郑 全 钟巍华 黎军顽 白 冰 杨 文
(1.中国原子能科学研究院，北京 102413; 2. 上海大学 材料科学与工程学院，上海 200444)
T91钢是在T9(9Cr- 1Mo)钢的基础上通过降低C含量，控制N、Al含量，添加V、Nb研制的高强度马氏体耐热钢，具有优良的高温力学性能，被广泛用于过热器、再热器、蒸汽管道及核电领域的快堆蒸汽发生器、超高温反应堆压力容器等[1- 4]。T91钢制零部件曾发生过多起超温服役导致的失效事故[5- 8]。为确保能安全使用T91钢零件，需研究T91钢在高温下长时间服役后组织和性能的变化[9- 11]。
近年来，国内外对T91钢在高于服役温度下的蠕变性能及组织变化进行了研究。Guguloth等[12]研究了T91钢在600～700 ℃、30～180 MPa应力条件下的蠕变性能和微观结构；
黄金督[13]研究了T91钢在700～800 ℃、12～40 MPa条件下蠕变试验5～2 042 h后的微观结构；
张道刚等[14]研究了T91钢在710～730 ℃、20 MPa条件下蠕变试验1 000～1 170 h后的微观组织及韧性；
晏井利等[15]研究了T91钢在800 ℃、12～36 MPa条件下蠕变试验52～1 008 h后的微观结构。然而，对T91钢在700 ℃蠕变试验后的组织和性能的研究较少，也缺少长时间(>5 000 h)蠕变试验后钢的性能和组织变化的研究。
本文对T91钢进行了700 ℃、不同应力条件下持续10 000 h以上的蠕变试验，并研究了T91钢的蠕变变形及断裂机制，可为建立和修正T91钢的加速热时效模型[16]、评估使用寿命、预测剩余寿命及扩展应用范围等提供依据。
试验用材料为T91钢棒材，其化学成分如表1所示。蠕变试验采用标准棒状试样，按GB/T 2039—2012《金属材料 单轴拉伸蠕变试验方法》制备，标距段长25 mm、直径5 mm，如图1所示。蠕变试验在MTS GWT1104型蠕变机上进行，试验温度为700 ℃，试验应力为40～120 MPa；
为计算蠕变激活能，获取了725 ℃/100 MPa、675 ℃/100 MPa条件下的稳态蠕变速率。蠕变试验结束后采用扫描电子显微镜(scanning electron microscope, SEM)分析断口特征。
表1 研究用T91钢的化学成分(质量分数)Table 1 Chemical composition of the investigated T91 steel (mass fraction) %
图1 蠕变试样尺寸Fig.1 Dimension of the creep specimen
2.1 蠕变试验
图2为T91钢的700 ℃蠕变试验结果。图2表明，T91钢在700 ℃、40～120 MPa应力条件下的蠕变过程均显示出减速蠕变、稳态蠕变和加速蠕变3个阶段，具有典型的金属蠕变特征。在减速蠕变阶段，回复软化速率小于加工硬化速率，蠕变速率随时间增加而减小，材料处于弹性损伤状态，该阶段在蠕变全过程中所占比例较小；
在稳态蠕变阶段，加工硬化速率与回复软化速率接近，蠕变速率基本不变且最小，材料处于弹塑性损伤状态；
在加速蠕变阶段，孔洞和微裂纹产生、扩大及微观结构发生变化，导致蠕变速率随时间的延长而增大，试样测试段横截面减小，最终断裂[17- 18]。在700 ℃，随着蠕变应力的增大，钢的蠕变速率增大，稳态蠕变阶段缩短，蠕变断裂时间缩短。
图2 T91钢的700 ℃蠕变曲线Fig.2 Creep curves of the T91 steel at 700 ℃
2.2 蠕变参数
蠕变断裂时间和稳态蠕变速率是表征材料蠕变性能的关键参数[17]。蠕变断裂时间反映材料的持久性能，是高温结构件强度设计和材料寿命估算的重要依据[17,19]。在温度恒定、蠕变变形机制不变时，蠕变断裂时间与蠕变应力之间的关系遵循：
tr=Bσ-v
(1)
式中：tr为蠕变断裂时间；
σ为蠕变应力；
