(中國(guó)大唐集團(tuán)科學(xué)技術(shù)研究院有限公司華中電力試驗(yàn)研究院，鄭州 450001)

0 引 言

節(jié)約能源、減少污染物排放是目前火電機(jī)組發(fā)展的主流方向，高蒸汽參數(shù)的超臨界和超超臨界機(jī)組因具有運(yùn)行可靠性好、熱效率高等優(yōu)點(diǎn)正逐漸在全世界得到推廣[1-2]。傳統(tǒng)18-8型奧氏體耐熱鋼因抗蒸汽氧化性能和耐煙氣腐蝕性能較差而難以滿足高蒸汽參數(shù)火電機(jī)組發(fā)展的需要。在其基礎(chǔ)上，日本住友公司開(kāi)發(fā)了25Cr-20Ni型HR3C耐熱鋼[3]。HR3C鋼中的鎳含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)為20%，可有效提高鋼的抗煙氣腐蝕性能；鉻含量為25%，一方面可提高鋼的抗蒸汽氧化性能，另一方面可使氮達(dá)到最大溶解度，促使鋼中析出細(xì)小彌散的NbCrN強(qiáng)化相，從而提高其高溫蠕變強(qiáng)度[4-7]。

HR3C鋼目前主要應(yīng)用于我國(guó)600/605 ℃主蒸汽機(jī)組受熱面管的高溫段，在實(shí)際運(yùn)行過(guò)程中，其管壁溫度可達(dá)700 ℃。HR3C鋼管長(zhǎng)時(shí)間在高溫高壓條件下服役后，組織中的碳化物會(huì)在晶界析出并聚集長(zhǎng)大成顆粒狀、棒狀等，進(jìn)而影響其力學(xué)性能，尤其是抗沖擊性能[8-12]。羅坤杰等[9]研究表明，服役4萬(wàn)h 的HR3C鋼受熱面管的沖擊韌度僅為6 J·cm-2，相比于供貨態(tài)的下降了97%；鄭子杰[10]研究發(fā)現(xiàn)在700 ℃下時(shí)效1 000 h后，HR3C鋼的沖擊功由供貨態(tài)的95.3 J降為9.3 J，下降約90.2%，時(shí)效10 000 h后的沖擊功僅為2.3 J，下降達(dá)97.6%。

在長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效后，HR3C鋼管的沖擊功極低，表明其已處于明顯的脆化狀態(tài)。材料脆化必然伴隨著缺口敏感性的提高，進(jìn)而增大設(shè)備安全風(fēng)險(xiǎn)，引發(fā)安全事故。在超超臨界鍋爐運(yùn)行中，脆化后的HR3C鋼管很容易發(fā)生脆性斷裂。并且，在停機(jī)檢修過(guò)程中，當(dāng)HR3C鋼受熱面管受到碰撞或者其他沖擊載荷作用時(shí)，其表面極易產(chǎn)生凹坑、裂紋等缺陷，機(jī)組重新啟動(dòng)后這些缺陷容易擴(kuò)展并引起爆管[13]。然而，目前鮮有關(guān)于裂紋長(zhǎng)度和尖端角度對(duì)脆化態(tài)HR3C鋼管性能影響的相關(guān)研究，因此作者在取自未服役和服役5萬(wàn)h脆化態(tài)HR3C鋼管的拉伸試樣上預(yù)制了不同尺寸的V型和U型缺口，通過(guò)拉伸試驗(yàn)研究了HR3C鋼管的缺口敏感性。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料取自某電廠超超臨界機(jī)組高溫再熱器HR3C鋼受熱面管出口段，出口處溫度為605 ℃，壓力為4.67 MPa，鋼管規(guī)格為φ57 mm×4 mm。至取樣時(shí)，機(jī)組已累計(jì)運(yùn)行約5萬(wàn)h。同時(shí)，取供貨態(tài)未服役的HR3C鋼管進(jìn)行對(duì)比試驗(yàn)。

在未服役和服役5萬(wàn)h后的鋼管上截取試樣，用三氯化鐵鹽酸水溶液(50 g FeCl3+30 mL HCl+70 mL H2O)浸蝕，使用Leica DMi8 C型光學(xué)顯微鏡(OM)和JSM-7001F型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織。按照GB/T 229-2007加工出尺寸為55 mm×10 mm×2.5 mm的V型沖擊試樣，使用XJJD-5型擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)測(cè)試沖擊性能。根據(jù)GB/T 228.1-2010，采用全壁厚試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。試樣形狀和尺寸如圖1所示，平行段寬15 mm，中部?jī)蓚?cè)開(kāi)V型或U型缺口，缺口尺寸見(jiàn)表1。使用UTM5105X型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)未開(kāi)缺口試樣(光滑試樣)和缺口試樣進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1 mm·min-1，各測(cè)3個(gè)平行試樣。

