文/大壮
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奥氏体不锈钢 经常用于制造高温设备部件，因为它们具有高强度和耐腐蚀性，因此，这些钢经常被加工成具有各种形状的部件——从薄壁管到大型铸造部件等等。
焊接和冷加工等一系列制造影响对服役蠕变的影响一直是以前大量研究的主题，这些研究考虑了诸如残余应力的引入，晶粒结构的变化增强的扩散动力学和二次相演变等因素，许多研究假设这些材料具有均匀的 微观结构 ，并且无论制造路线和特定成分的差异如何，研究结果都可以应用于其他AISI 316型钢部件。
奥氏体钢的制造路线有很多，尽管本研究中分析的 AISI 316H型钢 使用的工艺是主要的铁素体铸造工艺。
在初级铁素体凝固过程中， δ铁素体 最初是在铸造过程中形成的，镍、锰和钼从δ铁素体分离到熔体中，而铬则保留在δ铁素体晶粒中，这种局部富集导致δ铁素体枝晶上形成奥氏体，即使在凝固后，元素的扩散偏析仍在继续。
在某些地方，δ铁氧体枝晶中存在的铁素体稳定元件的浓度不足以在较低温度下稳定它;相反，它在冷却阶段被转化为维德曼施泰滕奥氏体。
由于凝固很快（即非平衡），一部分δ铁素体在室温下保留，因为没有足够的时间发生元素的广泛扩散，铸造和混合过程中的缺陷会导致合金元素分布不均匀。
奥氏体的形成破坏了δ铁素体枝晶的生长，导致 混合的微观结构 ， 在室温下，残留的δ铁素体通常在树枝状区域观察到，这些树枝状区域可以保留在最终组分中，或者在随后的制造过程中可能被均质化。
在某些情况下，残余铁素体的小体积分数可以证明对奥氏体钢的性能有益，它可以防止连续浇注材料中的 热收缩 ，增加材料的强度，并抑制纵向裂纹的形成，较高的铁素体体积分数可以通过敏化降低材料的耐腐蚀性，导致材料的热加工性能降低，并且可以促进热裂纹。
在某些条件下，铁氧体会转变为一系列次级相，通常会对材料的机械和化学性能产生有害影响，这些阶段包括气相和G期，。
Chi相是 体心立方金属间相 ，组成范围为（Fe / Ni）36铬12莫10至（铁/镍）36铬12莫3钛7.已观察到Chi相成核并优先生长成（α和δ）铁素体沉淀物，并且已观察到与M23C6碳化物沉淀物，。
气相对耐腐蚀性和室温断裂韧性有有害影响，但已被观察到不影响蠕变变形或损伤行为， G相 是面心立方（FCC）金属间相（a = 1.115至1.120 nm。
在奥氏体不锈钢中观察到的标称成分为（Ni/Fe/Cr/Mo）16（注/钛）6四6在250°C至500°C的温度范围内， G相在奥氏体钢中成核并消耗（α和δ）铁素体析出物，较高的老化温度与奥氏体的 G相 形成有关， 已发现G相会引起脆化并促进晶间断裂，。
在这项研究中，我们评估了成分和制造差异对热老化的作用，及其对蠕变性能的影响，通过比较四种成分相似但制造方法明显不同的钢部件来评估制造效果，其中一条制造路线使树枝状区域完好无损，导致微观结构存在显着的异质性，而另一种则完全均质化。
通过三个均质化组件评估浇注到铸件成分变化的影响，每个组件都有不同的成分，这些成分属于设计规范，讨论了这些差异对微观结构热演化的影响，以及对蠕变行为的相应影响，特别是残余的 局部枝突间区 ，对后续沉淀的影响和特定相的存在引起的磷的分布。
本工作中研究的标本均提取自 AISI 316H型奥氏体不锈钢部件 ，第一个试样是从锅炉集管中取出的，该集管在65°C至000°C的温度范围内和490至530Ψ的压力范围内经历了2000，2500小时的运行。
实验处于复杂的多轴应力状态（由附近的焊件复合），随后在22°C下进行100，550小时的服务后实验室热老化（空载），以研究进一步热老化的贡献，标头存在蠕变腔，并且由于蠕变开裂而失败，其他试样是 出厂管分叉 。
