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Inman S B, He M R, Baker A J, et al. Accelerated Creep Profiling: A High-Throughput Thermal-and Stress-Gradient Approach Applied to Additive and Wrought Stainless Steel[J]. International Journal of Plasticity, 2026: 104680.
Inman, Samuel B., et al. "Accelerated Creep Profiling: A High-Throughput Thermal-and Stress-Gradient Approach Applied to Additive and Wrought Stainless Steel." International Journal of Plasticity (2026): 104680. (): .
Inman, S. B., He, M. R., Baker, A. J., Dingreville, R., & Boyce, B. L. (2026). Accelerated Creep Profiling: A High-Throughput Thermal-and Stress-Gradient Approach Applied to Additive and Wrought Stainless Steel. International Journal of Plasticity, 104680., .
背景简介
蠕变通常在高同系温度（高于熔点的0.3-0.5倍）下发生，但许多金属即使在屈服强度以下的应力条件下，在室温（RT）附近也会产生显著的蠕变应变，即所谓的室温蠕变（RT creep）或冷蠕变（cold creep）。室温蠕变除引起尺寸不稳定和应力松弛外，还可加速疲劳和高温蠕变条件下的材料退化，对工程结构的长期服役安全构成潜在威胁。
316L奥氏体不锈钢因其优异的耐腐蚀性和力学性能，被广泛应用于核能、航空航天及精密制造等领域。近年来，激光粉末床熔融（LPBF）等增材制造（AM）技术为制备复杂构型的316L构件提供了新途径，但其与传统锻造材料在微观组织上存在显著差异，AM材料具有独特的位错胞状结构和纳米析出相分布，这些差异对室温蠕变行为的影响尚不明确。
传统蠕变测试效率低下，确定激活能和激活体积通常需要数年时间。本研究针对这一瓶颈，开发了一种结合应力梯度与热梯度的高通量（HiTp）蠕变测试方法，在单次实验中同时获取25个准独立测量点的蠕变数据，将传统需要四年完成的数据集压缩至两个月内完成，为高效表征近室温低温蠕变机制提供了全新范式。
成果介绍
（1）研究采用多截面试样设计，等宽截面试样（图1a）用于热梯度蠕变测试，不同宽度截面试样（图1b）用于应力梯度蠕变测试。多个试样通过适配器串联（图1c），同时施加载荷，利用数字图像相关（DIC）技术实时采集各截面应变，配合热电偶与红外热像仪精确监测温度分布（<2℃/截面内温差）。图1d-i为两种材料的EBSD取向图与KAM图，可见AM材料晶粒明显粗大，且晶内错向更高，反映了LPBF快速凝固遗留的更高几何必要位错密度。测试规模达104个持续两周的蠕变曲线，覆盖室温至约120℃的温度范围以及75%-100% σYS的应力范围；AM材料和锻造316L的室温σYS分别为500 MPa和367 MPa。
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图1 a、b) 多规试样尺寸；c) 用于将试样串联起来的适配器装置。试样（绿色）滑入适配器（蓝色）的凹槽中；d-i) 各组成材料的EBSD图及相应的KAM图。
（2）热梯度蠕变曲线与模型拟合。图2给出了在各自σYS下，AM（图2a、c）和锻造材料（图2b、d）跨热梯度的25条蠕变拟合曲线与原始DIC应变数据，以及拟合残差（图2e、f）。所有曲线均呈对数时间依赖性，随温度升高蠕变量增大。AM材料最终塑性应变为约0.8%-5.7%，锻造材料约为1.2%-4.5%。残差在早期时刻较大，后期趋于随机分布，表明对数蠕变模型对本阶段的蠕变行为具有良好描述能力。由热梯度提取的表观激活能Q分别为337 kJ/mol（AM）和191 kJ/mol（锻造）。
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图2 在各材料的σYS应力下进行热梯度蠕变试验时，a) 增材制造材料和 b) 锻造材料的蠕变曲线拟合结果。c) 增材制造材料和 d) 锻造材料通过DIC测得的蠕变应变，以及 e) 增材制造材料和 f) 锻造材料的拟合残差。拟合残差定义为从应变数据中减去拟合应变后的值，正值表示过拟合，负值表示欠拟合。
（3）AM材料蠕变前后TEM/STEM微观组织对比与位错耗竭机制。图3a、b为AM 316L蠕变前后的低倍TEM明场像，均可观察到位错胞结构（dislocation cell structure），但蠕变后柱状胞内位错密度明显降低（图3d：线截距法统计，由蠕变前16.1条/μm降至蠕变后9.0条/μm，P=0.0001）。图3c为多尺度位错动力学示意图，展示了从溶质钉扎到位错耗竭的全过程：自由（可动）位错在应力驱动下滑移，遭遇溶质原子等短程障碍暂时钉扎，最终在晶界或胞壁等不可越障碍处完全耗竭，宏观上表现为对数蠕变速率递减。图3e（蠕变前高倍TEM）显示位错沿{111}滑移面整齐排布，呈平直共线形貌；图3f（蠕变后）则出现明显的非线性弯曲形貌，反映溶质钉扎引发的弓弯效应及更强障碍（林位错、溶质团簇）处的长程弯曲。
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图3 AM 316L的透射电子显微镜（TEM）微观图像：a) 350 小时室温（RT）蠕变前；b) 蠕变后。c) 未应变和已应变条件下位错动力学的多尺度可视化。d) 位错单元边界之间柱状区域内线性截距位错密度的镜像核密度估计分布。e) AM 316L在σYS下进行350小时室温蠕变之前的高倍率透射电子显微镜微观图像，以及f) 蠕变之后的高倍率透射电子显微镜微观图像
（4）锻造材料蠕变前后TEM微观组织对比。图4a（蠕变前高倍TEM）显示锻造316L具有来自轧制与退火热处理的规则化直线位错网络，大量共线位错段沿{111}晶面整齐排布；图中还可见经EBSD（图1d、f）证实的退火孪晶界。图4b（蠕变后）中，原始规整直线位错段已消失，代之以弱钉扎（近线性）和强钉扎（急剧折弯、位错塞积）共存的混合形貌，同时可见位错塞积区和SAED衍射斑，与位错在各类障碍（林位错、退火孪晶界）处受阻堆积的物理图像一致。原有直线位错段的消失表明它们已在蠕变过程中作为滑移载体贡献了塑性变形或已被完全耗竭。
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图4 经热加工的316L钢在σYS（357 MPa）下进行350小时室温蠕变前（a）和蠕变后（b）的高倍透射电子显微镜照片
致谢
作者谨向Sebastian Gomez在LPBF样品制备方面的协助以及Damion Cummings在FIB操作方面的支持表示感谢。感谢Kevin Garber、Nathan Brown和Stephen House就实验装置设置所进行的宝贵讨论及贡献。本文第一作者：Inman S B（Sandia National Laboratories），本文通讯作者：Boyce B L（Sandia National Laboratories）。
本期小编 唐 瑞（整理）
吴林森 （校对）
郭子键 （审核）
董乃健 （发布）
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