B、v分别为与温度、应力相关的因数[3]。可采用式(1)根据高应力、短时蠕变数据预测材料在低应力下的蠕变断裂时间[3]。
按式(1)对T91钢的700 ℃蠕变试验结果进行拟合(如图3所示)，获得蠕变断裂时间与应力之间的关系为：
图3 T91钢700 ℃蠕变寿命- 应力图Fig.3 Creep life versus stress at 700 ℃ for the T91 steel
tr=5.466×1015σ-7.269
(2)
稳态蠕变速率是材料稳态蠕变阶段的应变速率，是高温长时间服役零件的重要设计参数[17,20]。稳态蠕变速率反映材料的主要蠕变变形机制，因此稳态蠕变速率也是材料微观结构参数与宏观力学性能之间的纽带[21- 23]。稳态蠕变速率与蠕变应力之间的关系可用Dorn方程表示：
(3)
在温度恒定的条件下，式(3)可简化为：
(4)
按式(4)拟合(如图4所示)求得T91钢的700 ℃稳态蠕变速率与蠕变应力之间的关系：
图4 T91钢700 ℃稳态蠕变速率- 蠕变应力图Fig.4 Steady creep rate versus creep stress at 700 ℃ for the T91 steel
(5)
由式(5)可见，T91钢的700 ℃蠕变应力指数为7.767。相关研究[21,25]表明，对于铁素体/马氏体(F/M)耐热钢，蠕变应力指数n=1，蠕变机制为扩散蠕变；
n=3，主要蠕变机制为位错滑移；
n=5，主要蠕变机制为位错攀移；
n>7，主要为位错通过Orwan机制绕过第二相粒子。因此，T91钢的主要变形机制为位错通过Orwan机制绕过析出相。
蠕变应力恒定时，式(3)可简化为：
(6)
结合在675～725 ℃、100 MPa应力条件下获得的稳态蠕变速率数据，按式(6)拟合(如图5所示)求得T91钢的700 ℃蠕变激活能为686.16 kJ/mol。
图5 在100 MPa蠕变应力下T91钢的稳态蠕变速率- 温度图Fig.5 Steady creep rate versus temperature under creep stress of 100 MPa for the T91 steel
(7)
研究表明，λ与加速蠕变阶段的蠕变变形、应变集中时局部开裂敏感性、蠕变塑性及最终蠕变断裂的机制相关[26- 27]。如果温度和蠕变应力不变，则λ为常数，可用来确定特定试验条件下试样蠕变断裂的主要机制[26- 27]。表2为T91钢在700 ℃、不同应力下λ的计算值。相关研究[26,28]显示，λ为1.0～2.5时，加速蠕变阶段的蠕变、断裂主要是由空洞长大引起的；
λ为2.5～5.0时，加速蠕变阶段的蠕变主要是位错运动所致，最终发生颈缩断裂；
λ>5时，蠕变断裂的主要原因是析出相长大。因此，T91钢在700 ℃、60～120 MPa应力条件下的蠕变断裂主要是析出相粗化所致，在40 MPa应力下主要由位错运动引起。
表2 T91钢在700 ℃、不同应力下的蠕变损伤容许量系数Table 2 Creep damage tolerance factor at 700 ℃ under different stresses for the T91 steel
2.3 蠕变塑性
图6为T91钢的700 ℃蠕变断后伸长率、断面收缩率随蠕变应力的变化。图6表明，随着蠕变应力的增大，断后伸长率增大，断面收缩率则先增大，当蠕变应力增大至一定值(100 MPa)后，由于接近颈缩变形的极限而无明显变化。
图6 蠕变应力对T91钢700 ℃蠕变试验后断后伸长率(a)和断面收缩率(b)的影响Fig.6 Effect of creep stress on elongation(a) and area reduction(b) of the T91 steel after creep test at 700 ℃
图7为T91钢在700 ℃、不同应力条件下蠕变试验后试样断口的微观形貌。由图7可见，在不同应力下蠕变试验后试样断口的主要特征均为韧窝，表明所有试样均发生了微孔聚集型韧性断裂；
