在700°C下，含有5 wt.%氧化铝的奥氏体钢中的界面不稳定性及蠕变损伤演变

《Journal of Materials Research and Technology》：Interfacial instability and creep damage evolution in a 5 wt.% Al alumina-forming austenitic steel at 700 oC

　　赵小静|邓晓|王志刚|田德阳|杜海明|冯静|孙红英|王辉
中国安阳市安阳工业大学Duxing学院，455000

摘要：700°C先进超超临界发电厂的发展对结构材料提出了迫切需求，这些材料需要填补传统不锈钢与昂贵超级合金之间的性能差距。本研究的目的是评估在700°C下，含有5 wt.%氧化铝形成奥氏体（AFA）钢的沉淀物演变、变形行为和蠕变损伤之间的相关性。在120至250 MPa的应力范围内进行的蠕变试验得出的表观应力指数为5.77。蠕变变形与位错攀移控制机制一致，这一过程受到沉淀物与位错之间相互作用的影响显著。然而，这种高铝含量的合金表现出明显的微观结构权衡：NiAl相在蠕变过程中逐渐粗化，而Fe2(Nb, Mo)型Laves相则相对稳定。随着NiAl相体积分数的增加，σ相的形成驱动力也随之增加。此外，这些脆性σ相的沉淀会降低基体的稳定性。由此产生的界面不兼容性会促进局部应力集中和损伤积累，这一发现与测得的蠕变损伤容忍度因子（λ = 9.15）一致。因此，最终失效可以更合理地解释为与微观结构退化和空洞聚合相关的损伤过程。上述结果表明，添加5%的铝（Al）并不能有效平衡抗氧化性能和蠕变过程中的结构稳定性。然而，未来仍需进行系统的成分验证。

1. 引言
将先进超超临界（A-USC）发电厂的运行温度提高到700°C和35 MPa对于优化热效率和减少环境影响至关重要[1]、[2]。在这些温度下，过热器和再热器合金面临的主要挑战是由蠕变应力和蒸汽诱导的氧化共同引起的退化[3]。传统的铬形成钢在高压力蒸汽中常常会发生“反应性蒸发”，其中保护性的Cr2O3氧化层与水蒸气反应生成挥发性CrO2(OH)2，导致金属快速损耗[4]、[5]。氧化铝形成奥氏体（AFA）钢通过促进致密的、热力学稳定的α-Al2O3层的生长来克服这一限制，这种层在潮湿环境中提供的扩散屏障远优于铬[3]、[6]。虽然增加铝含量有助于确保保护性α-Al2O3层的形成和长期稳定性，但其对蠕变条件下奥氏体基体微观结构稳定性的影响尚未得到充分阐明。特别是，高铝含量会显著改变相平衡，并可能加速金属间化合物的沉淀，从而改变蠕变变形和损伤机制。因此，最近的合金设计策略倾向于使用相对较高的铝含量，以在恶劣服役条件下保持形成和维持保护性α-Al2O3层的能力[7]、[8]。然而，这种铝的富集加剧了一个关键的冶金冲突：提高抗氧化性的同时引发了严重的微观结构不稳定性[9]。高铝含量会显著改变相平衡，并可能加速B2-NiAl和Laves等金属间化合物的沉淀及其随后的粗化，同时还会形成少量的σ相[10]、[11]。B2-NiAl通常是主要的金属间相，既作为保护性氧化层的“储存库”，也具有一定的机械强化作用[12]、[13]。这些相在700°C下的形成和快速演变不仅耗尽了基体中的溶质强化剂，还影响了从稳态蠕变到三级蠕变的转变。

