國(guó)產(chǎn)P92鋼低周疲勞性能與斷裂特征研究

張 振， 胡正飛， 范立坤， 王 濱

（1.同濟(jì)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海市金屬功能材料開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海201804；2.上海材料研究所 上海市工程材料應(yīng)用評(píng)價(jià)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海200437）

隨著電力工業(yè)的高速發(fā)展，高參數(shù)、大容量的超超臨界機(jī)組在我國(guó)得到了迅速發(fā)展，而發(fā)電機(jī)組關(guān)鍵部件的服役行為是熱電廠運(yùn)行安全評(píng)價(jià)的主要內(nèi)容.其中電站鍋爐四大管道厚壁部件在啟停時(shí)，內(nèi)部流體溫度的急劇變化會(huì)引起沿壁厚方向的溫差熱應(yīng)力.電站鍋爐在運(yùn)行期間也總是處在調(diào)峰運(yùn)行狀態(tài)，因此，鍋爐結(jié)構(gòu)也會(huì)承受內(nèi)部流體壓力變化，這些都使得鍋爐管道經(jīng)歷低周疲勞運(yùn)行，從而對(duì)材料造成疲勞損傷.由于電站鍋爐又是在較高溫度下服役的，因此高溫蠕變及低周疲勞是鍋爐材料損傷失效的主要原因［1］.

P92鋼是近年來超超臨界電站鍋爐系統(tǒng)的關(guān)鍵材料，它比其他鐵素體合金鋼具有更強(qiáng)的高溫強(qiáng)度、蠕變性能和更優(yōu)良的抗腐蝕性能、抗氧化性能，同時(shí)其抗熱疲勞性、導(dǎo)熱系數(shù)和膨脹系數(shù)又遠(yuǎn)優(yōu)于奧氏體不銹鋼［2］.P92鋼是在P91鋼基礎(chǔ)上采用復(fù)合－多元強(qiáng)化手段，適當(dāng)降低Mo的質(zhì)量分?jǐn)?shù)至0.30%～0.60%、加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.50%～2.00%的 W 并形成以W為主的W－Mo復(fù)合固溶強(qiáng)化，加入N形成間隙固溶強(qiáng)化，加入V、Nb和N形成氮化物彌散沉淀強(qiáng)化及加入微量的B（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.001%～0.006%）形成晶界強(qiáng)化.P92鋼在600℃下的許用應(yīng)力和持久強(qiáng)度比P91鋼提高了近20%［3］，已成為超超臨界機(jī)組的重要用鋼之一，其主要用于制造主蒸汽管道和鍋爐集箱等部件［4］.現(xiàn)階段，國(guó)內(nèi)熱電領(lǐng)域?qū)92鋼的需求大部分依賴進(jìn)口，國(guó)內(nèi)雖然實(shí)現(xiàn)了P92鋼國(guó)產(chǎn)化，但相關(guān)基礎(chǔ)研究和工程應(yīng)用研究尚缺乏基礎(chǔ)數(shù)據(jù)，且國(guó)內(nèi)對(duì)P92鋼的研究主要集中在焊接、加工成形和熱處理［5］等方面，對(duì)其低周疲勞性能的研究報(bào)道不多.

筆者通過應(yīng)變控制下某國(guó)產(chǎn)P92鋼在室溫20℃和高溫600℃下的低周疲勞性能試驗(yàn)，比較了不同溫度條件下P92鋼低周疲勞性能及其影響因素，并利用掃描電鏡對(duì)P92鋼試樣斷口形貌進(jìn)行了分析，從微觀角度探討P92鋼的疲勞損傷規(guī)律與裂紋萌生擴(kuò)展機(jī)理.

