侍克獻, 張作貴, 田根起, 王延峰, 談建平, 劉長軍

(1.華東理工大學 承壓系統(tǒng)與安全教育部重點實驗室,上海 200237;2.上海發(fā)電設備成套設計研究院有限責任公司,上海 200240)

新型馬氏體耐熱鋼T/P92是在T/P91鋼的基礎上降低了Mo元素含量,增加了W元素含量,同時調(diào)整了Nb、V、N和B元素含量形成的,從而具有更高的高溫強度和蠕變性能以及良好的抗氧化和抗腐蝕性能[1-3]。T/P92鋼被廣泛地應用于超超臨界火電機組主蒸汽管道、過熱器和過熱蒸汽管道等關鍵部件。近年來電力行業(yè)陸續(xù)發(fā)生了數(shù)起P92鋼蠕變失效現(xiàn)象,并且隨著時間的推移更多長時持久試驗數(shù)據(jù)被獲得,P92鋼的蠕變持久性能衰退行為受到了行業(yè)內(nèi)外的關注[2,4]。

目前關于國產(chǎn)P92鋼長時持久試驗研究比較少,這不利于掌握國產(chǎn)材料的長時持久性能。筆者對3個批次的國產(chǎn)主蒸汽管道用P92厚壁鋼管進行取樣并開展系列溫度條件下的持久性能試驗,獲得P92鋼的最長持久試驗時間達28 000 h的高溫持久性能數(shù)據(jù),分別采用等溫線法、Larson-Miller參數(shù)法和Wilshire法等預測方法對P92鋼的持久性能進行預測,分析持久試驗后試樣微觀組織中位錯密度、馬氏體板條寬度以及析出相的變化情況,為國產(chǎn)主蒸汽管道用P92鋼在高溫條件下的長時服役可靠性提供數(shù)據(jù)支撐,此外還結(jié)合日本國立材料研究所(NIMS)的長時試驗數(shù)據(jù)討論了分區(qū)預測方法對持久性能預測精度的改善效果。

1 試驗材料

以采用熱擠壓工藝生產(chǎn)的P92大口徑厚壁鋼管為研究對象,鋼管直徑為457 mm,壁厚為90 mm,采用3個批次的P92鋼管進行持久試驗。表1為P92鋼的化學成分,其主要元素和有害元素的含量均符合ASME SA335M規(guī)范的要求。鋼管的熱處理工藝為在1 050 ℃進行4 h的正火處理后空冷,再在760 ℃進行6 h的回火處理后空冷。

表1 P92鋼的化學成分

P92耐熱鋼經(jīng)正火和回火熱處理后的微觀組織為典型的回火馬氏體結(jié)構(gòu),如圖1所示,其中SEM和TEM分別表示掃描電鏡和透射電鏡。原奧氏體平均晶粒尺寸約為45 μm,在原奧氏體晶粒內(nèi)部含有多個取向相同的馬氏體束。馬氏體束被進一步分成若干馬氏體塊,馬氏體塊又由很多細小的板條亞晶粒組成。亞晶粒內(nèi)部含有大量由馬氏體相變引起的高密度位錯,這種細小的馬氏體板條和高密度位錯纏繞可以阻止P92在高溫使用過程中的晶粒長大和變形[4-6]。同時,回火過程中在晶界和板條界形成了彌散分布的碳化物,在原奧氏體晶界及馬氏體板條亞晶界處分布的大量析出相為M23C6(M為Cr、Fe、Mo、W等元素),M23C6碳化物有效阻止了亞晶界及原奧氏體晶界在蠕變過程中的移動,從而保持了亞晶結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定。在馬氏體板條內(nèi)部彌散分布的細小碳化物主要為MX(M為V、Nb元素,X為C或N元素),MX相主要通過對位錯進行釘扎來達到強化的目的。這種復雜的微觀組織結(jié)構(gòu)有效提高了材料高溫蠕變強度,阻礙了其在高溫使用過程中的組織演變和性能退化[4-7]。

