护环用Mn18Cr18N钢室温及高温原位拉伸断裂机理研究

吴双辉，许佳丽

(哈尔滨电机厂有限责任公司，哈尔滨 150040)

0 引言

奥氏体不锈钢是指经适当的热处理后，在室温下得到单一奥氏体组织的耐腐蚀钢。奥氏体不锈钢具有高低温塑性、韧性和耐腐蚀性，应用极为广泛[1]。Mn18Cr18N是汽轮发电机护环常用的奥氏体不锈钢材料之一，其中C、Mn、N是稳定奥氏体元素，使其具有无磁性，Cr元素的加入提高其耐腐蚀能力，Cr、Mn提高其淬透性，使Mn18Cr18N钢的形变热处理能力增强，通过冷变形强化使其具有较高的综合力学性能[2-3]。由于护环的实际服役温度在100 ℃左右，常规热套工艺在300 ℃左右，火焰加热的热套方式由于温度控制不稳定而常常出现护环表面发蓝甚至发黑的现象，即实际热套温度可能会达到600 ℃。吴双辉等人[4]对Mn18Cr18N钢进行了不同热处理过程中晶界析出物的观察和拉伸/冲击性能测试，结果表明：在100 ℃和300 ℃保温8 h以上未见晶界析出物，力学性能几乎无变化，而在550 ℃保温8 h以上晶界碳化物的析出将导致界面结合强度降低，使材料的塑性下降，断裂由韧性向脆性方式转变。任涛林等[5]针对国产护环钢进行了室温条件下带缺口试样的动态原位拉伸试验，结果表明滑移和孪生是室温下护环钢的主要变形机制。林长青等[6]利用带有拉伸台的共焦激光扫描电镜对Fe16Mn0．6C高锰钢的高温拉伸过程进行了原位观察，发现随温度的升高，层错能快速增加，当温度为700 ℃时，材料处于塑性的低谷期。

以上可以看出，研究护环钢在不同温度条件下的断裂机理对护环生产、安装和使用过程中预防失效破坏具有非常重要的意义。本文利用带有动态拉伸台的扫描电镜从微观角度深入研究护环用Mn18Cr18N钢在高温拉伸状态下性能及裂纹的萌生、扩展和断裂机理。

1 试验材料与方法

试样用材料取自德阳万鑫电站产品开发有限公司生产的护环中环切向部位，利用红外碳硫仪(型号CS800)、等离子光谱仪(ICAP6300)和直读光谱仪(型号Metal 75-80)测得各主要元素的含量，见表1。

表1 各主要元素含量

图1所示为Mn18Cr18N钢原位拉伸试样尺寸图，试样全长为45 mm，试样中间宽度为1.2 mm，试样厚度为1 mm。在试样中部两侧采用线切割加工一个半径为9.34 mm的圆弧过渡区域，通过两侧加持端的圆弧定位到扫描电镜的拉伸卡具上，在动态拉伸观察的过程中，观察晶粒内部滑移线变化情况，裂纹萌生、扩展及断裂的整个过程。

图1 原位拉伸试样图

原位拉伸试样经200目砂纸粗磨、400目砂纸粗磨和600目砂纸细磨后，使用颗粒尺度为1～2.5 μm的金刚石喷雾剂进行机械抛光，抛光后采用10%过饱和草酸溶液进行电解腐蚀，最后在扫描电子显微镜(型号JSM-6510)上观察，其内置拉伸台的最大拉伸载荷为2 kN，最大位移量为20 mm。本试验中采用位移载荷控制，加载速率为10 μm/min，对于高温原位拉伸实验(100 ℃和600 ℃)，先以20 ℃/min升温到预定温度后，保温10 min进行原位拉伸实验。

2 理化分析及结果

2．1 金相组织

在室温下奥氏体不锈钢Mn18Cr18N组织是单一奥氏体组织，如图2(a)所示。晶粒尺寸为100 μm左右，呈多边形状，在晶粒内存在大量的滑移线和孪晶。当温度升高到100 ℃，保温1 h空冷后组织如图2(b)所示，晶粒尺度未发生明显变化，而当温度升高到600 ℃，保温1 h空冷后组织如图2(c)所示，在晶界出现连续的析出物，在内部滑移线产生链状的析出物，对析出物进行能谱分析，析出物为M23C6，会严重影响材料的综合力学性能[7]。