作为关键的高温工程结构材料，AFA钢的蠕变抗力在确保运行安全方面起着至关重要的作用。人们普遍认为细小的NbC相是多种AFA钢中的有效强化相，因为它具有较高的热稳定性和抗粗化能力[14]、[15]、[16]。然而，已有报道指出AFA钢中会形成较大的NbC沉淀物，由于其粗大的尺寸，导致强化效果有限[17]、[18]、[19]。这些沉淀物具有较高的抗溶解性，其贡献程度强烈依赖于成分和热历史[20]、[21]。此外，NbC的粗化已被证明会损害耐腐蚀性。鉴于这些发现，本研究采用了结合成分设计和严格碳控制的综合方法。

除了碳化物强化外，金属间化合物（B2-NiAl、Laves、σ相）在AFA钢的蠕变性能中也起着关键作用，尤其是在高铝系统中[8]、[14]、[22]、[23]。其中，B2-NiAl通常是主要的金属间相，既能强化基体，又能维持氧化铝形成的铝储备[24]。相比之下，Laves相的效果取决于成分和条件，而σ相通常被认为是一种有害的脆性成分，会降低延展性并促进损伤局部化[25]、[26]。尽管在之前的AFA研究中讨论了这些相的影响，但在约5 wt.%铝含量的合金中，这些沉淀物的竞争性演变及其与蠕变损伤的关系仍不够清楚。相反，脆性且硬的σ相的存在对AFA钢有害，导致韧性降低和断裂敏感性增加。

尽管有这些认识，关于铝含量达到5.0 wt.%时AFA钢的确切失效路径仍存在显著的知识空白，特别是B2相和Laves相演变之间的竞争如何驱动蠕变空洞的形成。基于2.5-3.5 wt.%铝钢的现有模型可能无法完全解释高铝系统中观察到的加速脆化现象。本研究调查了一种超低碳含量的5 wt.%铝AFA钢，旨在减少大量碳化物沉淀的影响，从而更好地突出金属间相在蠕变过程中的作用。通过减少而非完全消除碳化物沉淀的贡献，当前合金设计使得B2-NiAl、Laves和σ相关特性的稳定性能够更清晰地被研究。通过系统的蠕变试验和电子显微镜分析，本文描述了700°C下位错介导的蠕变、沉淀物演变和损伤积累之间的耦合关系。

2. 实验
采用真空感应熔炼法制备了Fe-15Cr-30Ni-0.6Nb-5.5Al（wt.%）AFA钢锭。钢的化学成分详见表1。实际成分与名义设计非常接近。该合金设计具有超低碳和锰（Mn）含量，并添加了适量的铌（Nb），以抑制大量碳化物沉淀并便于评估蠕变过程中的金属间相演变。一个26公斤的锭材被锻造成大约90 mm × 55 mm × 960 mm的长方体棒材。然后在1150°C下热轧至最终厚度约为13.5 mm的板材。热轧AFA钢的微观结构如图1(a)所示，显示出晶界处有少量沉淀物的变形晶粒。

表1. AFA钢的名义和实测化学成分（wt.%）
| 名义成分 | 实测成分 |
|--------------|--------------|
| Fe | 14.8 |
| Cr | 30.0 |
| Ni | 5.5 |
| Nb | 2.0 |
| Al | 5.5 |
| Mo | 0.0 |
| B | <0.02 |
| C | <0.02 |
| Cu | <0.02 |

图1. 蠕变试验前的AFA钢微观结构（a）和蠕变试样示意图（b）。

从加工后的热轧钢板中提取蠕变试样，并加工成图1(b)所示的狗骨形状。蠕变试验使用配备伸长计的RD-50蠕变试验机进行，伸长计为HEIDENHAIN/ST1288线性编码器，最小分辨率为0.01 μm。对于持续时间少于5,000小时的试验，数据以10分钟为间隔记录。标尺范围为0-10 mm。蠕变试验程序符合GB/T 2039-2024“金属材料 - 单轴拉伸蠕变试验方法”标准。所有蠕变试验均在700°C下进行，施加恒定应力，温度控制在±2°C范围内。为确保温度均匀分布，在试样的上、中、下部分各安装了三个热电偶。根据相同温度下钢的拉伸性能，选择了120 MPa、170 MPa、210 MPa和250 MPa的施加应力。每个试样加热至试验温度后保持20分钟，然后进行恒载蠕变直至断裂。试验后，试样冷却至室温。