圖1 帶缺口拉伸試樣的形狀與尺寸Fig.1 Shape and size of notched tensile samples

材料的缺口敏感性通常用缺口敏感度來(lái)表征。拉伸缺口敏感度的計(jì)算公式為

NSR=σbn/σb

(1)

式中：NSR為缺口敏感度；σbn為缺口試樣抗拉強(qiáng)度；σb為光滑試樣抗拉強(qiáng)度。

當(dāng)NSR大于等于1時(shí)，表示材料對(duì)缺口不敏感；當(dāng)其明顯小于1時(shí)，表示材料對(duì)缺口敏感[14]。

表1 未服役和服役鋼管拉伸試樣缺口的形狀與尺寸Table 1 Shape and size of notches in tensile samples from unserviced and serviced steel tube

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織和抗沖擊性能

由圖2可知，供貨態(tài)未服役HR3C鋼管組織中除含有少量未溶第二相外，晶界與晶內(nèi)均無(wú)明顯碳化物聚集，而服役后鋼管中的碳化物在晶界與晶內(nèi)大量析出。測(cè)試得到未服役鋼管的沖擊功為95 J，服役后鋼管的沖擊功為3.5 J，服役后的抗沖擊性能大幅度降低。由此可見(jiàn)，服役5萬(wàn)h后HR3C鋼管發(fā)生脆化。

2.2 拉伸性能和缺口敏感性

2.2.1 缺口底部曲率半徑的影響

由圖3可知：當(dāng)缺口長(zhǎng)度均為1.00 mm時(shí)，脆化態(tài)鋼管的缺口底部曲率半徑對(duì)其抗拉強(qiáng)度的影響較大。當(dāng)?shù)撞壳拾霃叫∮?.25 mm時(shí)，脆化態(tài)缺口試樣的抗拉強(qiáng)度較其光滑試樣的下降幅度較大，當(dāng)?shù)撞壳拾霃皆龃笾?.85 mm時(shí)，其抗拉強(qiáng)度與其光滑試樣的基本相當(dāng)。未服役鋼管缺口試樣的抗拉強(qiáng)度明顯高于其光滑試樣的，這是由于缺口的存在改變了缺口前方的應(yīng)力狀態(tài)，試樣所受的應(yīng)力由原來(lái)的單向拉伸變?yōu)閮上蚧蛉蚶鞈?yīng)力，使得試樣的抗拉強(qiáng)度比單向拉伸時(shí)的要高，即產(chǎn)生了“缺口強(qiáng)化”效應(yīng)[15]。當(dāng)缺口底部曲率半徑為0.10 mm時(shí)，脆化態(tài)缺口試樣的屈服強(qiáng)度較其光滑試樣的大幅下降;當(dāng)缺口底部曲率半徑在0.13～0.85 mm時(shí)，其對(duì)屈服強(qiáng)度的影響不大。未服役鋼管缺口試樣的屈服強(qiáng)度大于其光滑試樣的。缺口底部曲率半徑對(duì)服役前后鋼管斷后伸長(zhǎng)率的影響規(guī)律相似，且缺口的存在均顯著降低了斷后伸長(zhǎng)率，這是因?yàn)楫?dāng)金屬材料存在缺口時(shí)，在缺口尖端會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力集中和三向應(yīng)力狀態(tài)，使材料出現(xiàn)脆化傾向。

脆化態(tài)鋼管和未服役鋼管的缺口敏感度隨曲率半徑的變化規(guī)律與抗拉強(qiáng)度的一致。當(dāng)缺口底部曲率半徑不大于0.25 mm時(shí)，脆化態(tài)鋼管的缺口敏感度遠(yuǎn)小于1，說(shuō)明其對(duì)缺口的敏感性較大；當(dāng)曲率半徑大于0.7 mm時(shí)，缺口敏感度接近甚至大于1，說(shuō)明其對(duì)缺口的敏感性減小并最終變得不敏感。未服役鋼管對(duì)缺口不敏感。

圖2 未服役和服役5萬(wàn)h后HR3C鋼管的顯微組織Fig.2 Microstructures of HR3C steel tube before (a-b) and after 50 000 h service (c-d)：(a,c) OM morphology and (b,d) SEM morphology

