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(南京工業(yè)大學機械與動力工程學院，江蘇省極端承壓裝備設計與制造重點實驗室，南京 211816)

0 引 言

雖然目前核能、風能和太陽能發(fā)電量在總發(fā)電量中的比例不斷提高，但火電裝機容量仍是電力總裝機容量的主體[1]，占比超過60%[2]。鍋爐是火力發(fā)電系統(tǒng)中的一種承壓特種設備，長期服役于高溫高壓等惡劣環(huán)境中，因此維護其正常運轉(zhuǎn)，防止事故發(fā)生具有十分重要的意義[3]。有統(tǒng)計表明，火力發(fā)電廠中因鍋爐引起的非計劃停車占到總停車數(shù)的60%以上，而其中因“鍋爐四管”失效引起的約占80%[4]。目前，已有大量文獻[5-14]報道了鍋爐水冷壁管的超溫失效案例，并對失效原因進行了分析；但均僅局限于查明超溫原因，而由于材料原始性能數(shù)據(jù)的匱乏，無法對超溫的溫度范圍或者超溫持續(xù)的時間進行詳細分析。

20G鋼是目前鍋爐水冷壁管最常用的一種鋼材。水冷壁管服役溫度在320 ℃左右，最高服役溫度為480 ℃，超過此溫度即視為超溫；而在實際服役過程中存在很多導致爐管溫度升高的因素，水冷壁管的實際服役溫度有很大概率會超過最高服役溫度。因此，研究20G鋼在不同溫度下尤其是超溫下組織與性能的變化規(guī)律顯得非常重要。就目前公開發(fā)表的資料可知，20G鋼的力學性能測試溫度最高僅為550 ℃[15]，在更高溫度下的力學性能及蠕變性能數(shù)據(jù)均比較匱乏。

為了完善水冷壁管的基礎性能數(shù)據(jù)，作者測試了20G鋼在不同溫度(常溫至850 ℃)下的拉伸性能，并對該鋼同步進行了應力為62 MPa、溫度為550～850 ℃的蠕變試驗以及未施加應力的時效試驗，研究了蠕變和時效后的顯微組織及蠕變性能。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料取自已服役5×104h的規(guī)格為φ60 mm×5 mm的20G鋼管。試驗鋼的顯微組織如圖1所示，可見珠光體中的碳化物呈片狀結(jié)構(gòu)，仍保持原始態(tài)組織形貌，并未發(fā)生球化，根據(jù)DL/T 674-1999，球化評級為1級；其化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)為0.232C，0.284Si，0.50Mn，0.021P，0.029S，0.014Cr，0.001V，余Fe。

在試驗鋼管上沿管軸線方向截取尺寸如圖2所示的試樣。按照GB/T 228.2-2015，在Instron5689型萬能試驗機上進行拉伸試驗，溫度為常溫至850 ℃。拉伸時采用兩段控制，先由應變控制，應變速率為1×10-3s-1，以便測得試驗鋼的屈服強度；當應變達到2%時，轉(zhuǎn)由位移控制，拉伸速度為0.5 mm·min-1。按照GB/T 2039-2012，在CSS-3905型電子式蠕變試驗機上進行蠕變試驗，蠕變應力設定為62 MPa，與水冷壁管的最大工作應力一致，試驗溫度為550～850 ℃。時效試驗與蠕變試驗在相同蠕變裝置中同時進行，時效時間即為蠕變斷裂時間，試樣尺寸與蠕變試樣的相同。

圖1 試驗鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of tested steel: (a) at low magnification and (b) at high magnification