在40 MPa应力下蠕变试验的试样断口韧窝较浅，说明材料塑性较差，与断后伸长率、断面收缩率较小相吻合。此外，断口韧窝内还有球状或块状析出物，如图8所示，能谱分析结果(表3)表明其主要是碳化物。
表3 图8中析出物的成分(质量分数)Table 3 Compositions of the precipitates shown in Fig.8 (mass fraction) %
图7 在700 ℃及120(a)、100(b)、80(c)、60(d)和40 MPa(e)应力下蠕变试验后T91钢试样断口的微观形貌Fig.7 Micrographs of fractures of the T91 steel specimens after creep tests at 700 ℃ under stresses of 120(a),100(b),80(c),60(d) and 40 MPa(e)
图8 T91钢蠕变试样断口的球状(a)和块状(b)析出物Fig.8 Spherical(a) and bulk(b) precipitates at fracture of the T91 steel creep specimen
式(4)是拟合稳态蠕变速率与应力间关系的常用公式，但在研究与T91钢相似的以析出相或第二相弥散强化材料的蠕变时，会因颗粒状析出物阻碍位错运动而获得很高的应力指数和蠕变激活能，影响对蠕变机制的精确判断[21]。本文计算得到的T91钢的应力指数大于F- M钢各种蠕变变形机制的本征应力指数，蠕变激活能大于T91钢中Fe和主要合金元素Cr、Mo的自扩散激活能[17,21]，因此为合理解释T91钢的真实蠕变机制，对式(4)引入门槛应力进行修正：
(8)
式中：σth为门槛应力，蠕变应力低于门槛应力时，蠕变变形机制不再是指定n值所代表的蠕变变形机制[21]。关于T91钢在700 ℃的可能的主要蠕变变形机制，按式(7)分别取n=1(扩散蠕变)、3(黏性滑移)和5(位错攀移)[21]，对各应力稳态蠕变速率进行拟合，结果(图9)表明，n=5时拟合曲线与试验结果吻合度最高(R2=0.999 86)。因此，判断T91钢在700 ℃、高应力条件下的实际蠕变变形机制为位错攀移。将n=5代入式(7)得到T91钢的700 ℃门槛应力值为46.26 MPa。
图9 T91钢在700 ℃按应力指数n为1(a)、3(b)和5(c)拟合的稳态蠕变速率- 蠕变应力关系图Fig.9 Relation of steady- state creep rate to creep stress fitted according to stress indexes n of 1(a), 3(b) and 5(c) at 700 ℃ for the T91 steel
因为门槛应力大于40 MPa，所以蠕变应力降低至40 MPa时主要变形机制会发生变化。相关研究表明此时应力指数约为1，蠕变变形主要机制为Nabarro- Herring扩散蠕变[21- 22]。蠕变应力较低导致T91钢难以通过位错攀移传导形变，因此变形性能降低，这与蠕变塑性分析结果中蠕变应力为40 MPa的试样断后伸长率、断面收缩率均最小，蠕变断口韧窝较浅相吻合。根据蠕变损伤容许量系数的计算结果判断，T91钢在700 ℃/40 MPa条件下的稳态蠕变变形主要受扩散蠕变控制，进入加速蠕变阶段后裂纹扩展、试样颈缩，试样测试段横截面减小[29]，导致试样承受的应力增大，位错运动进而断裂。
(1)在700 ℃，随着蠕变应力的增大，T91钢稳态蠕变速率增大，蠕变断裂时间缩短，断后伸长率和断面收缩率均增大。
(2)T91钢在700 ℃蠕变试验的断裂类型主要为微孔聚集型韧性断裂。根据应力指数判断，蠕变应力为60～120 MPa时稳态蠕变机制为位错攀移；
蠕变应力为40 MPa时稳态蠕变机制为扩散蠕变。