图2. 700°C下AFA钢的拉伸应力-应变曲线（a）、蠕变应变-时间曲线（b）和蠕变速率-时间曲线（c）。

为了进行微观结构分析，从距断裂表面约2.5 mm的标距部分切割样品。这些样品用2000目砂纸仔细打磨，然后进行机械抛光和电解抛光。抛光使用的电解液由高氯酸和无水乙醇按90:10的体积比配制。电解抛光在30-40 V电压和0.8 A电流下进行20-30秒。电子背散射衍射（EBSD）分析使用FEI Nova 450扫描电子显微镜和EBSD探测器进行。高倍率扫描的步长为0.06-0.1 μm，低倍率扫描的步长为0.1-0.2 μm。对于相分数和晶粒尺寸分析，每种条件至少扫描三个代表性区域，总分析面积超过0.262 mm2。晶粒尺寸采用等效圆直径法确定。晶体取向和纹理数据使用Channel 5软件包（HKL Technology）处理。微观结构表征使用场发射扫描电子显微镜（FE-SEM）进行，配备能量色散光谱（EDS）和EBSD探测器，以及透射电子显微镜（TEM，F200）。TEM样品在含有95%甲醇和5%高氯酸的电解液中通过双喷射抛光制备，温度为-30°C，电压为45 V。此外，还使用聚焦离子束系统（FIB，Thermo Scientific Scios 2 Dual Beam）制备了蠕变材料的TEM样品。

3. 结果与讨论
3.1. 蠕变性能和蠕变机制
AFA钢的高温拉伸性能如图2(a)所示。在700°C下，该合金的抗拉强度为578.2 MPa，屈服强度为509.6 MPa，伸长率为53.0%。这些结果表明，该合金在700°C的温度下仍保持相对较高的强度和延展性。

随后，在四个恒定应力水平下进行了单轴拉伸蠕变试验直至断裂，结果总结在图2(b)和图2(c)中。值得注意的是，将施加应力从250 MPa降低到120 MPa显著延长了蠕变断裂寿命，从26.8小时延长到397.2小时，强调了蠕变耐久性对应力大小的敏感依赖性。如图2(c)所示，蠕变曲线表现出三个特征阶段：初级阶段（蠕变速率下降）、稳态阶段（次级蠕变）和三级阶段（蠕变加速）。显然，稳态阶段占总蠕变寿命的很大比例。在此范围内，测量的蠕变速率曲线有轻微波动。然而，由于测试系统的分辨率限制以及未在额外温度下重复试验，这些波动在这里被描述为实验特征，而不是独立的机制指标。

在蠕变变形过程中，假设第二相沉淀物与位错之间的相互作用影响了蠕变速率的演变。早期蠕变速率的下降与位错运动受阻一致，而随后的增加可能反映了变形过程中强化效率的逐渐降低。这些观察结果与之前关于类似AFA钢的报告一致[14]、[23]。值得注意的是，随着应力水平的增加，稳态阶段的持续时间缩短。在最大应力250 MPa时，几乎无法区分出明确的稳态区域，表明在高应力条件下蠕变抗力降低。从初级阶段到稳态阶段的转变标志着最小蠕变速率的逐渐增加，从120 MPa升至250 MPa时，最小蠕变速率从0.008 % h-1增加到0.141 % h-1。

