奧氏體耐熱鋼高溫持久強(qiáng)度研究

高彩玲GAO Cai-ling；贠柯YUN Ke；王若虹WANG Ruo-hong；魯元LU Yuan

（西安特種設(shè)備檢驗(yàn)檢測(cè)院，西安 710065）

0 引言

節(jié)能減排是我國(guó)未來(lái)經(jīng)濟(jì)和社會(huì)可持續(xù)發(fā)展的重要戰(zhàn)略方向之一，效率低下、污染嚴(yán)重的傳統(tǒng)火電機(jī)組逐步面臨被低能耗、低污染的超超臨界發(fā)電機(jī)組所取代。性能優(yōu)良的耐熱鋼是研發(fā)超超臨界發(fā)電機(jī)組的關(guān)鍵技術(shù)之一。奧氏體耐熱鋼Super304H 是在傳統(tǒng)奧氏體耐熱鋼TP304的基礎(chǔ)上，添加0.45%Nb、3%Cu 以及少量N 元素，制備的新型奧氏體耐熱鋼。超超臨界發(fā)電機(jī)組運(yùn)行過(guò)程中，顯微組織析出的ε-富Cu、Cr23C6、Nb（C，N）和NbCrN 相產(chǎn)生強(qiáng)化作用，顯著提高奧氏體耐熱鋼Super304H 高溫服役性能[1，2]。本文利用金相組織分析、斷口分析評(píng)估持久強(qiáng)度試樣的斷裂模式，揭示不同應(yīng)力條件下奧氏體耐熱鋼的蠕變斷裂機(jī)理，為苛刻服役條件下長(zhǎng)周期運(yùn)行的大容量電站鍋爐的壽命預(yù)測(cè)和安全風(fēng)險(xiǎn)評(píng)價(jià)提供理論基礎(chǔ)和數(shù)據(jù)支持，可以有效地對(duì)大容量電站鍋爐運(yùn)行狀態(tài)和安全狀況給予科學(xué)的判斷，延長(zhǎng)大容量電站鍋爐安全運(yùn)行時(shí)間和減少因奧氏體耐熱鋼高溫蠕變-低周疲勞失效造成的機(jī)組停運(yùn)損失，保障人民生命財(cái)產(chǎn)安全具有顯著的經(jīng)濟(jì)和社會(huì)效益。

1 試驗(yàn)過(guò)程

試驗(yàn)用Super304H 鋼管由日本住友公司生產(chǎn)，供貨狀態(tài)為固溶處理，規(guī)格為Φ44.5mmx9mm。依據(jù)《金屬拉伸蠕變及持久試驗(yàn)方法》（GB/T2039-1997）制備所需試樣，分別進(jìn) 行650℃，應(yīng) 力240MPa、260MPa、280MPa、300MPa、320MPa 的持久強(qiáng)度實(shí)驗(yàn)。利用金相顯微鏡分析持久強(qiáng)度試樣的金相組織，利用掃描電鏡觀察持久強(qiáng)度試樣的斷口形貌，通過(guò)對(duì)金相組織和斷口形貌分析不同應(yīng)力條件下奧氏體耐熱鋼的失效機(jī)理。

2 結(jié)果與分析

持久強(qiáng)度（蠕變斷裂強(qiáng)度）是研究材料在高溫及應(yīng)力時(shí)間的作用下，在規(guī)定的持續(xù)時(shí)間內(nèi)不致斷裂的最大應(yīng)力，即高溫蠕變?cè)囼?yàn)過(guò)程中，變形達(dá)到蠕變加速階段（第三階段）直至斷裂時(shí)的應(yīng)力值。持久強(qiáng)度實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)是通過(guò)施加不同的實(shí)驗(yàn)溫度和實(shí)驗(yàn)應(yīng)力得到短時(shí)間持久強(qiáng)度數(shù)據(jù)，然后利用經(jīng)驗(yàn)公式或理論分析導(dǎo)出的公式外推得到的。本論文奧氏體耐熱鋼Super304H 不同應(yīng)力狀態(tài)下持久強(qiáng)度試驗(yàn)結(jié)果如表1 所示。圖1 為不同應(yīng)力狀態(tài)下持久強(qiáng)度試樣斷口形貌。施加應(yīng)力和斷裂時(shí)間不同，持久強(qiáng)度試樣的斷口形貌存在差異。高應(yīng)力狀態(tài)下，320MPa 持久強(qiáng)度試樣斷口類(lèi)型以韌窩斷裂為主，斷裂方式以穿晶塑性斷裂為主，斷口晶粒之間存在明顯的撕裂棱和尺寸不一的韌窩，局部存在微裂紋。低應(yīng)力狀態(tài)下，240MPa 持久強(qiáng)度試樣斷口類(lèi)型以解離斷裂為主，斷裂方式以沿晶脆性斷裂為主，撕裂棱不明顯，韌窩數(shù)量減少，尺寸變小，斷面比較平坦，以大小不一的解離面為主。因此，高應(yīng)力狀態(tài)下，持久強(qiáng)度試樣的斷裂以塑性斷裂為主，低應(yīng)力狀態(tài)下，持久強(qiáng)度試樣的斷裂以蠕變斷裂為主[3，4]。