圖3 未服役與服役5萬(wàn)h脆化態(tài)HR3C鋼管抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率及缺口敏感度隨缺口底部曲率半徑的變化曲線 (V型缺口，角度60°，長(zhǎng)度1.00 mm)Fig.3 Curves of tensile strength (a), yield strength (b), elongation after fracture (c) and notch sensitivity ratio (d) vs notch root curvature radius of HR3C steel tube before service and in embrittlement state after 50 000 h service (V-notch, 60° angle, 1.00 mm length)

2.2.2 缺口長(zhǎng)度的影響

由圖4可知：脆化態(tài)V型缺口試樣的抗拉強(qiáng)度隨著缺口長(zhǎng)度的增大先快速降低而后變化幅度不大，當(dāng)缺口長(zhǎng)度為0.25 mm時(shí)，抗拉強(qiáng)度與其光滑試樣的相近，缺口長(zhǎng)度大于0.5 mm時(shí)，較其光滑試樣的大幅降低；V型缺口試樣的屈服強(qiáng)度隨缺口長(zhǎng)度的增加而增大。U型缺口試樣的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均隨著缺口長(zhǎng)度的增加先升高后降低，其中屈服強(qiáng)度較其光滑試樣的升高幅度較大。缺口長(zhǎng)度對(duì)V型和U型試樣斷后伸長(zhǎng)率的影響規(guī)律基本一致，即隨著缺口長(zhǎng)度的增加，斷后伸長(zhǎng)率逐漸降低，且均低于光滑試樣的。脆化態(tài)鋼管的缺口敏感度隨著缺口長(zhǎng)度的增加而減小，當(dāng)缺口長(zhǎng)度為0.25 mm，缺口敏感度接近1，鋼管對(duì)缺口的敏感性較小；缺口長(zhǎng)度大于0.5 mm時(shí)，缺口敏感度遠(yuǎn)小于1，鋼管對(duì)缺口較為敏感。脆化態(tài)HR3C鋼管對(duì)U型缺口不敏感。綜上，脆化態(tài)HR3C鋼管對(duì)V型缺口的敏感性高于對(duì)U型缺口的。

圖4 不同缺口類(lèi)型下脆化態(tài)HR3C鋼管的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率及缺口敏感度隨缺口長(zhǎng)度的變化曲線Fig.4 Curves of tensile strength (a), yield strength (b), elongation after fracture (c) and notch sensitivity ratio (d) vs notch length of HR3C steel tube in embrittlement state with different notch types

3 缺口敏感度與應(yīng)力集中的關(guān)系

材料的缺口敏感度隨著應(yīng)力集中系數(shù)的增加而降低[15]。應(yīng)力集中系數(shù)Kt的計(jì)算公式[16]為

(2)

式中：l為缺口長(zhǎng)度；ρ為缺口底部曲率半徑。

圖5 脆化態(tài)HR3C鋼管缺口敏感度與應(yīng)力集中系數(shù)的關(guān)系Fig.5 Relationship between notch sensitivity and stress concentration factor of HR3C steel tube in embrittlement state

對(duì)3組脆化態(tài)鋼管的試驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析，計(jì)算得出其對(duì)應(yīng)的應(yīng)力集中系數(shù)，見(jiàn)表2。由圖5可知：脆化態(tài)HR3C鋼管的缺口敏感度隨應(yīng)力集中系數(shù)呈單調(diào)非線性變化；當(dāng)應(yīng)力集中系數(shù)大于3.5時(shí)，脆化態(tài)鋼管的缺口敏感度低于1，說(shuō)明材料對(duì)缺口較為敏感。

表2 不同缺口類(lèi)型下脆化態(tài)HR3C鋼管的應(yīng)力集中系數(shù)Table 2 Stress concentration coefficients of HR3C steel tube in embrittlement state with different notche types

4 結(jié) 論

(1) 供貨態(tài)未服役HR3C鋼管無(wú)缺口敏感性，服役5萬(wàn)h后鋼管發(fā)生脆化，對(duì)V型缺口的敏感性變大。

(2) 脆化態(tài)HR3C鋼管對(duì)V型缺口的敏感性大于對(duì)U型缺口的；對(duì)于角度60°、長(zhǎng)度1.00 mm、底部曲率半徑0.10～0.25 mm或角度45°、長(zhǎng)度0.50～1.00 mm、底部曲率半徑0.25 mm的V型缺口,脆化態(tài)HR3C鋼管較為敏感。

(3) 當(dāng)缺口應(yīng)力集中系數(shù)大于3.5時(shí)，脆化態(tài)HR3C鋼管對(duì)缺口較為敏感。