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)電機組的關鍵技術之一。奧氏體耐熱鋼Super304H 是在傳統(tǒng)奧氏體耐熱鋼TP304的基礎上，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測和安全風險評價提供理論基礎和數(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 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力條件下奧氏體耐熱鋼的失效機理。

2 結果與分析

持久強度（蠕變斷裂強度）是研究材料在高溫及應力時間的作用下，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出的公式外推得到的。本論文奧氏體耐熱鋼Super304H 不同應力狀態(tài)下持久強度試驗結果如表1 所示。圖1 為不同應力狀態(tài)下持久強度試樣斷口形貌。施加應力和斷裂時間不同，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，高應力狀態(tài)下，持久強度試樣的斷裂以塑性斷裂為主，低應力狀態(tài)下，持久強度試樣的斷裂以蠕變斷裂為主[3，4]。

表1 不同應力狀態(tài)的持久強度試樣斷裂時間

圖1 不同應力狀態(tài)的持久強度試樣斷口

圖2 為不同應力狀態(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為不同應力狀態(tài)下持久強度試樣的金相組織。應力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力不能傳遞切應力，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。高應力狀態(tài)下，蠕變裂紋以楔形裂紋為主，低應力狀態(tài)下，蠕變裂紋以洞型裂紋為主[5，6]。

圖2 不同應力狀態(tài)的持久強度試樣金相照片

圖3 不同應力狀態(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力狀態(tài)下穿晶塑性斷裂和低應力狀態(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晶體結構為體心立方晶系，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 結論

對奧氏體耐熱鋼Super304H 進行650℃不同應力的持久強度實驗。高應力狀態(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。