1 試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

所研究的P92材料是國(guó)內(nèi)某鋼廠已經(jīng)實(shí)現(xiàn)量產(chǎn)的P92管材.試驗(yàn)材料從商品化管材上直接截取，疲勞試樣取樣方向?yàn)楣艿赖目v向.表1給出了ASTM A335—2003《高溫設(shè)備用無縫鐵素體合金鋼管標(biāo)準(zhǔn)規(guī)范》［6］規(guī)定的P92鋼化學(xué)成分及所研究材料的化學(xué)成分.試驗(yàn)所用國(guó)產(chǎn)P92鋼的拉伸力學(xué)性能見表2.

表1 P92鋼的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of different P92steels %

表2 國(guó)產(chǎn)P92鋼的拉伸力學(xué)性能Tab.2 Tensile properties of domestic P92steel

1.2 試驗(yàn)過程

參考標(biāo)準(zhǔn)GB／T 15248—2008《金屬材料軸向等幅低循環(huán)疲勞試驗(yàn)方法》，低循環(huán)疲勞試驗(yàn)在MTS－809電液伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行.控制方式為總應(yīng)變控制，應(yīng)變速率為0.004s－1，采用三角波形，應(yīng)變比R＝－1，試驗(yàn)溫度分別為20℃和600℃.高溫試驗(yàn)配有 MTS652.01電阻加熱爐，控溫精度為±1K，內(nèi)部保溫30min后開始疲勞試驗(yàn)，疲勞試樣如圖1所示.采用Quanta 200FEG場(chǎng)發(fā)射環(huán)境掃描電子顯微鏡對(duì)疲勞試樣斷口形貌進(jìn)行觀察.

2 疲勞壽命分析

2.1 循環(huán)應(yīng)變幅－壽命關(guān)系

對(duì)于單軸疲勞壽命的計(jì)算，有著名的Manson－Coffin關(guān)系式［7］

圖1 疲勞試樣尺寸示意圖（單位：mm）Fig.1 Schematic diagram of the fatigue specimen（unit：mm）

式中：Nf為循環(huán)周次；為 總 應(yīng) 變分 別 為疲勞強(qiáng)度系數(shù)和疲勞延性系數(shù)；E為彈性模量；b0、c0分別為疲勞強(qiáng)度指數(shù)和疲勞延性指數(shù).

利用Manson－Coffin關(guān)系式分別對(duì)不同溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼的單軸疲勞壽命進(jìn)行了擬合，得到相關(guān)疲勞參數(shù)見表3.通常塑性材料的疲勞延性指數(shù)c0為－0.7～－0.5［8］，表中數(shù)值在此范圍內(nèi)，表明P92鋼具有良好的塑性.

表3 不同溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼Manson－Coffin疲勞參數(shù)Tab.3 Manson－Coffin fatigue parameters of domestic P92steel at different temperatures

圖2為2種溫度下P92鋼的應(yīng)變幅－壽命曲線.從圖2（a）可以看出，疲勞數(shù)據(jù)點(diǎn)均在曲線附近，波動(dòng)很小，表明P92鋼單軸疲勞壽命結(jié)果與Manson－Coffin公式計(jì)算結(jié)果相符，使用 Manson－Coffin公式可以對(duì)P92鋼的單軸疲勞壽命進(jìn)行預(yù)測(cè).由試驗(yàn)結(jié)果可知，加載應(yīng)變幅越大，疲勞壽命越低，由此可知P92鋼對(duì)應(yīng)變幅的變化較為敏感，同時(shí)材料的低周疲勞壽命不僅取決于外加總應(yīng)變幅的大小，而且與溫度也密切相關(guān).在較低應(yīng)變幅下合金的疲勞壽命較長(zhǎng)，即在高溫下滯留的時(shí)間更長(zhǎng)，而氧化損傷又是與時(shí)間和溫度相關(guān)的，因而在較低應(yīng)變幅下合金的疲勞壽命隨溫度的升高而降低，在此階段溫度對(duì)合金的疲勞壽命起主導(dǎo)作用；而在較高應(yīng)變幅下合金的抗疲勞能力較低，此時(shí)總應(yīng)變幅對(duì)疲勞性能的影響起主導(dǎo)作用.比較2條曲線可以看出，當(dāng)應(yīng)變幅從高到低變化時(shí)，室溫下的疲勞壽命顯著高于600℃時(shí)的疲勞壽命，且應(yīng)變幅越小，溫度對(duì)壽命的影響越顯著.在疲勞變形期間，高溫環(huán)境對(duì)材料產(chǎn)生氧化作用，在滑移帶處及疲勞裂紋尖端的塑性區(qū)形成氧化物薄膜，這些脆性很大的氧化物薄膜在外加應(yīng)力作用下極易開裂，同時(shí)溫度的升高使裂紋萌生速率加快［9］，這些都使得疲勞裂紋更容易擴(kuò)展從而導(dǎo)致斷裂發(fā)生.所以應(yīng)變幅和溫度的提高是造成材料單軸疲勞壽命降低的主要原因.