通过将母管弯曲 150 度角并切割弯曲区域以产生椭圆形开口来制造，使用 双道氩弧焊 （AISI 316H型填料）将过渡短截焊连接到切割区域，在这些高度加工的部件中，所有部件都在505°C下老化。
试样A老化160，000小时，有蠕变裂纹，试样B老化145，000小时，试样C老化300，000小时，均具有与集管相同的压力范围，管子处于复杂的 多轴应力状态 ，箍应力占主导地位，wt pct 中所有材料的组成见。
这两种试样的微观结构受到所采用的制造工艺的显着影响，厚壁标题显示了晶粒尺寸更细和富集铬的区域，其中原始铸件的树枝状区域尚未完全均匀化，由于在部件制造过程中施加的管材变形更严重，薄壁分岔的母体金属明显更加均匀，标本的光学显微照片，说明了 微观结构 的差异。
使用碳化硅纸和金刚石浆料连续抛光制备试样，以获得0/1 μm的表面光洁度，对于电子背散射衍射（EBSD）成像，使用 70.3 μm胶体二氧化硅 进一步的振动抛光来提高图案质量，EBSD分析是在蔡司SIGMA FEG-SEM中将试样在水平倾斜30度的情况下进行的，该样品装有DigiView <>高速相机，工作电压为<> kV，使用方向图像映射（OIM）软件（美国犹他州Ametek）收集数据。
在FEI Helios Nanolab 600i“双光束”SEM / FIB工作站中使用离子研磨制备用于透射电子分析的薄箔，提取后使用 低能耗5 kV镓离子磨机 来减少表面损伤，透射电子显微镜（TEM）和扫描透射电子显微镜（STEM）分析使用JEOL-ARM 200F进行，工作电压为200 kV。
总结了标题的两个区域和三个分岔之间的这些相位分布，以及更常见的二次相的体积分数，应该注意的是，尽管两相之间的晶格参数不同，但由于EBSD软件无法区分 铁氧体BCC结构和卡相BCC微观结构 ，因此在针状枝状区域中铁素体和chi相的体积分数是复杂的。
在锅炉集管中，在边界处注意到的唯一元素偏析是 磷偏析 （0.65 wt pct）到奥氏体 - Chi相间边界，已经预测了奥氏体-铁素体边界处的磷偏析， 应该注意的是，已经观察到周围的气沉淀物周围的铬消耗（− 1.96 wt pct）影响了当地的降水行为，分岔A显示磷偏析（12 wt pct）到奥氏体-M23C6相间边界。
原子分辨率成像显示奥氏体-气相界面处的 周期性位错 ，以及在一系列倾斜条件下池相沉淀物周围的位错密度增加，研究表明，奥氏体和气相之间的晶格失配比奥氏体和铁素体之间，格子失配更大可能在有利于磷与气相偏析而不是铁素体方面发挥作用，奥氏体-M的高分辨率图像23C6分岔边界A在边界处没有显示可比的存储位错，也没有观察到位错堆积。
这项工作中研究的四个组件都在设计规范范围内，从工厂设计的角度来看，预计性能相同，薄壁分岔的生产路线对微观结构产生了均质化影响，破坏了铸造过程中产生的树枝间区域，通过比较集管和分岔可以看出，树枝状区域及其不同的晶粒尺寸和组成。
在长时间的热老化过程中与块状材料相比，演变非常不同，老化后，树枝状区域含有比块状集管材料或均质分岔材料更广泛的第二相沉淀物，除了这些制造影响之外，成分中的微长尺度变化似乎在老化和行为中起着重要作用，这反映在这里观察到的微观结构变化以及分岔A包含 蠕变裂纹 而分岔B和C不包含蠕变裂纹的事实中。
CALPHAD模型专门用于评估奥氏体不锈钢的 热时效 ，所展示的示例之一是AISI型316H，其成分与锅炉集管相似，预测相与在标题树突间区域观察到的相之间的比较显示出显着的差异。
这可能是由于树突间区域存在局部的富含Cr的环境，然而，Yang和Busby预测的奥氏体， 西格玛相，Laves相 ，M23C6碳化物和富铁铁氧体与在分岔的更均匀的微观结构中观察到的相也没有很好的相关性，与标题材料一样，G相存在于分岔中。