为了阐明主导的变形机制，使用幂律公式评估了最小蠕变速率与施加应力之间的关系。稳态蠕变速率通常通过计算蠕变曲线中稳态阶段的斜率来确定，即单位时间的应变增量。蠕变速率对应力的依赖性可以通过Dorn定律进行数学描述，该定律考虑了施加的应力、蠕变温度、表观激活能和材料常数[27]。这种关系通常表示为：(1)其中 是稳态蠕变速率，A是与材料相关的常数， 是表观应力指数，R是气体常数，Qap是表观激活能，T是热力学温度。对方程(1)两边取对数后得到：(2)当蠕变温度恒定时，有：(3)其中K是常数，方程(3)可以重写为：(4)在固定温度下，ln 与 lnσ 的直线的斜率可以提供关于表观应力指数nap的见解。根据图3(a)中的拟合结果，AFA钢在700°C时的表观应力指数为5.77。测得的应力指数应被视为一个受微观结构影响的参数。表观应力指数5.77超过了理想的5，这表明蠕变变形与位错介导的机制有关。然而，这个值应该与阈值应力效应和演变的沉淀物结构一起解释，而不是作为单一速率控制机制的直接证据[28]，[29]。观察到的偏离理想幂律行为表明存在一个阈值应力(σth)。这个阈值应力在物理上归因于次级相沉淀物（特别是Laves相和NiAl相）所施加的持续钉扎效应，这些沉淀物对位错运动构成了强大的障碍[30]，[31]。显著的σth的存在强调了弥散强化在维持奥氏体基体在700°C下的高温蠕变抗力中的关键作用[3]，[32]。粗化的σ相颗粒的存在对材料力学性能不利，因为这种脆性的金属间化合物会降低局部延展性，并加剧相界附近的应力集中[23]，[38]。图7(c)中明显显示出位错相互作用：一些位错通过Orowan弯曲绕过沉淀物（黄色箭头），而其他位错在沉淀物界面处形成堆积（图7(d)，黄色箭头）。这种位错堆积可能会在局部产生高应力区域，为长期变形过程中微孔的形成提供潜在位置。这些位错-沉淀物相互作用模式与文献中的报道一致[41]，[42]。图8展示了在700°C、120 MPa应力下经过蠕变测试后的AFA钢的详细TEM微观结构。如图8(a)所示，蠕变后的晶粒细化到纳米级别，其中分布着高密度的位错和细小的沉淀物。暗场图像（图8(b)）揭示了位错网络中的缺陷相关特征（绿色箭头），这与高温变形过程中的空位辅助恢复过程一致。然而，过多的空位聚集可能会引发材料损伤。了解这些空位的形成对于阐明蠕变机制和预测高温使用寿命非常重要[43]。图8(c)显示了一个包含堆垛缺陷的区域（红色箭头），表明位错通过纳米沉淀物发生了剪切。这种剪切过程通常与较小的沉淀物相关，并且受温度、应变率和颗粒大小的影响，如图8(d)（红色箭头）所示。EDS分析确定这些纳米沉淀物为富Nb、Mo和Fe的Laves相。晶界形态通过与沉淀物的相互作用而演变，形成了与典型线性边界不同的凹弧形轮廓。这种剪切机制与较大沉淀物观察到的Orowan绕过现象有根本不同，反映了位错-颗粒相互作用的强烈尺寸依赖性。

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图8. 在700°C/120 MPa条件下蠕变后的AFA钢的TEM图像。(a, c, d) 明场，(b) (a)的暗场，(c) (a)中绿色圆圈内的详细区域

图9展示了在700°C、120 MPa应力下蠕变后的AFA钢的EDS元素分布图。分析表明，蠕变后的AFA钢中主要存在的次级相为NiAl相、Laves相和粗化的σ相。具体来说，NiAl相富含Ni和Al，Laves相富含Nb、Mo和Fe，而σ相富含Cr、Mo和Fe。这些成分特征与点EDS结果一致。B2-NiAl相的粗化过程伴随着Ni和Al的原子扩散。NiAl相的粗化消耗了Ni和Al元素，导致相邻微区域中Cr和Fe的富集。伴随着这种元素重新分布，这种微分离为长期蠕变过程中σ相的沉淀创造了有利条件。EDS区域扫描结果（图9）显示，σ相周围存在显著的Cr富集区，而Ni和Al的含量显著减少，这支持了元素重新分布有助于σ相沉淀的观点。实验证据揭示了在700°C蠕变过程中B2-NiAl相、Laves相和σ相之间的复杂动力学竞争。虽然连贯的B2-NiAl沉淀物提供了重要的分散强化作用——表现为显著的阈值应力。此外，过量的Al含量可能通过改变相稳定性和蠕变过程中的局部元素分配来增加σ相形成的倾向。这种有害的σ相作为局部应力集中的场所，促进了快速损伤积累和过早失效。因此，未来的合金设计必须权衡Al富集以提高抗氧化性与保持奥氏体基体长期相稳定性之间的关键平衡。