圖2 2種溫度下P92鋼的應(yīng)變幅－壽命曲線Fig.2 Strain amplitude－fatigue life curves of P92 steel at two temperatures

圖2（b）為試驗(yàn)用國(guó)產(chǎn)P92鋼及進(jìn)口P92鋼［10］在20℃和600℃條件下的應(yīng)變幅－壽命曲線.由圖2（b）可以看出，室溫下國(guó)產(chǎn)P92鋼與進(jìn)口P92鋼的低周疲勞壽命大致相同；而在高溫條件下，在相同總應(yīng)變幅下，進(jìn)口P92鋼的低周疲勞壽命高于國(guó)產(chǎn)P92鋼，這說明國(guó)產(chǎn)P92鋼在高溫下的疲勞性能有待進(jìn)一步改善.

2.2 循環(huán)應(yīng)力－應(yīng)變關(guān)系

在低周疲勞條件下，由于外加循環(huán)應(yīng)力高于材料的屈服強(qiáng)度，此時(shí)除產(chǎn)生彈性應(yīng)變外，還會(huì)產(chǎn)生塑性應(yīng)變.應(yīng)力與塑性應(yīng)變?chǔ)舙的關(guān)系可由Holomon關(guān)系［7］表達(dá)，即

式中：K為強(qiáng)度系數(shù)，具有應(yīng)力量綱，MPa；n為應(yīng)變硬化指數(shù)，當(dāng)n＝0時(shí)表示無應(yīng)變硬化，應(yīng)力與塑性應(yīng)變無關(guān)，是理想塑性材料.

根據(jù)試驗(yàn)數(shù)據(jù)得到2種溫度下的循環(huán)應(yīng)力－應(yīng)變關(guān)系為

圖3為2種溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼總應(yīng)變幅為0.3%時(shí)的S－N曲線和穩(wěn)定循環(huán)應(yīng)力－應(yīng)變曲線.從圖3（a）可以看出，2種溫度下P92鋼在最終斷裂失效前均呈現(xiàn)循環(huán)軟化特征，為循環(huán)軟化材料.室溫和高溫下循環(huán)應(yīng)力的最大值均出現(xiàn)在初始循環(huán)階段，且室溫下隨著循環(huán)的進(jìn)行出現(xiàn)穩(wěn)定循環(huán)階段，而高溫下未出現(xiàn)明顯的穩(wěn)定循環(huán)階段.已有研究表明，鐵素體鋼在低周疲勞過程中會(huì)發(fā)生軟化行為，在其初期微觀組織中含有大量的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)，循環(huán)軟化就是這些位錯(cuò)的再分布及向低能態(tài)轉(zhuǎn)化的過程，從而形成低位錯(cuò)密度的亞晶粒［11－12］，且隨著循環(huán)變形的加劇，晶界處析出物和缺陷將成為疲勞裂紋萌生的起點(diǎn).在整個(gè)壽命周期內(nèi)，拉壓最大應(yīng)力呈現(xiàn)階段變化特征，即早期的應(yīng)力快速下降階段、中期的應(yīng)力相對(duì)穩(wěn)定階段和后期的應(yīng)力再次快速下降階段，分別對(duì)應(yīng)微觀裂紋的萌生、擴(kuò)展和宏觀裂紋的擴(kuò)展階段［13］.從圖3（a）還可以看出，與室溫相比，高溫時(shí)應(yīng)力穩(wěn)定階段較短，峰值應(yīng)力下降較快，材料的循環(huán)軟化特征更明顯，疲勞裂紋擴(kuò)展速率更快，材料更易發(fā)生斷裂失效.從圖3（b）可以看出，在高溫條件下，材料的彈性模量與屈服強(qiáng)度相對(duì)室溫下明顯減小，其減小程度因溫度不同而不同.

