張肖龍，杜華云，衛(wèi)英慧，侯利鋒

摘要：持久強(qiáng)度對(duì)于評(píng)價(jià)C-HRA-5鋼焊接接頭在復(fù)雜工況條件下的使用壽命具有極其重要的意義。通過(guò)不同溫度下的高溫短時(shí)拉伸試驗(yàn)，基于Larson-Miller參數(shù)，利用狀態(tài)函數(shù)和全微分的特征，建立了C-HRA-5鋼焊接接頭持久強(qiáng)度預(yù)測(cè)的數(shù)學(xué)模型，外推10萬(wàn)小時(shí)的持久強(qiáng)度。結(jié)果表明：C-HRA-5鋼焊接接頭在650 ℃時(shí)強(qiáng)度和塑性最好，在700 ℃時(shí)呈現(xiàn)典型的微孔聚集性斷裂，隨著溫度的升高，第二相顆粒和夾雜物增多，位錯(cuò)的塞積群增多，焊接接頭的力學(xué)性能降低。700 ℃時(shí)外推擬合公式為lgσ=2.760 18-0.131 51 lgτ，外推10萬(wàn)小時(shí)的持久強(qiáng)度為σ973=116.020 3 MPa，高于ASME SA-213標(biāo)準(zhǔn)的要求。

關(guān)鍵詞：C-HRA-5鋼;持久強(qiáng)度;Larson-Miller;位錯(cuò)塞積

中圖分類號(hào)：TG407? ? ? 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A? ? ? ? ?文章編號(hào)：1001-2003（2021）09-0013-07

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.09.03

0? ? 前言

超超臨界機(jī)組第一代材料（SUPER304H、HR3C、TP347HFG）由于抗氧化性不足（SUPER304H）;持久強(qiáng)度不夠（HR3C）等問(wèn)題逐漸被市場(chǎng)淘汰，而第三代材料鎳基耐熱合金Inconel 740H、617B由于其成本過(guò)高不能市場(chǎng)化。C-HRA-5鋼具有表面質(zhì)量?jī)?yōu)良、組織結(jié)構(gòu)均勻、性能優(yōu)異的特點(diǎn)，其化學(xué)成分、晶粒度、微觀組織、常溫力學(xué)性能、高溫拉伸性能、高溫持久性能等各項(xiàng)性能指標(biāo)均滿足 ASME SA213標(biāo)準(zhǔn)的要求[1]。

超超臨界火電機(jī)組的設(shè)計(jì)需要對(duì)耐熱鋼進(jìn)行高溫持久強(qiáng)度試驗(yàn)，在實(shí)際工況條件下，焊接接頭的蠕變斷裂時(shí)間一般在10萬(wàn)小時(shí)以上，因此難以通過(guò)持久強(qiáng)度試驗(yàn)獲得長(zhǎng)期的持久強(qiáng)度數(shù)據(jù)。為此通過(guò)短時(shí)高溫拉伸試驗(yàn)獲得高溫抗拉強(qiáng)度，利用數(shù)學(xué)模型來(lái)預(yù)測(cè)C-HRA-5鋼的長(zhǎng)時(shí)高溫持久強(qiáng)度顯得尤為重要。

目前為止，關(guān)于耐熱鋼持久強(qiáng)度的預(yù)測(cè)方法很多，例如等溫拋物線外推法[2]、修正θ法[3]、最小約束法[4]、時(shí)間—溫度參數(shù)法（TTP法）。常用的TTP法有兩大類，一類是以速率為基礎(chǔ)，例如，拉森-米勒（Larson-Miller）參數(shù)法[5]、葛庭燃-Dorn參數(shù)法（K-D參數(shù)法）[6];另一類是純經(jīng)驗(yàn)型，例如M-H、G-S、S-A和M-B等參數(shù)式法[7]。