图2 室温下奥氏体不锈钢Mn18Cr18N原始组织

2．2 原位拉伸性能

如图3和表2所示，从Mn18Cr18N钢室温及高温原位拉伸曲线及性能对比。可以看出，不同温度原位拉伸均经历了弹性阶段、屈服阶段、最大力阶段及应力下降阶段，直至最终断裂。材料的抗拉强度、屈服强度、瞬断时应力随着拉伸试验温度的提高而逐渐减小，断后伸长率(最大位移)、瞬断时裂纹尺寸随着拉伸试验温度的提高而逐渐增大。

图3 Mn18Cr18N钢室温及高温原位拉伸曲线对比

表2 Mn18Cr18N钢室温及高温原位拉伸性能对比

2．3 断裂机理

2．3．1 裂纹萌生、扩展及断裂机理

护环钢在不同温度下裂纹优先在内部晶界处、滑移与未滑移的位错钉扎处萌生，裂纹扩展到晶界而终止，但当从试样中部圆弧过渡边缘产生裂纹与内部裂纹合并使裂纹扩展到一定尺寸时，单位承载力超过材料的极限强度而发生瞬间断裂。整个裂纹萌生、扩展、断裂过程如下：

在拉伸初期，未达到屈服点之前，材料处于弹性阶段，晶粒未发生变形，材料内部未产生滑移线增殖，无明显颈缩的现象发生。

材料过屈服点后，未达到最大拉应力前，晶粒发生变形，在晶粒内部(包括孪晶)出现滑移线增殖现象(图4(a))，无滑移线的晶粒产生单滑移线，有单滑移线的晶粒出现与原单滑移呈一定角度的多滑移线(图4(b))，而高温600 ℃，保温29 min时在晶界及滑移线产生析出物(图4(c))，在此阶段过程中，随着应力的增加，滑移线快速增殖，滑移线变粗变密，到达晶界处由于位错钉扎而发亮，同时晶粒被逐渐拉长并发生颈缩现象(图5)。

图4 滑移线增殖

图5 颈缩现象

过了最大力后，随位移增加，力缓慢下降过程中，滑移线增多，在晶界及滑移区与未滑移区产生位错钉扎，也就是高亮区，产生微裂纹，微裂纹沿着垂直于拉应力方向切割滑移线向晶粒内部扩展，当裂纹扩展到晶界或孪晶处而停止(图6)。

图6 内部裂纹萌生及扩展

在力快速下降过程中，从试样中部圆弧过渡边缘产生裂纹，当裂纹扩展到一定尺寸时，中部优先萌生的微裂纹互相合并与边缘裂纹合并后发生瞬间断裂(图7)。

图7 边缘裂纹萌生、扩展直至断裂

2．3．2 扩展方式及断裂形式

采用扫描电镜对垂直于断裂面的表面进行观察，室温及高温100 ℃下裂纹以穿晶方式进行扩展，而高温600 ℃下由于在晶界及滑移线处有析出物产生，使裂纹以沿晶和穿晶混合方式进行扩展。室温及高温100 ℃微观断口可见大量的韧窝和微小空洞，而在高温600 ℃时，存在解理特征，并在解理面上有较深的韧窝和孔洞，断裂形式由韧性断裂向准解理断裂方式转变(图8)。

3 结论

(1) Mn18Cr18N钢在不同温度下裂纹萌生以滑移线增殖引起的位错钉扎处、晶界处或边缘圆弧应力集中处为主，扩展方式以穿晶或沿晶和穿晶混合方式为主。

(2) 建议护环在热套过程中严格控制热套温度，避免晶界处产生析出物而使材料的性能恶化。可通过现场金相检查手段确认热套后护环的组织变化。

(3) 通过原位观察发现裂纹扩展止裂于晶界和孪晶处。因此，通过优化制造工艺以细化护环钢的晶粒可能对提高护环钢的止裂能力有利。