3.3. 断裂形态和蠕变失效机制
蠕变损伤容忍因子（λ）被广泛认为是评估材料蠕变性能的关键参数。平均蠕变率与最小蠕变率之间的线性关系表明，断裂行为与所研究应力范围内的蠕变动力学密切相关。可以证明，当前合金表现出一种关系，支持使用λ作为描述蠕变变形与损伤积累之间耦合的指标。然后λ可以表示为[45]：
(6)
其中εr是蠕变断裂应变。由于平均蠕变率（εavg）等于蠕变应变除以断裂寿命，方程6简化为λ=(εavg/ min)。文献中将不同的λ值与不同的主导蠕变损伤机制联系起来[46]，[47]。λ ≈ 1表示蠕变变形可以忽略不计且发生脆性断裂。当1.5 ≤ λ ≤ 2.5时，损伤主要是由位错运动和合金元素扩散在微观结构中形成空洞引起的。初始空洞通过扩散机制形成，随后通过持续的位错活动生长。当λ ≥ 5时，蠕变损伤主要归因于沉淀物粗化和位错密度降低。对实验数据（图10）的分析得出λ = 9.15。λ值超过5通常表明微观结构退化（如沉淀物粗化或亚结构演变）在蠕变损伤中起重要作用[48]，[49]。位错在第二相障碍物上的攀移会加速蠕变速率。方程(6)表明，蠕变寿命的减少与λ值的增加相关。在当前合金中，λ值为9.15表明渐进的微观结构退化（包括沉淀物粗化和亚结构演变）对蠕变损伤有显著贡献。

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图10. 测试的AFA钢的平均蠕变率与最小蠕变率之间的关系。(a) 平均蠕变率与最小蠕变率，(b) 断裂时间与最小蠕变率
Monkman和Grant首次提出的方程[50]可以量化最小蠕变率与蠕变断裂时间之间的相关性。这个数学公式称为Monkman-Grant (M-G)方程，表示为：
(7)
其中tr代表蠕变断裂时间，min表示最小蠕变率，m和c是与材料相关的常数。图10(b)展示了测试的AFA钢的M-G关系，显示出lntr与ln min之间的线性关系，斜率为0.939。指数接近1（m≈1）表明断裂受应变控制，表明空洞演变与基体位错蠕变之间存在基本耦合。这种机制对应于基体变形限制的空洞生长：空洞生长可能与周围基体的变形和界面损伤的逐步发展相关[51]。因此，损伤容忍因子（λ）成为断裂延展性的内在因素。虽然线性关系确认了应力范围内的不变失效机制，但它强调了一个关键敏感性：微观结构退化（例如，晶界沉淀物粗化）会不可避免地降低损伤容忍度，无论合金的蠕变强度如何。这种关系允许可靠地预测700°C下AFA钢在不同应力水平下的蠕变断裂寿命。