在任何老化条件下， 杨和巴斯比 都无法预测这一点，这可能反映了杨和巴斯比的预测存在错误，或者G相形成只发生在非常窄的组成范围内，使得标题/分叉之间的差异导致观察到的差异。
这种成分敏感性可以解释标题中，存在的G相与分叉B和C之间的组成显着差异，以及分叉A的缺失。
与分岔相比，标题树枝状区域中存在的相差异是显着的，据观察，由于敏化和断裂韧性降低，气相对耐腐蚀性有有害影响，鉴于在本研究中检查的标题中观察到的奥氏体 - 气相边界处的位错堆积。
令人惊讶的是，它与先前研究中蠕变行为的改变无关， 甲相沉淀 物周围的Cr消耗降低了这些区域的溶质强化作用，使材料变弱，进一步增强了位错堆积的影响，基于这些因素，预计气相在蠕变损伤积累中的作用将比以前报道的更显着。
已知元素偏析会改变晶界能量，因此可以在蠕变腔成核中发挥作用，已经观察到磷可以将钢的整体蠕变率降低1000倍，可能是通过 晶界强化 ，并且还可以促进晶间腐蚀和断裂。
观察到最显着的磷会降低蠕变延展性并改变蠕变空化行为，研究表明，蠕变腔成核增强，空腔生长延缓，腔生长的延迟可能是由于强烈的 磷-空位相互作用 ，磷似乎对沉淀M的成核位置、大小和数量密度有影响23C6,这也可以改变空腔成核行为。
当然，就试样而言，奥氏体-气相间边界处的磷有望随着位错密度的增加而增强空腔成核，在分岔A中，硬二次相（M23C6），这可能导致 位错堆积 ，晶界能量的修改可以以类似的方式结合，两个标本都显示出蠕变空化和开裂，这将支持这一推理。
然而，分叉B和C没有 磷偏析 ，并且表明在这些分岔中观察到的G相中磷浓度的增加代表了该相的吸收，从而防止偏析到晶界，这减少了在碳化物-奥氏体界面形成蠕变腔的可能性。
与其他试样相比，这些分岔仅包含低密度的 蠕变腔 ，并且蠕变开裂不是故障的主要来源，尽管分叉C的使用时间几乎是其两倍，这一事实也支持了这一点。
从这些比较中可以清楚地看出，某些相组合可以通过 隔离磷 （分叉B和C中的G相）或促进偏析到相间边界（M23C6在分叉 A 或标头中的气相中），分叉A中的磷偏析比在标题中更为显着，在简单层面上，这可以说是标题中的G相与奥氏体 - 气相间边界的优先能量之间的竞争结果。
G相的P浓度明显低于分叉中的P，这不支持这一结论，相反，有人提出偏析的差异是由于复杂的因素组合，包括界面能的差异，因此，通常假设具有 “规格”成分 的所有组件在蠕变损伤预测和寿命评估方面都是相同的，这本质上是有缺陷的，由于制造影响和/或铸件之间的成分变化，某些组件容易对故障做出不同的反应。
比较了四个AISI 316H组件，所有这些都属于组合设计规范，并且从蠕变损伤预测的角度来看，预期其行为相似，然而，具体成分和制造路线的差异导致不同的微观结构，由于相进化行为随时间的变化而进一步发散。
制造的锅炉集管包含局部富含铬的树枝状区域，除了广泛的相外，还导致蠕变腔的起源和生长增强， Chi-Phase沉淀物 在蠕变空化中起着至关重要的作用，表现出位错堆积，铬的局部消耗（使局部变形）和磷偏析到Chi-Auberite相边界，特别是，后者会改变边界的能量并减小空腔成核的稳定尺寸。
一个分叉（A）显示出与锅炉集管相似的成分，但具有均匀的微观结构，没有任何可识别的树枝状区域，尽管使用了很长时间（160，000小时），但这种分叉表现出有限的 二次相演化。
蠕变腔与 M 相关23C6沉淀物，其表现出磷偏析到M23C6碳化物-奥氏体相界，其余两个分叉（B和C）含有G相沉淀物，这些沉淀物似乎将P分开并防止分离到边界。
由于上述原因，需要考虑制造和铸件到铸件变化的作用，以便准确预测部件蠕变寿命，因为它们有可能显着改变时间和失效途径，由于局部微观结构改变元素分布的影响，简单的CALPHAD预测可能不适合此目的。