(a) 顯微組織SEM照片

持久試驗方法參考GB/T 2039—2012《金屬材料單軸拉伸蠕變試驗方法》,試驗中采用標距段直徑為10 mm、標距段長度為50 mm的圓柱形標準持久試樣,試樣是在P92厚壁鋼管上沿管道圓周方向進行切向取樣得到。試驗溫度分別為550 ℃、580 ℃、600 ℃、620 ℃、650 ℃、675 ℃和700 ℃,其中將超超臨界火電機組主蒸汽管道的服役溫度600 ℃作為試驗主溫度。

2 持久性能預測方法

2.1 等溫線法

等溫線法認為材料的應力和斷裂時間在雙對數(shù)坐標上大致呈線性關系,因此可以采用高應力條件下的試驗數(shù)據(jù)來外推材料的低應力長時持久性能。等溫線法具有所需試驗數(shù)據(jù)少、外推方法簡單等優(yōu)點,被廣泛應用于獲取和驗證材料的持久性能。

2.2 Larson-Miller參數(shù)法

時間-溫度參數(shù)法是20世紀50年代在Arrhenius方程的基礎上發(fā)展起來的一種持久強度外推方法,該方法綜合考慮了溫度和應力與持久斷裂時間之間的關系,將斷裂時間和試驗溫度表示為一個互補的時間-溫度參數(shù),并與應力進行關聯(lián)。常用的時間-溫度參數(shù)法有Larson-Miller參數(shù)法、M-H參數(shù)法和OSD參數(shù)法,其中Larson-Miller參數(shù)法只需要確定一個材料常數(shù)C,使用比較方便,因此得到了廣泛應用。

在一定的應力下,材料的穩(wěn)態(tài)蠕變速率與溫度的關系可以用Arrhenius方程來描述:

(1)

1/tr=A2exp(-Qc/RT)

(2)

式中:A2為與材料特性相關的常數(shù)。

對式(2)取對數(shù)可得到Larson-Miller參數(shù)法關系式[8]:

P(σ)=T(C+lgtr)

(3)

式中:σ為應力;P(σ)為時間-溫度參數(shù),也稱熱強參數(shù);C可以通過試驗數(shù)據(jù)計算獲得,在缺少數(shù)據(jù)的情況下可以參考相同材料的C值。

Larson-Miller參數(shù)法認為溫度與斷裂時間之間可以互為補償,即對于一定的斷裂應力,溫度和時間是等效的,提高溫度必然會使斷裂時間減小,但參數(shù)P不變。需要說明的是,不同材料的C值是存在差異的,即使針對同一材料基于不同試驗時長的持久試驗數(shù)據(jù)計算獲得的C值也是不同的,因此確定合理的C值是提高持久性能外推精度的關鍵所在。

2.3 Wilshire法

針對9%～12%Cr馬氏體耐熱鋼(其中9%～12%表示Cr的質(zhì)量分數(shù)),采用Larson-Miller參數(shù)法外推長時壽命時出現(xiàn)偏離預測曲線的現(xiàn)象,Wilshire依據(jù)抗拉強度σTS對持久試驗數(shù)據(jù)進行合理化,并基于Arrhenius方程提出了Wilshire法。研究表明,該方法對一系列電站金屬材料的持久壽命都有較好的預測效果[9-12]。Wilshire法的表達式為:

(4)

為了避免不同溫度下n值變化造成的影響,將式(4)改寫為:

(5)

式中:k和u均可以通過試驗數(shù)據(jù)擬合得到。

3 結(jié)果與討論

3.1 等溫線法預測

圖2為P92鋼的持久壽命數(shù)據(jù)和600 ℃等溫線預測曲線。由于采用3個不同批次的P92鋼管開展試驗研究,導致材料的持久試驗數(shù)據(jù)呈現(xiàn)出一定的分散性。圖2中采用等溫線法對P92鋼在主溫度為600 ℃時的試驗數(shù)據(jù)進行了擬合,總體而言最長斷裂時間達到28 000 h的試驗數(shù)據(jù)與時間具有相對良好的線性關系。