綜合上述方法以及本試驗(yàn)的具體情況，文中針對(duì)焊態(tài)的C-HRA-5鋼焊接接頭分別進(jìn)行650 ℃、700 ℃、750 ℃的高溫短時(shí)拉伸試驗(yàn)，通過(guò)電子掃描顯微鏡研究拉伸過(guò)程中焊接接頭的變化行為及斷裂特征。利用狀態(tài)函數(shù)和全微分的特征，對(duì)L-M參數(shù)P、時(shí)間τ和溫度T三者的關(guān)系進(jìn)行解析，建立了C-HRA-5鋼焊接接頭持久強(qiáng)度和持久斷裂時(shí)間之間的數(shù)學(xué)模型，并外推了10萬(wàn)小時(shí)的持久強(qiáng)度[8]。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)采用的奧氏體C-HRA-5鋼是在Fe-22Cr-25Ni合金的基礎(chǔ)上添加了Co、Cu、W、Mo、Nb、N等元素，結(jié)合多種強(qiáng)化手段的一種新型高Cr、Ni奧氏體鋼，主要通過(guò)添加W、Co、N以實(shí)現(xiàn)固溶強(qiáng)化，添加Nb、Cu析出MX、NbCrN、M23C6相的沉淀強(qiáng)化，達(dá)到提高高溫強(qiáng)度的目的。本研究選用規(guī)格φ60 mm

×15 mm的C-HRA-5鋼管進(jìn)行焊接。C-HRA-5鋼管的化學(xué)成分如表1所示，Thermanit617焊絲化學(xué)成分如表2所示。

1.2 焊接工藝

焊接方法為鎢極氬弧焊（GTAW），采用多層多道焊工藝，焊接工藝參數(shù)如表3所示，焊縫采用Y型坡口，焊接坡口如圖1所示。

1.3 試驗(yàn)方法及設(shè)備

C-HRA-5鋼的高溫拉伸試驗(yàn)按照國(guó)標(biāo)“ GB/T 228.2-2015 金屬材料 拉伸試驗(yàn) ”規(guī)定進(jìn)行線切割，制備圖2 所示的非標(biāo)試樣，試樣標(biāo)距23 mm，橫截面積3 mm×2 mm，總長(zhǎng)52 mm。

試樣制備完成后按照國(guó)標(biāo)“ GB/T 228.2-2015 金屬材料 拉伸試驗(yàn) ”規(guī)定，以0.1 mm/s的拉伸速率在UTM4000電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行試驗(yàn)，并記錄試樣的斷裂時(shí)間τ，試驗(yàn)溫度分別為650 ℃（923 K）、

700 ℃（973 K）、750 ℃（1 023 K），每種溫度下進(jìn)行3次瞬時(shí)拉伸試驗(yàn)。用FeCl3+HCl混合液腐蝕焊接接頭母材，用CuSO4溶液腐蝕焊縫金屬。在MDS型號(hào)的光學(xué)顯微鏡下觀察金相組織，采用TESCAN VEGA3型高分辨掃描電子顯微鏡進(jìn)行SEM觀察，采用JEM-F200型號(hào)的透射電鏡進(jìn)行TEM觀察以及析出相的分析。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 焊接接頭組織分析

焊接接頭的金相組織如圖3所示。圖3a為焊縫金屬（WM）組織，可以觀察到鎳基焊縫金屬為粗大的奧氏體組織，呈胞狀樹(shù)枝晶結(jié)構(gòu)，且位向不同，大量的析出相在奧氏體的晶內(nèi)和晶界處呈樹(shù)枝晶狀分布。這是由于在焊接過(guò)程中熔池的溫度較高，奧氏體鋼的熱膨脹系數(shù)較小，導(dǎo)熱性差，致使熔池金屬冷卻速度較慢，晶核沿某一方向生長(zhǎng)過(guò)快，最終形成粗大的樹(shù)枝狀?yuàn)W氏體組織。