表1 不同應(yīng)力狀態(tài)的持久強(qiáng)度試樣斷裂時(shí)間

圖1 不同應(yīng)力狀態(tài)的持久強(qiáng)度試樣斷口

圖2 為不同應(yīng)力狀態(tài)下持久強(qiáng)度試樣的金相照片，根據(jù)金相照片分析，320MPa 持久強(qiáng)度試樣晶粒發(fā)生了明顯的塑性變形，晶粒被明顯拉長(zhǎng)，晶界上有析出相分布。280MPa 持久強(qiáng)度試樣和240MPa 持久強(qiáng)度試樣晶粒變形不明顯，連續(xù)分布析出相的晶界上有蠕變空洞分布。圖3為不同應(yīng)力狀態(tài)下持久強(qiáng)度試樣的金相組織。應(yīng)力320MPa 持久強(qiáng)度試樣的斷口晶粒發(fā)生較大的塑性變形，形成明顯的撕裂棱和大尺寸韌窩，韌窩底部分布有較大的析出相。240MPa 持久強(qiáng)度試樣的斷口比較平坦，以大小不一的解離面為主，局部存在撕裂棱和韌窩，斷裂方式以沿晶解離斷裂為主。試樣斷口的晶界上，連續(xù)分布的析出相附近有蠕變孔洞生成。高應(yīng)力狀態(tài)下，奧氏體耐熱鋼金相組織會(huì)生成大量位錯(cuò)，位錯(cuò)受高應(yīng)力和熱激活共同作用發(fā)生移動(dòng)，奧氏體耐熱鋼的斷裂以塑性變形為主，晶界滑動(dòng)不明顯，晶粒在斷裂過(guò)程中被拉長(zhǎng)，斷口形態(tài)以穿晶斷裂為主。高應(yīng)力狀態(tài)下，晶界和晶內(nèi)的析出相有粗化、聚集和長(zhǎng)大等情況時(shí)，析出相和基體的滑動(dòng)界面只能傳遞正應(yīng)力不能傳遞切應(yīng)力，以碳化物為主的析出相有一定脆性，會(huì)發(fā)生斷裂形成微裂紋，金相組織可以觀察到粗大的碳化物析出相出現(xiàn)微裂紋。低應(yīng)力狀態(tài)下，奧氏體耐熱鋼的斷裂模式以蠕變斷裂為主，晶界滑動(dòng)變形在蠕變變形中所占比例較大，晶界滑動(dòng)會(huì)在晶界形成蠕變孔洞，蠕變孔洞進(jìn)一步在晶界上聚集和長(zhǎng)大形成微裂紋，晶界上形成的微裂紋使奧氏體耐熱鋼的斷裂方式具有沿晶斷裂特征，因此低應(yīng)力作用下的奧氏體耐熱鋼Super304H 奧氏體組織以蠕變斷裂方式為主，蠕變斷裂的過(guò)程是蠕變孔洞和微裂紋的形核和長(zhǎng)大。蠕變斷裂以沿晶斷裂為主，晶界上析出相的種類(lèi)、數(shù)量和尺寸對(duì)蠕變斷裂造成較大的影響。蠕變過(guò)程中，首先在晶界上沿晶聚集的析出相附近形成細(xì)小的蠕變孔洞，通過(guò)蠕變孔洞的聚集和長(zhǎng)大，形成微裂紋。晶界上有雜質(zhì)沿晶聚集時(shí)，雜質(zhì)附近也可以產(chǎn)生蠕變孔洞，元素偏析也可能形成蠕變孔洞。應(yīng)力狀態(tài)不同，蠕變裂紋分為楔形裂紋和洞型（圓形和橢圓形晶界空穴）裂紋兩種類(lèi)型。高應(yīng)力狀態(tài)下，蠕變裂紋以楔形裂紋為主，低應(yīng)力狀態(tài)下，蠕變裂紋以洞型裂紋為主[5，6]。