在钢材中，微裂纹和微孔的形成先于最终蠕变断裂。这些缺陷在施加应力下传播，直到穿过截面，导致试样断裂。图11展示了显示微孔分布的纵向断裂微观结构。在所研究的应力范围内，损伤的整体形态保持相似，尽管较高应力加速了空洞和裂纹的积累和连接。因此，不同应力条件下的微裂纹分布具有相似的特征。微孔主要出现在含有NiAl相和σ相的带状区域；它们在传播过程中沿着这些带状区域和应力轴延伸。空洞分布是根据靠近断裂表面的多个纵向截面的SEM图像量化的。根据形态和成分对比，手动分类了空洞的成核位置。对断裂附近区域的分析表明，大多数识别的空洞与含有σ相和/或NiAl的界面相关。这一结果表明，抑制粗化、机械不相容的界面区域的形成可能有助于提高蠕变损伤抗性。

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图11. 在700°C/120 MPa条件下蠕变后的AFA钢的纵向截面形态和孔洞的SEM图像。(a) 120 MPa，(b) 170 MPa，(c) 210 MPa，(d) 250 MPa
蠕变损伤容忍因子λ是评估材料在应变集中下局部开裂倾向的关键参数[38]，[52]。因此，λ作为评估材料蠕变损伤机制的可靠指标。此外，研究还表明，蠕变过程中形成的粗化σ相对AFA钢的蠕变性能有不利影响。合金基体中存在脆性和硬质的第二相（如σ相）容易在施加应力下引起应力集中[40]。图12中的证据进一步支持了这一结论。σ相被鉴定为富含Cr和Fe的金属间化合物。σ相的形成可能与NiAl粗化过程中的元素重新分配引起的局部Cr富集有关。长时间蠕变暴露期间σ相的沉淀导致σ/NiAl界面处的成分分配和晶体学不相容性。这些相之间的晶格参数和弹性模量的不匹配可能限制了局部塑性适应。因此，在稳态蠕变过程中，位错倾向于在相界处积累。由于应力集中，空洞倾向于优先在σ/NiAl界面处成核，它们的生长和聚合导致最终断裂。这些观察表明，测试合金中的蠕变损伤与沉淀物粗化、界面不相容性以及空洞的逐步成核和聚合密切相关。

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图12. 700°C/120 MPa条件下蠕变后裂纹位置的SEM图像和EDS图谱
这种界面不稳定性为后续蠕变过程中的损伤演变奠定了微观结构基础。蠕变断裂是由于在持续高温载荷下与空洞相关的损伤的逐步积累、生长和聚合造成的。使用扫描电子显微镜（SEM）检查了样品的断裂微观结构。如图13所示，SEM结果提供了关于蠕变断裂特征的见解，其特征与韧性断裂相似。宏观上，试样在断裂前经历了显著的变形（特别是颈缩），大大减少了截面面积（图13 (a1-d1)）。颈缩过程是非均匀的，导致断裂表面呈椭圆形而非圆形（图13 (a2-d2)）。更高倍数的视图（图13(a3-d3)）显示断裂表面有明显的应力集中和众多微孔。在所有测试应力（120、170、210和250 MPa）下，特征性的空洞形态在当前观察尺度上基本相似。当应变超过材料的塑性变形阈值时，空洞的形成变得明显。空洞的逐步积累减少了有效承载截面面积。断口观察显示了显著的颈缩、椭圆形断裂轮廓和众多微孔，这与涉及逐步损伤积累的蠕变断裂过程一致。因此，断裂表面支持了纵向截面证据，即空洞成核、生长和连接主导了最终失效过程。

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图13. 蠕变断裂的SEM图像。(a1-a3) 120 MPa，(b1-b3) 170 MPa，(c1-c3) 210 MPa，(d1-d3) 250 MPa