圖3b是靠近熔合線的焊縫金屬組織，可以清楚地觀察到有三種不同類型的邊界，分別為凝固晶粒邊界（Solidification grain boundary，SGB）、凝固亞晶界（Solidification sub-grain boundary，SSGB）和遷移晶粒邊界（Migration grain boundary，MGB）。SGB是亞晶粒束之間的邊界，即一般認(rèn)為的晶界，是晶粒沿焊接熔池邊緣凝固發(fā)生競(jìng)爭(zhēng)生長(zhǎng)的結(jié)果。SSGB是分隔相鄰亞晶粒的邊界，亞晶粒通常以細(xì)胞或樹(shù)突的形式存在。靠近熔合線的晶粒在再結(jié)晶過(guò)程中為了降低系統(tǒng)的界面能而發(fā)生了晶界遷移，形成了新的邊界，被稱為MGB[9]。

圖3c是熱影響區(qū)（HAZ）組織。熱影響區(qū)的奧氏體平均晶粒尺寸為58.0 μm，晶粒明顯長(zhǎng)大且不均勻，這是由于在焊接過(guò)程中較大的熱輸入使其出現(xiàn)晶粒長(zhǎng)大的趨勢(shì)。在基體中分布有聚集成塊的析出相和細(xì)小顆粒狀的析出相。

圖3d是C-HRA-5母材（BM）組織，為典型的奧氏體組織（γ），可以觀察到少量的退火孿晶，這是金屬再結(jié)晶過(guò)程中形成的。且在奧氏體基體上有析出相分布，主要為彌散分布的細(xì)小的析出相和聚集成塊狀的析出相。通過(guò)統(tǒng)計(jì)母材處的奧氏體晶粒平均晶粒尺寸40.6 μm，晶粒度評(píng)級(jí)為6～7級(jí)。

2.2 高溫拉伸試驗(yàn)性能

C-HRA-5鋼焊接接頭高溫拉伸后形貌如圖4所示。焊接接頭在650 ℃、700 ℃、750 ℃下的斷裂位置均在焊縫處，說(shuō)明焊縫強(qiáng)度最低。在700 ℃下焊接接頭的斷裂方式為明顯的剪切斷裂，沿最大切應(yīng)力方向斷開(kāi)，與最大正應(yīng)力約呈45°。焊縫處強(qiáng)度較低的原因可能是：在焊接過(guò)程中，熔池溫度較高，而焊縫金屬的導(dǎo)熱性能較差，致使熔池中的液態(tài)金屬冷卻速度變慢，在焊縫區(qū)形成了較多的粗大晶粒，造成焊縫強(qiáng)度較低;在焊接過(guò)程中所產(chǎn)生的化學(xué)成分不均勻性以及在枝晶間溶質(zhì)元素的偏析[10]。

C-HRA-5鋼焊接接頭在不同溫度下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖5a所示，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度以及斷后伸長(zhǎng)率的數(shù)據(jù)對(duì)比如圖5b和表4所示。結(jié)合圖4和表4可知，在650 ℃時(shí)，焊接接頭抗拉強(qiáng)度最高為691 MPa，斷后伸長(zhǎng)率最高為43.2%。隨著試驗(yàn)溫度的升高，C-HRA-5焊接接頭的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度以及斷后伸長(zhǎng)率均有所下降。其中抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度下降緩慢呈線性趨勢(shì)，而斷后伸長(zhǎng)率從650 ℃到700 ℃下降較快，降幅達(dá)到11.2%，從700 ℃到750 ℃下降緩慢，降幅為2.5%。這是由于隨著溫度的升高，析出物和夾雜物增加，位錯(cuò)的塞積作用增強(qiáng)，致使出現(xiàn)越來(lái)越多的微孔，裂紋擴(kuò)展加快導(dǎo)致斷裂。溫度的升高致使晶粒長(zhǎng)大也是焊接接頭強(qiáng)度和塑性不斷降低的原因。