圖2 不同應(yīng)力狀態(tài)的持久強(qiáng)度試樣金相照片

圖3 不同應(yīng)力狀態(tài)的持久強(qiáng)度試樣金相組織

奧氏體不銹鋼斷裂形式分為高應(yīng)力狀態(tài)下穿晶塑性斷裂和低應(yīng)力狀態(tài)下沿晶蠕變斷裂。高溫蠕變過(guò)程中，奧氏體不銹鋼金相組織基體還是以?shī)W氏體晶粒為主，未發(fā)生相變。根據(jù)作者前期研究證明，奧氏體不銹鋼金相組織析出相以碳化物析出相Cr23C6、氮化物析出相NbCrN 和碳氮化物析出相Nb（C，N）為主，碳化物析出相Cr23C6通常以條塊狀和粗大顆粒狀分布在晶內(nèi)和晶界，氮化物析出相NbCrN 和碳氮化物析出相Nb（C，N）通常以細(xì)小顆粒狀分布在晶內(nèi)。隨著蠕變過(guò)程的繼續(xù)，碳化物析出相Cr23C6、氮化物析出相NbCrN 和碳氮化物析出相Nb（C，N）為主的量、尺寸和形態(tài)都發(fā)生變化。特別是晶界上，碳化物析出相發(fā)生Cr23C6粗化、聚集和長(zhǎng)大，形態(tài)由孤立顆粒狀向網(wǎng)狀、鏈球狀轉(zhuǎn)變。晶界上析出的碳化物析出相Cr23C6對(duì)于蠕變孔洞的形成有重要作用，通過(guò)對(duì)持久強(qiáng)度試樣的斷口進(jìn)行分析，蠕變損傷的表現(xiàn)主要是碳化物析出相Cr23C6與基體界面形成蠕變孔洞，晶界上粗化、聚集和長(zhǎng)大的碳化物析出相Cr23C6是蠕變孔洞形成的重要位置。碳化物析出相Cr23C6與基體界面處容易形成蠕變孔洞的原因如下：碳化物析出相Cr23C6阻礙晶界的滑動(dòng)，所以碳化物析出相Cr23C6與晶界界面產(chǎn)生應(yīng)力集中；由于碳化物析出相Cr23C6的硬度和熱膨脹系數(shù)與基體差距較大，所以碳化物析出相Cr23C6與晶界界面處容易發(fā)生開(kāi)裂。碳化物析出相Cr23C6與晶界界面處因?yàn)槟芰枯^高，容易產(chǎn)生沉淀空位，沉淀空位是蠕變孔洞形核的重要原因[7，8]。超超臨界機(jī)組要求奧氏體耐熱鋼具有極高的持久強(qiáng)度，以及高溫抗氧化性能，要求奧氏體耐熱鋼在幾十萬(wàn)小時(shí)的高溫運(yùn)行過(guò)程中顯微組織和力學(xué)性能保持穩(wěn)定，不出現(xiàn)明顯的變化。為了滿(mǎn)足超超臨界機(jī)組對(duì)奧氏體耐熱鋼的技術(shù)要求，通過(guò)向傳統(tǒng)奧氏體耐熱鋼中加入微量元素，采取合金化的方法。沉淀強(qiáng)化是奧氏體耐熱鋼主要強(qiáng)化機(jī)制，奧氏體耐熱鋼的沉淀相主要是碳化物析出相Cr23C6、氮化物析出相NbCrN 和碳氮化物析出相Nb（C，N），碳化物析出相Cr23C6晶體結(jié)構(gòu)為體心立方晶系，析出相Cr23C6以細(xì)小顆粒彌散均勻分布在基體上時(shí)，沉淀強(qiáng)化效果最好，當(dāng)析出相Cr23C6粗化、聚集和長(zhǎng)大，強(qiáng)化效果最弱。氮化物析出相NbCrN 和碳氮化物析出相Nb（C，N）顆粒細(xì)小彌散分布，高溫蠕變過(guò)程中，顆粒尺寸、形態(tài)比較穩(wěn)定，不容易出現(xiàn)粗化、聚集和長(zhǎng)大，具有優(yōu)良的沉淀強(qiáng)化作用。

3 結(jié)論

對(duì)奧氏體耐熱鋼Super304H 進(jìn)行650℃不同應(yīng)力的持久強(qiáng)度實(shí)驗(yàn)。高應(yīng)力狀態(tài)下，持久強(qiáng)度試樣斷裂模式以塑性斷裂為主，斷口形態(tài)以穿晶斷裂為主；低應(yīng)力狀態(tài)下，持久強(qiáng)度試樣斷裂模式以蠕變斷裂為主，斷口形態(tài)以解離斷裂為主。蠕變斷裂的機(jī)理為蠕變孔洞的形核與長(zhǎng)大、蠕變裂紋的形成和擴(kuò)展。碳化物析出相Cr23C6、氮化物析出相NbCrN 和碳氮化物析出相Nb（C，N）的沉淀強(qiáng)化作用是奧氏體耐熱鋼Super304H 的高溫服役性能優(yōu)異的主要原因。