4. 讨论
研究的5 wt.% Al AFA钢在700°C下的蠕变响应特征是明显的应力指数（nap）为5.77和显著的阈值应力（σth）为40.23 MPa。在经典蠕变分析中，接近5的应力指数通常与简单系统中的位错攀移控制蠕变相关[53]。然而，在像当前钢这样的复杂多相合金中，应力指数不应被视为单一速率控制机制的直接证据[54]。应将其与阈值应力效应、沉淀物稳定性以及蠕变过程中的沉淀物-位错相互作用结合起来解释，而不是作为单一速率控制机制的直接证明。这种解释与之前关于AFA钢的研究结果一致，这些研究表明，明显的蠕变动力学不仅取决于位错过程，还取决于沉淀物的稳定性和相竞争[43]。存在一个阈值应力进一步支持了沉淀物介导的强化在当前合金中的重要作用。在本研究的背景下，阈值应力可以解释为由于沉淀物钉扎、热激活的位错绕过以及位错从第二相障碍物上脱离的共同效应而产生的有效阻力。特别是，NiAl富集沉淀物和Fe2(Nb, Mo)型Laves相的共存提供了一个分散的障碍网络，限制了稳态蠕变阶段的位错运动。这一发现与文献中的普遍共识[3]、[9]、[14]、[22]、[38]一致，这些共识认为AFA钢的蠕变抗力主要受沉淀物的稳定性、间距和分布的影响，而不仅仅取决于任何单一相的存在。随着蠕变时间的增加，沉淀物的结构变得动态化。NiAl富集相经历了渐进的粗化，并伴随着局部元素的重新分布。这一过程减少了有效障碍物的数量密度，增加了强化特征之间的特征间距。因此，沉淀物强化效应随时间变得不那么有效。同时，σ相的增强表明在蠕变过程中局部相稳定性逐渐下降。这种行为更合理地解释为沉淀物之间的耦合扩散、溶质分配和热力学竞争的结果，而不仅仅是一个简单的单步相变。据报道，在其他AFA钢中也观察到了类似的相竞争现象。B2-NiAl、Laves相、NbC和σ相的相对稳定性被发现强烈依赖于化学成分和暴露时间[55]。随着B2-NiAl沉淀物体积分数的增加，B2相优先消耗Ni、Al和一部分Cu，导致剩余FCC基体中σ相形成元素（如Fe、Cr和Mo）的相对富集。这反过来增强了σ相的局部沉淀驱动力。通过软件计算得到了B2相体积分数与σ相形成驱动力之间的关系。如表2所示，在700°C的高温下，随着B2相体积分数从0增加到16.575 vol.%，σ相的真实驱动力从834.53 J/mol增加到973.37 J/mol。这一结果定量证实了NiAl演变引起的局部Cr富集显著增加了σ相沉淀的热力学驱动力。这一发现与EDS元素映射得到的结果高度一致，从而为观察到的耦合相演变提供了坚实的热力学基础。表2. B2相体积分数与σ相形成驱动力之间的关系。B2 NiAl 相/ vol.% 0 5.5 11 16.575 归一化驱动力 /10.103 14 0.109 56 0.114 58 0.120 30 真实驱动力 / J·mol-1 834.53 886.47 92 7.09 973.37微观结构证据表明NiAl粗化和σ相富集是竞争性和同时发生的。在Fe-Cr-Ni奥氏体系统中，σ相在中间温度下是热力学上有利的，特别是在局部Cr富集的区域[38]、[55]。在目前的5 wt.% Al AFA钢中，NiAl沉淀物的形成和随后的粗化似乎改变了基体内的局部元素分配。这反过来促进了长期暴露期间有利于σ相沉淀的局部条件[56]。这表明相稳定性可能不是一个孤立的现象，而是由成分重新分布和扩散驱动的平衡所控制的。在蠕变的早期阶段，沉淀物保持相对细小，对位错运动提供了有效的阻力。随着暴露时间的延长，粗化降低了这种强化效率，促进了位错的绕过，并加速了第三阶段。