2.3 斷口形貌及斷裂機(jī)制

C-HRA-5鋼焊接接頭在650 ℃的高溫拉伸斷口形貌如圖6a、6b、6c所示。可以看出，拉伸斷口中心區(qū)域有大量大而深的韌窩，抵抗裂紋擴(kuò)展的能力較強(qiáng)，塑性變形能力較好。同時(shí)在夾雜物或第二相顆粒處。產(chǎn)生許多解理裂紋核，然后按解理方式擴(kuò)展成解理小刻面，最后以塑性方式撕裂，與相鄰的解理小刻面相連，形成撕裂棱。斷口形貌表現(xiàn)為介于微孔聚集斷裂和解理斷裂之間，即準(zhǔn)解理斷裂[11]。

C-HRA-5鋼焊接接頭在700 ℃下的高溫拉伸斷口形貌如圖6d、6e、6f所示，有大量小而深、分布密集的等軸韌窩，表現(xiàn)為典型的韌性斷裂的特征。韌窩大小取決于第二相顆粒的大小和密度、外加壓力的大小和形狀，以及基體材料的塑性變形能力和形變強(qiáng)化指數(shù)。隨著溫度的升高，第二相顆粒物析出較多。顆粒密度增大，間距減小，微孔尺寸減小，導(dǎo)致形貌上韌窩變得小而深。由于基體和顆粒的剪切模量不同，在應(yīng)力作用下，當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)遇到顆粒時(shí)，通常按照繞過(guò)機(jī)制在其周圍形成位錯(cuò)環(huán)，在顆粒處堆積起來(lái)形成位錯(cuò)的塞積群。當(dāng)位錯(cuò)環(huán)在更大應(yīng)力下移向顆粒與基體界面處時(shí)，界面將會(huì)沿滑移面分離而形成微孔。微孔形核后，后面位錯(cuò)環(huán)受力大大下降被排斥到微孔處，且使得位錯(cuò)源被重新激活，不斷釋放出新的位錯(cuò)環(huán)，繼續(xù)產(chǎn)生位錯(cuò)塞積，位錯(cuò)環(huán)不斷進(jìn)入微孔中，微孔不斷長(zhǎng)大并連接，形成一個(gè)較寬的裂紋，當(dāng)裂紋達(dá)到臨界尺寸時(shí)，裂紋擴(kuò)展最終導(dǎo)致斷裂。C-HRA-5鋼焊接接頭在750 ℃下的高溫拉伸斷口形貌如圖6g、6h、6i所示，明顯可以看到斷口有大量韌窩以及撕裂棱和解理面，呈現(xiàn)出典型的準(zhǔn)解理斷裂。

2.4 高溫持久強(qiáng)度預(yù)測(cè)

金屬材料高溫持久強(qiáng)度σ是持久斷裂時(shí)間τ和溫度T的函數(shù)，同時(shí)也是L-M參數(shù)P的函數(shù)

式中 T為持久絕對(duì)溫度;τ為持久斷裂時(shí)間;P為熱強(qiáng)參數(shù);C為常數(shù)，與金屬材料的成分有關(guān)。

文獻(xiàn)表明，常數(shù)C只與金屬材料的含碳量有關(guān)，并且呈線性關(guān)系[12]，常數(shù)C與含碳量的關(guān)系式為[13]

C-HRA-5鋼的含碳量w為0.07%，所以有C=

21.3-5.8w=21.3-5.8×0.07=20.894，根據(jù)金屬材料持久強(qiáng)度具有狀態(tài)函數(shù)的特征以及全微分的運(yùn)用，建立了數(shù)學(xué)模型，關(guān)系式為

由式（6）可以看出，持久強(qiáng)度的預(yù)測(cè)值受溫度T的影響特別大，特在此引入一個(gè)安全系數(shù)K，取值為0.8～1.5，關(guān)系式變?yōu)?/p>

根據(jù)式（7），若已知C-HRA-5鋼的瞬時(shí)拉伸強(qiáng)度值σ0與溫度T的函數(shù)關(guān)系、常數(shù)C和安全系數(shù)K，則可求出在某一溫度下任意時(shí)間的持久強(qiáng)度值。

