)JSM-6510)上觀察，其內(nèi)置拉伸臺(tái)的最大拉伸載荷為2 kN，最大位移量為20 mm。本試驗(yàn)中采用位移載荷控制，加載速率為10 μm/min，對(duì)于高溫原位拉伸實(shí)驗(yàn)(100 ℃和600 ℃)，先以20 ℃/min升溫到預(yù)定溫度后，保溫10 min進(jìn)行原位拉伸實(shí)驗(yàn)。

2 理化分析及結(jié)果

2．1 金相組織

在室溫下奧氏體不銹鋼Mn18Cr18N組織是單一奧氏體組織，如圖2(a)所示。晶粒尺寸為100 μm左右，呈多邊形狀，在晶粒內(nèi)存在大量的滑移線和孿晶。當(dāng)溫度升高到100 ℃，保溫1 h空冷后組織如圖2(b)所示，晶粒尺度未發(fā)生明顯變化，而當(dāng)溫度升高到600 ℃，保溫1 h空冷后組織如圖2(c)所示，在晶界出現(xiàn)連續(xù)的析出物，在內(nèi)部滑移線產(chǎn)生鏈狀的析出物，對(duì)析出物進(jìn)行能譜分析，析出物為M23C6，會(huì)嚴(yán)重影響材料的綜合力學(xué)性能[7]。

圖2 室溫下奧氏體不銹鋼Mn18Cr18N原始組織

2．2 原位拉伸性能

如圖3和表2所示，從Mn18Cr18N鋼室溫及高溫原位拉伸曲線及性能對(duì)比?？梢钥闯觯煌瑴囟仍焕炀?jīng)歷了彈性階段、屈服階段、最大力階段及應(yīng)力下降階段，直至最終斷裂。材料的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、瞬斷時(shí)應(yīng)力隨著拉伸試驗(yàn)溫度的提高而逐漸減小，斷后伸長率(最大位移)、瞬斷時(shí)裂紋尺寸隨著拉伸試驗(yàn)溫度的提高而逐漸增大。

圖3 Mn18Cr18N鋼室溫及高溫原位拉伸曲線對(duì)比

表2 Mn18Cr18N鋼室溫及高溫原位拉伸性能對(duì)比

2．3 斷裂機(jī)理

2．3．1 裂紋萌生、擴(kuò)展及斷裂機(jī)理

護(hù)環(huán)鋼在不同溫度下裂紋優(yōu)先在內(nèi)部晶界處、滑移與未滑移的位錯(cuò)釘扎處萌生，裂紋擴(kuò)展到晶界而終止，但當(dāng)從試樣中部圓弧過渡邊緣產(chǎn)生裂紋與內(nèi)部裂紋合并使裂紋擴(kuò)展到一定尺寸時(shí)，單位承載力超過材料的極限強(qiáng)度而發(fā)生瞬間斷裂。整個(gè)裂紋萌生、擴(kuò)展、斷裂過程如下：

在拉伸初期，未達(dá)到屈服點(diǎn)之前，材料處于彈性階段，晶粒未發(fā)生變形，材料內(nèi)部未產(chǎn)生滑移線增殖，無明顯頸縮的現(xiàn)象發(fā)生。

材料過屈服點(diǎn)后，未達(dá)到最大拉應(yīng)力前，晶粒發(fā)生變形，在晶粒內(nèi)部(包括孿晶)出現(xiàn)滑移線增殖現(xiàn)象(圖4(a))，無滑移線的晶粒產(chǎn)生單滑移線，有單滑移線的晶粒出現(xiàn)與原單滑移呈一定角度的多滑移線(圖4(b))，而高溫600 ℃，保溫29 min時(shí)在晶界及滑移線產(chǎn)生析出物(圖4(c))，在此階段過程中，隨著應(yīng)力的增加，滑移線快速增殖，滑移線變粗變密，到達(dá)晶界處由于位錯(cuò)釘扎而發(fā)亮，同時(shí)晶粒被逐漸拉長并發(fā)生頸縮現(xiàn)象(圖5)。

圖4 滑移線增殖

圖5 頸縮現(xiàn)象

過了最大力后，隨位移增加，力緩慢下降過程中，滑移線增多，在晶界及滑移區(qū)與未滑移區(qū)產(chǎn)生位錯(cuò)釘扎，也就是高亮區(qū)，產(chǎn)生微裂紋，微裂紋沿著垂直于拉應(yīng)力方向切割滑移線向晶粒內(nèi)部擴(kuò)展，當(dāng)裂紋擴(kuò)展到晶界或?qū)\晶處而停止(圖6)。

圖6 內(nèi)部裂紋萌生及擴(kuò)展

在力快速下降過程中，從試樣中部圓弧過渡邊緣產(chǎn)生裂紋，當(dāng)裂紋擴(kuò)展到一定尺寸時(shí)，中部優(yōu)先萌生的微裂紋互相合并與邊緣裂紋合并后發(fā)生瞬間斷裂(圖7)。

圖7 邊緣裂紋萌生、擴(kuò)展直至斷裂

2．3．2 擴(kuò)展方式及斷裂形式

采用掃描電鏡對(duì)垂直于斷裂面的表面進(jìn)行觀察，室溫及高溫100 ℃下裂紋以穿晶方式進(jìn)行擴(kuò)展，而高溫600 ℃下由于在晶界及滑移線處有析出物產(chǎn)生，使裂紋以沿晶和穿晶混合方式進(jìn)行擴(kuò)展。室溫及高溫100 ℃微觀斷口可見大量的韌窩和微小空洞，而在高溫600 ℃時(shí)，存在解理特征，并在解理面上有較深的韌窩和孔洞，斷裂形式由韌性斷裂向準(zhǔn)解理斷裂方式轉(zhuǎn)變(圖8)。

3 結(jié)論

(1) Mn18Cr18N鋼在不同溫度下裂紋萌生以滑移線增殖引起的位錯(cuò)釘扎處、晶界處或邊緣圓弧應(yīng)力集中處為主，擴(kuò)展方式以穿晶或沿晶和穿晶混合方式為主。

(2) 建議護(hù)環(huán)在熱套過程中嚴(yán)格控制熱套溫度，避免晶界處產(chǎn)生析出物而使材料的性能惡化。可通過現(xiàn)場(chǎng)金相檢查手段確認(rèn)熱套后護(hù)環(huán)的組織變化。

(3) 通過原位觀察發(fā)現(xiàn)裂紋擴(kuò)展止裂于晶界和孿晶處。因此，通過優(yōu)化制造工藝以細(xì)化護(hù)環(huán)鋼的晶?？赡軐?duì)提高護(hù)環(huán)鋼的止裂能力有利。