圖2 拉伸和蠕變試樣尺寸Fig.2 Dimensions of tensile (a) and creep (b) specimens

在時效和蠕變后的試樣上截取金相試樣，經(jīng)機械研磨及拋光后，用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，采用AXIO Imager.Aim型光學顯微鏡(OM)觀察顯微組織。為了更加直觀地表征珠光體的球化狀況，將珠光體顆?？v橫比小于2時定義為完全球化[16]，統(tǒng)計相同視場范圍內(nèi)顯微組織中的珠光體顆粒數(shù)，計算其球化率。采用Phenom prox型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察時效及蠕變后試樣的微觀形貌與斷口形貌。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖3可以看出：在不同溫度下同步進行時效和施加62 MPa應力的蠕變后，試驗鋼的顯微組織均主要由鐵素體和少量珠光體組成；在550 ℃時效754.75 h后，試驗鋼中的珠光體已經(jīng)出現(xiàn)球化現(xiàn)象，但仍以片狀為主，而在550 ℃蠕變后，片狀結(jié)構(gòu)消失，珠光體主要為球狀；在750 ℃時效0.18 h后，碳化物主要沿鐵素體晶界呈彌散分布，珠光體與鐵素體的邊界不明顯，在750 ℃蠕變后，沿晶界仍可見少量珠光體組織。

在相同體積下片狀碳化物的表面能遠高于球狀碳化物的，因此片狀碳化物有向球狀自發(fā)轉(zhuǎn)變的趨勢。試驗鋼的Ac1(加熱時珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度)為722 ℃，在Ac1附近保溫過程中，片狀碳化物會發(fā)生球化。550 ℃的時效溫度比Ac1低172 ℃，且時效時間也不夠長，因此組織中仍存在片狀珠光體，而在相同溫度蠕變后，珠光體球化現(xiàn)象更明顯，說明施加一定的應力能促進珠光體的球化。在750 ℃下試驗鋼會發(fā)生奧氏體相變[17]，但因時效和蠕變時間很短，不足以使組織中的珠光體完全奧氏體化，且在冷卻過程中，少量奧氏體又會轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，因此試驗鋼中仍可見珠光體組織。

圖3 在不同溫度時效和蠕變后試驗鋼的顯微組織Fig.3 Microstructures of tested steel after aging (a, c) and creeping (b, d) at different temperatures

圖4 時效和蠕變后試驗鋼中珠光體的球化率隨溫度的變化曲線Fig.4 Spheroidization rate vs temperature curves of tested steel after aging and creeping

由圖4可以看出：隨著溫度的升高，珠光體球化率增大；蠕變后試驗鋼的球化率明顯高于時效處理試驗鋼的，且球化率隨溫度升高而增大的速率也明顯高于時效處理試驗鋼的。由此可見，應力作用可明顯加快珠光體的球化，這與王運炎等[18]的研究結(jié)果一致。

珠光體在服役溫度下的球化是一個自發(fā)的過程，其驅(qū)動力是局部平衡碳濃度梯度，轉(zhuǎn)化過程依靠原子擴散而進行,擴散過程主要由溫度和應力決定。溫度越高、應力越大，碳原子擴散得越快，珠光體球化現(xiàn)象越嚴重。

在溫度的作用下，珠光體片層狀結(jié)構(gòu)發(fā)生破斷，破斷碳化物尖角或凸出處發(fā)生溶解，由于碳的擴散，在較平直的部位向外長大形成球狀碳化物[19]。在應力作用下，片狀碳化物內(nèi)產(chǎn)生了更多的亞晶界，導致碳化物進一步破斷和溶解[20],因此應力作用會加快珠光體的球化。

圖5 試驗鋼的拉伸性能隨溫度的變化曲線Fig.5 Curves of tensile properties vs temperature for tested steel:(a) strength vs temperature and (b) elongation vs temperature

2.2 拉伸性能

圖5中Rm為抗拉強度，Rp為屈服強度。由圖5可以看出：試驗鋼的抗拉強度隨溫度的升高先略有降低，在溫度高于100 ℃后又明顯增大，在200 ℃達到峰值(533 MPa)后，又呈近似線性快速降低趨勢，而屈服強度呈近似線性下降趨勢，抗拉強度的下降速率大于屈服強度的；伸長率則先降低后增大，在500 ℃時達到峰值(54%)，隨后又呈波動性下降。