圖3 2種溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼S－N曲線和穩(wěn)定循環(huán)應(yīng)力－應(yīng)變曲線Fig.3 S－N and steady cycle stress－strain curves of domestic P92steel at two temperatures

2.3 疲勞損傷－壽命關(guān)系

已有大量研究表明［14］，循環(huán)塑性變形及其累積是導(dǎo)致疲勞損傷的根本原因.在應(yīng)變控制的疲勞試驗(yàn)中，損傷一般發(fā)生在穩(wěn)定循環(huán)之后.定義曲線斜率開始趨于恒定的循環(huán)時(shí)刻為穩(wěn)定循環(huán)，此時(shí)對(duì)應(yīng)的應(yīng)力幅值為穩(wěn)定循環(huán)應(yīng)力幅值，當(dāng)應(yīng)力下降到穩(wěn)定循環(huán)峰值拉壓應(yīng)力的70%時(shí)，選取此時(shí)的循環(huán)周次Nf作為失效周次.在應(yīng)變飽和后，采用有效應(yīng)力表示的塑性應(yīng)變幅和彈性應(yīng)變幅均可以視為常量.因此，忽略未飽和階段的影響，采用總應(yīng)變控制時(shí)，循環(huán)穩(wěn)定材料的低周疲勞損傷［15］為

式中：D 為低周疲勞損傷；Δεt為總應(yīng)變幅；Dc為N＝Nf時(shí)的低周疲勞損傷；α為無量綱常數(shù).

在應(yīng)變控制下，低周疲勞的實(shí)際損傷定義為

式中：Δσ＊為穩(wěn)定循環(huán)應(yīng)力幅值；Δσ為損傷發(fā)生之后的循環(huán)應(yīng)力幅值.

根據(jù)試驗(yàn)數(shù)據(jù)計(jì)算出損傷值，再利用式（5）擬合得到公式中的系數(shù)α，從而得到2種溫度下低周疲勞損傷與低周疲勞循環(huán)壽命分?jǐn)?shù)之間的關(guān)系.擬合公式為

圖4為2種溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼在0.3%總應(yīng)變幅下的損傷與低周疲勞循環(huán)壽命分?jǐn)?shù)的關(guān)系曲線.由于按循環(huán)應(yīng)力幅定義的損傷發(fā)生在低周疲勞循環(huán)穩(wěn)定后，因此，從循環(huán)開始到循環(huán)穩(wěn)定的一段時(shí)間內(nèi)損傷為0.從圖4可以看出，在室溫下P92鋼失效前損傷較小，在將要達(dá)到失效點(diǎn)時(shí)損傷程度急劇增加，而后發(fā)生斷裂失效；在600℃下?lián)p傷程度隨疲勞周次緩慢增加，直至發(fā)生斷裂失效.同時(shí)比較發(fā)現(xiàn)在相同的低周疲勞循環(huán)壽命分?jǐn)?shù)下，室溫下的低周疲勞損傷程度小于600℃下的低周疲勞損傷程度，但最終的低周疲勞損傷程度較高.

