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)，通過電子掃描顯微鏡研究拉伸過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)和晶界處呈樹枝晶狀分布。這是由于在焊接過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)過快，最終形成粗大的樹枝狀?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)胞或樹突的形式存在?？拷酆暇€的晶粒在再結(jié)晶過程中為了降低系統(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，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)，通常按照繞過機(jī)制在其周圍形成位錯(cuò)環(huán)，在顆粒處堆積起來形成位錯(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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