圖2 P92鋼的持久壽命數(shù)據(jù)和600 ℃等溫線預測曲線

3.2 Larson-Miller參數(shù)法預測

圖3為P92鋼的Larson-Miller參數(shù)法主曲線。采用Larson-Miller參數(shù)法對所有試驗數(shù)據(jù)進行擬合計算時,C的計算結(jié)果為40.5。由圖3可以看出,所有數(shù)據(jù)分布在一個較為狹窄的區(qū)域,Larson-Miller參數(shù)法主曲線可以較好地描述所有試驗數(shù)據(jù)。為了進一步觀察Larson-Miller參數(shù)法的預測精度,圖4給出了P92鋼的持久壽命數(shù)據(jù)和Larson-Miller參數(shù)法預測曲線。由圖4可知,Larson-Miller參數(shù)法持久壽命外推結(jié)果與持久試驗數(shù)據(jù)的吻合情況較好,但是需要指出的是,600 ℃時持久斷裂時間超過28 000 h的3個試驗數(shù)據(jù)點位于Larson-Miller參數(shù)法預測曲線下方,即600 ℃時的長時預測結(jié)果要高于材料的真實持久性能。

圖3 P92鋼的Larson-Miller參數(shù)法主曲線

圖4 P92鋼的持久壽命數(shù)據(jù)和Larson-Miller參數(shù)法預測曲線

NIMS對P92鋼開展了長達10萬h的持久試驗研究[13]。將本文獲得的P92鋼在試驗溫度下的持久試驗數(shù)據(jù)(圖中空心數(shù)據(jù)點)與NIMS的持久數(shù)據(jù)進行了比較,如圖5所示,從數(shù)據(jù)分布來看,總體而言兩者的持久性能差異不大。圖5中同時對NIMS試驗數(shù)據(jù)和Larson-Miller參數(shù)法預測曲線進行了比較,可以看出,即使獲得了長達10萬h的持久試驗數(shù)據(jù),Larson-Miller參數(shù)法的預測結(jié)果也不能完全令人滿意,在600～675 ℃區(qū)間內(nèi)仍然會發(fā)生長時預測曲線高于實際試驗數(shù)據(jù)的現(xiàn)象,而700 ℃時預測曲線則低于實際試驗數(shù)據(jù)。需要指出的是,由NIMS所有P92鋼試驗數(shù)據(jù)計算得到的C值為36.8,而本文所有持久試驗數(shù)據(jù)計算得到的C值為40.5,2組數(shù)據(jù)的C值差異除了與材料本身的生產(chǎn)工藝造成的差異有關,還與參與計算的持久試驗數(shù)據(jù)的分布情況以及數(shù)據(jù)點的試驗時長差異有關。

圖5 NIMS的P92鋼持久試驗數(shù)據(jù)和Larson-Miller參數(shù)法預測曲線

針對長時以及高溫低應力條件下持久性能外推結(jié)果不理想的情況,Kimura等[14-16]提出了Larson-Miller參數(shù)法分區(qū)處理方法,把不同溫度下屈服強度σ0.2的0.5倍左右的應力值定義為蠕變機制轉(zhuǎn)變的分界值,將持久試驗數(shù)據(jù)的試驗應力劃分為高應力區(qū)和長時低應力區(qū),然后對2個區(qū)域的試驗數(shù)據(jù)分別采用Larson-Miller參數(shù)法進行擬合從而獲得不同的C值和外推曲線。需要特別說明的是,NIMS在計算高應力區(qū)時沒有使用700 ℃以上的試驗數(shù)據(jù),由此計算得到的高應力區(qū)C值為37.8,低應力區(qū)C值為25.6,而圖5中利用所有數(shù)據(jù)計算得到的C值為36.8,可以看出,同一種P92鋼材料采用不同試驗時長的數(shù)據(jù)計算得到的C值也可能存在較大差異。圖6為對NIMS試驗數(shù)據(jù)進行分區(qū)處理后獲得的預測曲線,其中黑色粗線的左、右分別為高應力區(qū)和長時低應力區(qū),結(jié)果表明分區(qū)處理可以有效改善P92鋼持久性能的預測精度,Kimura等的研究表明采用分區(qū)處理方法能顯著提高9%～12%Cr鋼的持久性能預測準確性[16-17]。