試驗鋼在200 ℃附近出現(xiàn)的抗拉強度增大而塑性降低的現(xiàn)象被稱為藍脆，這是因為在該溫度附近已開動的位錯被碳、氮原子釘扎，為了使變形繼續(xù)進行，鋼中必須開動新的位錯，使得給定應變下的位錯密度增高，從而導致強度升高而塑韌性降低[21]。當溫度高于350 ℃時，試驗鋼發(fā)生球化損傷，珠光體中的碳化物由片層狀逐漸變?yōu)榍驙?，細小的碳化物在晶?nèi)和晶界析出，聚集長大形成顆粒狀碳化物，導致強度降低，伸長率升高；此外，溫度的升高還提高了晶界活性，使得晶界強度降低，原子擴散速率增大，變形機制由以晶粒變形為主變?yōu)橐跃Ы缁茷橹?，導致拉伸性能發(fā)生變化[22]。當溫度升高到Ac1時，試驗鋼組織發(fā)生奧氏體化且晶粒不斷長大，變形過程中相變誘導塑性效應弱化，最終導致伸長率下降[23]。

2.3 蠕變性能

由圖6可以看出：在550 ℃蠕變時試驗鋼的蠕變曲線變化較為平緩，其第二階段蠕變速率特征不明顯，蠕變斷裂時間約為750 h；當溫度升高到600 ℃時，試驗鋼的蠕變直接進入第三階段，蠕變斷裂時間很短；當溫度為650～850 ℃時，蠕變斷裂時間均非常短(3～15 min)，蠕變曲線幾乎重合。

圖6 不同溫度下試驗鋼的蠕變曲線Fig.6 Creep curves of tested steel at different temperatures

由圖7可以看出：試驗鋼的蠕變斷裂時間隨溫度升高先快速下降后趨于穩(wěn)定，蠕變斷裂時間(即持久壽命)呈指數(shù)形式下降[24]。

圖7 試驗鋼的蠕變斷裂時間隨溫度的變化曲線Fig.7 Creep fracture time vs temperature curve of tested steel

由圖8可見：550 ℃蠕變后試驗鋼斷口邊緣位置出現(xiàn)大量孔洞，放大后可知孔洞出現(xiàn)在三叉晶界位置，呈現(xiàn)出楔形裂紋特征；而650 ℃下由于蠕變斷裂時間短，試驗鋼斷口邊緣位置幾乎沒有孔洞，呈現(xiàn)出拉伸斷裂特征。

高溫蠕變損傷機理與應力水平密切相關，在低應力，即0.2Rp～0.4Rp時為晶界蠕變孔洞形核控制損傷[25-26]，在高應力，即0.4Rp～0.5Rp時則為塑性控制損傷[27-28]。在550 ℃時，試驗鋼的屈服強度為150 MPa，蠕變試驗時的應力為62 MPa，約為0.4Rp，因此其蠕變損傷由晶界蠕變孔洞形核控制，蠕變斷口邊緣出現(xiàn)了大量孔洞；在650 ℃時試驗鋼的屈服強度為107 MPa，蠕變時的應力大于0.4Rp，因此其蠕變損傷遵循塑性損傷機理，蠕變斷口上觀察不到明顯的蠕變孔洞。

3 結(jié) 論

(1)在550 ℃時效后，試驗鋼中的珠光體主要為片狀結(jié)構(gòu)，少量呈球狀，而在550 ℃、62 MPa下蠕變后，珠光體主要為球狀，應力對珠光體的球化起到了促進作用；在750 ℃時效或750 ℃、62 MPa蠕變后，試驗鋼中存在少量珠光體。

圖8 不同溫度蠕變后試驗鋼斷口的SEM形貌Fig.8 SEM images showing fracture of tested steel after creeping at different temperatures: (a) 550 ℃, at low magnification;(b) 550 ℃, at high magnification and (c) 650 ℃

(2) 隨溫度的升高，試驗鋼的抗拉強度先略有減小后增大，在200 ℃達到峰值(533 MPa)后,又快速下降，屈服強度則呈近似線性下降趨勢；伸長率先降低后增大，在500 ℃達到峰值(54%)后，又呈波動性下降。

(3) 隨溫度的升高，試驗鋼的蠕變斷裂時間先急劇降低后趨于穩(wěn)定；在550 ℃下蠕變后，試驗鋼的斷口邊緣存在大量孔洞，蠕變斷裂受晶界蠕變孔洞形核控制，在650 ℃蠕變時，蠕變斷裂遵循塑性損傷機制。

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