圖4 2種溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼損傷與低周疲勞循環(huán)壽命分?jǐn)?shù)的關(guān)系Fig.4 Relationship between damage factor and life fraction of domestic P92steel at two temperatures

3 試樣斷口形貌分析

疲勞裂紋一般在試樣表面萌生，所以對(duì)環(huán)境很敏感.大量試驗(yàn)表明，環(huán)境對(duì)滑移不可逆性和疲勞壽命有很大的影響.在高溫低周疲勞條件下，由于蠕變損傷的引入，疲勞裂紋在晶界處也容易形核；而在室溫下，如果晶界上沒有第二相顆粒或不受環(huán)境效應(yīng)影響，疲勞裂紋在晶界形核的機(jī)會(huì)較少［9］，這在宏觀上表現(xiàn)為其疲勞壽命相對(duì)較長(zhǎng).

圖5給出了國(guó)產(chǎn)P92鋼在0.3%應(yīng)變幅下室溫和高溫試樣的宏觀疲勞斷口形貌和裂紋源A處的微觀形貌.從宏觀斷口可觀察到明顯的裂紋源、疲勞區(qū)（即裂紋擴(kuò)展區(qū)）及斷裂區(qū)3部分，它們分別代表了疲勞破壞的不同歷程，且室溫下裂紋擴(kuò)展區(qū)較為光亮，最終斷裂區(qū)呈灰黑色.而高溫條件下，裂紋源與裂紋擴(kuò)展區(qū)均為氧化色.其中圖5（a）裂紋源清晰可見且只有一個(gè)，通過裂紋源斷口表面的放射狀起點(diǎn)可以判斷出裂紋源位于試樣表面.裂紋源和裂紋擴(kuò)展區(qū)比較平，這是裂紋在中等應(yīng)力作用下緩慢向前擴(kuò)展的結(jié)果，裂紋擴(kuò)展過程中會(huì)形成明顯的裂紋前沿線.比較圖5（b）可以發(fā)現(xiàn)，高溫下試樣的斷口收縮更明顯，裂紋擴(kuò)展區(qū)所占比例更大，瞬時(shí)斷裂區(qū)更小，這與損傷壽命曲線所反映的結(jié)果一致.從圖5（c）可以看出，合金疲勞裂紋起源于試樣表面被氧化的碳化物，在低周疲勞試驗(yàn)中合金表面碳化物的優(yōu)先氧化破壞了試樣表面的連續(xù)性，導(dǎo)致了疲勞裂紋的出現(xiàn)，以此區(qū)域?yàn)橹行目捎^察到向四周輻射的放射臺(tái)階或線痕.由高溫下的裂紋源（圖5（d））可以清晰地觀察到裂紋從試樣表面萌生并向內(nèi)擴(kuò)展的過程，沒有發(fā)現(xiàn)位于試樣內(nèi)部的裂紋源，裂紋源呈沿周邊起源特征.同時(shí)可以看到，光滑的試樣表面經(jīng)循環(huán)變形后變粗糙，并覆蓋一層氧化膜，這種粗糙表現(xiàn)為微觀的峰和谷.已有研究表明，表面粗糙主要是由駐留滑移帶在表面“擠出”和“侵入”造成的［9］，而氧化膜在裂紋尖端發(fā)生破裂往往成為裂紋源的萌生處.所以對(duì)于高溫下的P92鋼可以采用噴丸、滲碳和氮化等表面強(qiáng)化處理方式來提高其表面的疲勞極限，從而提高高溫下的疲勞強(qiáng)度和疲勞壽命.