圖6 NIMS持久試驗數(shù)據(jù)的Larson-Miller參數(shù)法分區(qū)處理方法預測曲線

由圖6可知,采用Larson-Miller參數(shù)法分區(qū)處理方法可以顯著提高P92鋼長時持久性能預測結(jié)果的精度,但是該方法需要較多的長時低應力持久試驗數(shù)據(jù)作為支撐,本文僅獲得了600 ℃下持久斷裂時間達28 000 h的3個長時試驗數(shù)據(jù)點,因此無法通過試驗數(shù)據(jù)計算得到常數(shù)C,需要獲得更多的長時持久試驗數(shù)據(jù)來進行分區(qū)計算以提高預測準確性。

3.3 Wilshire法預測

圖7中采用Wilshire法去除持久試驗數(shù)據(jù)中的部分短時數(shù)據(jù),并對相同應力下的多個持久試驗數(shù)據(jù)點取平均值,然后進行擬合,由此得到本文P92鋼試驗數(shù)據(jù)的Wilshire法參數(shù)k和u分別為13.471和0.107。圖8給出了本文的所有試驗數(shù)據(jù)與Wilshire法擬合曲線的對比。為了與文獻[10]、文獻[12]保持一致,圖7和圖8中持久試驗時間的單位由h轉(zhuǎn)換為s,可以看出數(shù)據(jù)總體上分布在一個較為狹窄的區(qū)域。

圖7 P92鋼與ln[-ln(σ/σTS)]的關系

圖8 P92鋼的Wilshire法擬合曲線

為了進一步觀察Wilshire法的預測精度,圖9給出了Wilshire法在不同溫度下的預測曲線與試驗數(shù)據(jù)的對比,結(jié)果表明Wilshire法的持久壽命預測曲線總體上低于實際試驗數(shù)據(jù),即Wilshire法在該溫度區(qū)間內(nèi)的持久壽命預測結(jié)果是偏于保守的。需要指出的是,Wilshire法沒有給出非常明確的短時試驗數(shù)據(jù)取舍規(guī)則,這也容易造成預測結(jié)果的不確定性。

圖9 P92鋼的持久壽命數(shù)據(jù)和Wilshire法預測曲線

3.4 微觀組織分析

材料的持久蠕變性能與其微觀組織密切相關,且隨著蠕變時間的增加,材料的微觀組織會發(fā)生變化。分別采用TESCAN VEGA3 XMU型掃描電鏡和JEOL JEM-2100型透射電鏡對持久試驗后P92試樣的微觀結(jié)構(gòu)進行觀察分析,結(jié)果見圖10和圖11。不同狀態(tài)的TEM照片表明,隨著蠕變時間的增加,馬氏體板條內(nèi)的位錯密度有所降低,馬氏體板條發(fā)生寬化并出現(xiàn)回復現(xiàn)象。

(a) 原始態(tài)顯微組織

(a) 600 ℃/150 MPa/7 000 h顯微組織

在蠕變過程中,大部分M23C6碳化物在原奧氏體晶界和板條界析出,阻礙了板條的合并和長大。少量M23C6碳化物在板條內(nèi)析出,并和MX碳氮化物共同阻礙位錯的遷移。M23C6碳化物的尺寸隨著蠕變時間的增加逐漸長大,從而造成高溫持久性能的退化[6]。經(jīng)測定,原始態(tài)、600 ℃/7 000 h試驗后以及28 000 h試驗后材料中M23C6的平均尺寸分別約為0.38 μm、0.50 μm和0.60 μm,即隨著蠕變時間的增加而逐漸變大。而MX碳氮化物在600 ℃下的長大速率比M23C6碳化物低得多。

