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)備檢驗檢測院，西安 710065）

0 引言

節(jié)能減排是我國未來經(jīng)濟和社會可持續(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)火電機組逐步面臨被低能耗、低污染的超超臨界發(fā)電機組所取代。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)電機組運行過程中，顯微組織析出的ε-富Cu、Cr23C6、Nb（C，N）和NbCrN 相產(chǎn)生強化作用，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、斷口分析評估持久強度試樣的斷裂模式，揭示不同應(yīng)力條件下奧氏體耐熱鋼的蠕變斷裂機理，為苛刻服役條件下長周期運行的大容量電站鍋爐的壽命預(yù)測和安全風(fēng)險評價提供理論基礎(chǔ)和數(shù)據(jù)支持，可以有效地對大容量電站鍋爐運行狀態(tài)和安全狀況給予科學(xué)的判斷，延長大容量電站鍋爐安全運行時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組停運損失，保障人民生命財產(chǎn)安全具有顯著的經(jīng)濟和社會效益。

1 試驗過程

試驗用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方法》（GB/T2039-1997）制備所需試樣，分別進 行650℃，應(yīng) 力240MPa、260MPa、280MPa、300MPa、320MPa 的持久強度實驗。利用金相顯微鏡分析持久強度試樣的金相組織，利用掃描電鏡觀察持久強度試樣的斷口形貌，通過對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理。

2 結(jié)果與分析

持久強度（蠕變斷裂強度）是研究材料在高溫及應(yīng)力時間的作用下，在規(guī)定的持續(xù)時間內(nèi)不致斷裂的最大應(yīng)力，即高溫蠕變試驗過程中，變形達到蠕變加速階段（第三階段）直至斷裂時的應(yīng)力值。持久強度實驗數(shù)據(jù)是通過施加不同的實驗溫度和實驗應(yīng)力得到短時間持久強度數(shù)據(jù)，然后利用經(jīng)驗公式或理論分析導(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)下持久強度試驗結(jié)果如表1 所示。圖1 為不同應(yīng)力狀態(tài)下持久強度試樣斷口形貌。施加應(yīng)力和斷裂時間不同，持久強度試樣的斷口形貌存在差異。高應(yīng)力狀態(tài)下，320MPa 持久強度試樣斷口類型以韌窩斷裂為主，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 持久強度試樣斷口類型以解離斷裂為主，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，持久強度試樣的斷裂以塑性斷裂為主，低應(yīng)力狀態(tài)下，持久強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)的持久強度試樣斷裂時間

圖1 不同應(yīng)力狀態(tài)的持久強度試樣斷口

圖2 為不同應(yīng)力狀態(tài)下持久強度試樣的金相照片，根據(jù)金相照片分析，320MPa 持久強度試樣晶粒發(fā)生了明顯的塑性變形，晶粒被明顯拉長，晶界上有析出相分布。280MPa 持久強度試樣和240MPa 持久強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)下持久強度試樣的金相組織。應(yīng)力320MPa 持久強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生成大量位錯，位錯受高應(yīng)力和熱激活共同作用發(fā)生移動，奧氏體耐熱鋼的斷裂以塑性變形為主，晶界滑動不明顯，晶粒在斷裂過程中被拉長，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、聚集和長大等情況時，析出相和基體的滑動界面只能傳遞正應(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，晶界滑動變形在蠕變變形中所占比例較大，晶界滑動會在晶界形成蠕變孔洞，蠕變孔洞進一步在晶界上聚集和長大形成微裂紋，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，蠕變斷裂的過程是蠕變孔洞和微裂紋的形核和長大。蠕變斷裂以沿晶斷裂為主，晶界上析出相的種類、數(shù)量和尺寸對蠕變斷裂造成較大的影響。蠕變過程中，首先在晶界上沿晶聚集的析出相附近形成細小的蠕變孔洞，通過蠕變孔洞的聚集和長大，形成微裂紋。晶界上有雜質(zhì)沿晶聚集時，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)的持久強度試樣金相照片

圖3 不同應(yīng)力狀態(tài)的持久強度試樣金相組織

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。高溫蠕變過程中，奧氏體不銹鋼金相組織基體還是以奧氏體晶粒為主，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）通常以細小顆粒狀分布在晶內(nèi)。隨著蠕變過程的繼續(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對于蠕變孔洞的形成有重要作用，通過對持久強度試樣的斷口進行分析，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，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)生開裂。碳化物析出相Cr23C6與晶界界面處因為能量較高，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]。超超臨界機組要求奧氏體耐熱鋼具有極高的持久強度，以及高溫抗氧化性能，要求奧氏體耐熱鋼在幾十萬小時的高溫運行過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。為了滿足超超臨界機組對奧氏體耐熱鋼的技術(shù)要求，通過向傳統(tǒng)奧氏體耐熱鋼中加入微量元素，采取合金化的方法。沉淀強化是奧氏體耐熱鋼主要強化機制，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以細小顆粒彌散均勻分布在基體上時，沉淀強化效果最好，當(dāng)析出相Cr23C6粗化、聚集和長大，強化效果最弱。氮化物析出相NbCrN 和碳氮化物析出相Nb（C，N）顆粒細小彌散分布，高溫蠕變過程中，顆粒尺寸、形態(tài)比較穩(wěn)定，不容易出現(xiàn)粗化、聚集和長大，具有優(yōu)良的沉淀強化作用。

3 結(jié)論

對奧氏體耐熱鋼Super304H 進行650℃不同應(yīng)力的持久強度實驗。高應(yīng)力狀態(tài)下，持久強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。蠕變斷裂的機理為蠕變孔洞的形核與長大、蠕變裂紋的形成和擴展。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。