圖5 2種溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼宏觀疲勞斷口形貌和裂紋源A處的微觀形貌Fig.5 Macro fractograph and partial enlargement at crack initiation Aof domestic P92steel at two temperatures

圖6為國(guó)產(chǎn)P92鋼在0.3%應(yīng)變幅下室溫和高溫試樣斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)的微觀形貌.從圖6可以觀察到與裂紋擴(kuò)展方向平行的疲勞裂紋和垂直裂紋擴(kuò)展方向的疲勞條帶和二次裂紋，且高溫下的疲勞裂紋更明顯，疲勞條帶明顯增加.室溫下的裂紋擴(kuò)展區(qū)（圖6（a））疲勞裂紋的擴(kuò)展路程不連續(xù)，沿一定的結(jié)晶面擴(kuò)展，同時(shí)在疲勞條帶間能夠觀察到大量細(xì)小且呈斷續(xù)分布的二次裂紋，其起裂后局部應(yīng)力得到松弛，使得疲勞裂紋以條帶機(jī)制擴(kuò)展；高溫下的裂紋擴(kuò)展區(qū)（圖6（b））具有典型的疲勞斷裂特征，根據(jù)條帶形態(tài)可判斷為韌性疲勞條帶，高溫下疲勞裂紋附近組織的二次裂紋長(zhǎng)度增大，說明疲勞裂紋附近的熱應(yīng)力增大和合金強(qiáng)度降低造成塑性變形區(qū)的增加，因此促進(jìn)了二次裂紋的合并、萌生和擴(kuò)展；而高溫?cái)嗫冢▓D6（c））中的疲勞裂紋和疲勞條帶均覆蓋有一層氧化薄膜，這種脆性很大氧化膜的形成會(huì)降低對(duì)位錯(cuò)滑移的阻礙作用，從而有助于疲勞裂紋的擴(kuò)展［16］，而室溫下氧化薄膜相對(duì)較少.

圖7為國(guó)產(chǎn)P92鋼在0.3%應(yīng)變幅下室溫和高溫試樣斷口最終斷裂區(qū)的微觀形貌.從圖7可以看到大量的韌窩，為典型的韌性斷裂模式，同時(shí)在韌窩中心可以看到球形夾雜物.根據(jù)塑性變形理論，由于塑性變形使夾雜物界面上首先形成裂紋并不斷擴(kuò)展，最后夾雜物之間的基體金屬產(chǎn)生“內(nèi)塑頸”，當(dāng)內(nèi)塑頸達(dá)到一定程度后被撕裂或剪切斷裂，使空洞連結(jié)，從而形成了所看到的韌窩斷口形貌.

圖6 2種溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)的微觀形貌Fig.6 Micro－morphology in crack extension zone of domestic P92steel at two temperatures

圖7 2種溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼斷口最終斷裂區(qū)的微觀形貌Fig.7 Micro－morphology in fracture zone of domestic P92steel at two temperatures

4 結(jié) 論

（1）當(dāng)應(yīng)變幅從高到低變化時(shí)，室溫下的疲勞壽命顯著高于600℃下的疲勞壽命，應(yīng)變幅和溫度的提高是造成材料單軸疲勞壽命降低的主要原因.

（2）在2種溫度下材料均出現(xiàn)循環(huán)軟化特征，且600℃下材料的循環(huán)軟化特征更明顯，疲勞周期內(nèi)未出現(xiàn)明顯的穩(wěn)定循環(huán)階段，疲勞裂紋擴(kuò)展速率更快，材料更易發(fā)生斷裂失效.

（3）在相同的疲勞壽命分?jǐn)?shù)下，室溫下的疲勞損傷程度小于600℃下，且在室溫時(shí)材料在將要達(dá)到失效點(diǎn)時(shí)損傷程度急劇增加，而后發(fā)生斷裂失效，而在600℃下?lián)p傷程度隨疲勞周次緩慢增加，直至發(fā)生斷裂失效.

（4）國(guó)產(chǎn)P92鋼在室溫和高溫下的疲勞斷口均包含裂紋源、裂紋擴(kuò)展區(qū)及斷裂區(qū)，且疲勞裂紋均萌生于試樣表面.室溫和高溫下的裂紋擴(kuò)展區(qū)均由河流狀疲勞條帶組成，裂紋擴(kuò)展為條紋機(jī)制.在高溫下具有較低的疲勞壽命，這與氧化損傷、裂紋萌生擴(kuò)展速率和材料的塑性變形密切相關(guān).

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