Laves相會在原奧氏體晶界或板條界析出,在蠕變初始階段,細小的Laves相在晶界聚集可以有效地阻礙馬氏體板條的遷移和合并,從而起到強化作用。Laves相尺寸隨著蠕變時間的增加而逐漸增大,當尺寸增大到一定程度時就會對材料的強度和韌性造成不利影響。此外,Laves相的析出消耗了基體中的W和Mo原子,這也會降低固溶強化的作用[6-7]。在持久試驗后P92鋼試樣上可觀察到分布在馬氏體晶界及亞晶界上的塊狀顆粒,能譜成分分析結(jié)果表明其為富含W、Mo的Laves析出相,其顆粒尺寸大于M23C6顆粒。經(jīng)測定,600 ℃/7 000 h試驗后Laves相的體積分數(shù)為1.2%,28 000 h試驗后Laves相的體積分數(shù)增大到1.5%,即Laves相的體積分數(shù)隨著蠕變時間增加而逐漸變大。

研究認為,P92耐熱鋼在蠕變條件下板條內(nèi)的位錯密度逐漸降低,馬氏體板條發(fā)生寬化并出現(xiàn)回復現(xiàn)象;M23C6碳化物析出相以及Laves相析出并逐漸粗化,這幾種微觀行為既相互獨立又互相作用,共同導致高溫持久性能的退化[6-7,18]。對P92耐熱鋼原始態(tài)、600 ℃/7 000 h試驗后以及28 000 h試驗后3種狀態(tài)的微觀組織進行分析,結(jié)果表明隨著蠕變時間的增加,位錯密度逐漸下降但仍然維持在較高水平,馬氏體板條發(fā)生寬化但尺寸仍然在正常范圍,析出相析出、逐漸長大但是仍然保持比較彌散的狀態(tài)。

3.5 討論

表2列出了基于試驗數(shù)據(jù)分別采用等溫線法、Larson-Miller參數(shù)法和Wilshire法預測獲得的國產(chǎn)P92鋼在600 ℃下運行10萬h后的持久性能,其中等溫線法和Larson-Miller參數(shù)法的預測結(jié)果高于NIMS和歐洲蠕變委員會(ECCC)的數(shù)據(jù)[13,19],而Wilshire法的預測結(jié)果則低于NIMS和ECCC的數(shù)據(jù)。圖4表明不采用分區(qū)處理的Larson-Miller參數(shù)法的長時預測結(jié)果略高于實際試驗數(shù)據(jù),圖9也表明Wilshire法的預測結(jié)果低于實際試驗數(shù)據(jù)。此外,圖5也顯示本文獲得的P92鋼持久試驗數(shù)據(jù)與NIMS數(shù)據(jù)總體差異不大。因此,所研究的P92鋼在600 ℃下運行10萬h后的持久性能與NIMS和ECCC給出的性能數(shù)據(jù)比較接近。

表2 P92鋼在600 ℃下運行10萬h后的持久強度

表2中3種不同方法的預測結(jié)果差異也說明在進行材料的持久性能預測時應謹慎選擇預測方法,通過試驗獲取更多和更長時間的持久試驗數(shù)據(jù)有利于提高預測方法的準確性和可靠性。NIMS數(shù)據(jù)分析結(jié)果表明,對于9%～12%Cr鋼,在更長時的持久性能預測時采用分區(qū)處理的方法可以提高持久性能的預測精度。

4 結(jié) 論

(1) 本文獲得了3個批次國產(chǎn)P92鋼在系列溫度條件下的高溫持久試驗數(shù)據(jù),其中600 ℃下持久試驗數(shù)據(jù)最長持久試驗時間達28 000 h。

(2) 分別采用等溫線法、Larson-Miller參數(shù)法和Wilshire法對試驗數(shù)據(jù)進行預測分析,評價了不同預測方法的預測結(jié)果。綜合分析認為國產(chǎn)P92鋼的持久性能與NIMS和ECCC的數(shù)據(jù)接近。

(3) 通過持久試驗獲取更多和更長時間的試驗數(shù)據(jù),進而采用分區(qū)處理方法有利于提高P92鋼長時持久性能預測方法的準確性和可靠性。