在UTM4000電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)得的C-HRA-5鋼在不同溫度下的高溫抗拉強(qiáng)度以及斷裂時(shí)間如表5所示。可以看出，隨著溫度的提高，C-HRA-5鋼的抗拉強(qiáng)度和斷裂時(shí)間均有所下降。

C-HRA-5鋼高溫抗拉強(qiáng)度與試驗(yàn)溫度的擬合關(guān)系如圖7所示。

函數(shù)關(guān)系為

將上式（8）運(yùn)用配方法變換得到

將式（9）、式（10）代入式（7）中可以得到C-HRA

-5鋼的持久強(qiáng)度預(yù)測(cè)關(guān)系式[14]

式中 取C=20.894，K=0.8（T為650℃），K=1（T為700 ℃），K=1.25（T為750 ℃）。

將C、K 代入到式（11）中，得到了C-HRA-5鋼焊接接頭650 ℃外推10萬(wàn)小時(shí)的持久強(qiáng)度為σ923=

150.73 MPa，700 ℃外推10萬(wàn)小時(shí)持久強(qiáng)度為σ973=

116.020 3 MPa，750 ℃外推10萬(wàn)小時(shí)持久強(qiáng)度為σ1023=

77.789 2 MPa。與文獻(xiàn)中的結(jié)果較為接近。

C-HRA-5鋼焊接接頭外推10萬(wàn)小時(shí)持久強(qiáng)度曲線如圖8所示，將各個(gè)溫度的外推持久強(qiáng)度進(jìn)行擬合得到650 ℃時(shí)外推擬合公式為lgσ=2.808 99-0.119 97lgτ，相關(guān)系數(shù)R2=0.980 77;700 ℃時(shí)外推擬合公式為lgσ=2.760 18-0.131 51lgτ，相關(guān)系數(shù)R2=

0.976 19;750℃時(shí)外推擬合公式為lgσ=2.713 16-0.153 62lgτ，相關(guān)系數(shù)R2=0.965 87。三種溫度條件下相關(guān)系數(shù)較高，均接近1，表明用L-M參數(shù)式建立數(shù)學(xué)模型外推持久強(qiáng)度數(shù)據(jù)較為可靠。

3 結(jié)論

（1）C-HRA-5鋼焊接接頭焊縫區(qū)組織為胞狀樹(shù)枝晶奧氏體組織;母材區(qū)組織為奧氏體組織，可觀察到少量的退火孿晶。

（2）C-HRA-5鋼焊接接頭高溫拉伸斷裂位置均在焊縫處，這是由于焊接熱輸入引起焊縫處化學(xué)成分不均勻，且在700 ℃時(shí)斷口與最大正應(yīng)力約呈45°，表現(xiàn)出典型的微孔聚集性斷裂。

（3）C-HRA-5鋼焊接接頭在650 ℃時(shí)的強(qiáng)度和塑性最好，隨著溫度的升高，強(qiáng)度和塑性均有所下降，這是由于溫度的升高導(dǎo)致第二相顆粒以及夾雜物增多，位錯(cuò)的塞積作用增強(qiáng)，裂紋擴(kuò)展加快，最終導(dǎo)致斷裂。

（4）基于Larson-Miller參數(shù)式，建立了C-HRA-5鋼焊接接頭的高溫持久強(qiáng)度預(yù)測(cè)公式，預(yù)測(cè)700 ℃時(shí)服役10萬(wàn)小時(shí)后的持久強(qiáng)度為σ973=116.020 3 MPa，滿足ASME CODE CASE 2753要求的700 ℃/10萬(wàn)小時(shí)持久強(qiáng)度≥96.6 MPa。C-HRA-5鋼焊接接頭作為過(guò)熱器和再熱器鍋爐管在長(zhǎng)期服役條件下均具有較高的安全可靠性。

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