损伤分析的一个关键发现是，在分析的接近断裂区域，大多数空洞与含有σ相和/或NiAl富集的界面相关。这些刚性金属间化合物与周围延展性γ基体之间的界面代表了显著的弹性模量不匹配和有限的塑性兼容性。在持续的蠕变载荷下，预计在这些界面处会发生位错堆积和局部应变集中。此外，这些不连续的界面可能成为空位积累的潜在位置，从而促进空洞的形核[49]、[57]。应力集中和空位聚集的联合效应为当前合金中微孔的起始提供了合理的微观结构基础。这种解释也与蠕变损伤研究的更广泛理解一致，在这些研究中，第二相界面和机械不相容区域经常被确定为优先的空洞形核位置。蠕变损伤容忍因子λ = 9.15进一步为这种失效模式提供了定量支持。λ值超过5通常表明失效是由渐进的微观结构退化（如沉淀物粗化和相变）驱动的，而不是纯粹由应变率控制的空化[14]、[38]、[54]。σ/NiAl界面在机械上是不相容的，在长期蠕变条件下可能成为空位积累的有利位置。空位在界面处积累形成空位簇，最终演变成微孔。在这种合金中，强化相的持续粗化降低了钉扎效率，同时增加了界面应力，导致在最终断裂之前的局部承载能力丧失[47]。基于上述分析，当前AFA钢的蠕变变形和断裂过程可以如图14所示进行示意性总结。下载：下载高分辨率图像（625KB）下载：下载全尺寸图像图14. 700°C下AFA钢在蠕变过程中的微观结构演变和断裂机制的示意图，强调了从位错介导的蠕变到界面控制的损伤的转变。总之，尽管相对较高的Al含量对AFA钢中保护性α-Al2O3鳞片的形成起着重要作用[3]、[56]，但它显然引入了关于长期相稳定性的挑战。当前高Al AFA钢的蠕变行为最好理解为一个涉及沉淀物演变、位错介导的变形和界面损伤积累的耦合过程。从稳态蠕变到第三阶段蠕变的转变主要由沉淀物强化的逐渐丧失和相损伤的发展所控制。在蠕变条件下，优异的抗氧化性能和微观结构完整性之间的权衡可能是设计下一代高Al奥氏体合金的关键限制。5. 结论在这项研究中，对一种新型Fe-15Cr-30Ni-5Al基AFA钢在700°C下进行了蠕变断裂试验，恒定应力范围从120到250 MPa。相应的微观结构演变和蠕变性能得到了系统的表征。主要结论总结如下：(1) 测量的应力指数（n = 5.77）和阈值（σth = 40.23 MPa）应力表明，700°C下的蠕变变形与受第二相相互作用强烈影响的位错攀移控制机制一致。NiAl和Laves相有助于位错运动，而σ相的发展在机械上是不利的。(2) 在蠕变过程中，NiAl颗粒经历了明显的粗化，由于σ相形成的驱动力增加，σ相变得更加明显。这些相的演变似乎与长期高温暴露期间的元素重新分配有关，表明相稳定性在蠕变响应中起着重要作用。(3) 在分析的接近断裂区域，蠕变空洞主要出现在σ/NiAl富集的界面处。这表明在持续载荷下，界面边界是损伤起始的关键位置，可能是由于局部应力集中和有限的塑性适应。(4) 蠕变损伤容忍因子（λ = 9.15）表明断裂受到稳态蠕变过程中渐进的微观结构退化的影响，而不仅仅由瞬时蠕变率控制。(5) 在当前的蠕变条件下，Laves相（Fe2(Nb, Mo)在纳米尺度上保持相对稳定，并继续对合金中的颗粒强化做出贡献。同时，与恢复相关的微观结构细化和GND密度的降低与蠕变过程中的亚晶粒演变一致，这可能促进沉淀物粗化并加速损伤的发展。尽管相对较高的Al含量已被证明对AFA钢的抗氧化性能有益，但当前结果表明还必须考虑蠕变条件下的长期相演变。因此，在设计用于高温服务的高Al奥氏体合金时，氧化性能和微观结构稳定性之间的平衡是一个关键考虑因素。利益冲突作者声明没有利益冲突。数据可用性声明支持本研究发现的数据可在合理请求下从相应作者处获得。