國產P92鋼低周疲勞性能與斷裂特征研究

張 振， 胡正飛， 范立坤， 王 濱

（1.同濟大學 材料科學與工程學院，上海市金屬功能材料開發應用重點實驗室，上海201804；2.上海材料研究所 上海市工程材料應用評價重點實驗室，上海200437）

隨著電力工業的高速發展，高參數、大容量的超超臨界機組在我國得到了迅速發展，而發電機組關鍵部件的服役行為是熱電廠運行安全評價的主要內容.其中電站鍋爐四大管道厚壁部件在啟停時，內部流體溫度的急劇變化會引起沿壁厚方向的溫差熱應力.電站鍋爐在運行期間也總是處在調峰運行狀態，因此，鍋爐結構也會承受內部流體壓力變化，這些都使得鍋爐管道經歷低周疲勞運行，從而對材料造成疲勞損傷.由于電站鍋爐又是在較高溫度下服役的，因此高溫蠕變及低周疲勞是鍋爐材料損傷失效的主要原因［1］.

P92鋼是近年來超超臨界電站鍋爐系統的關鍵材料，它比其他鐵素體合金鋼具有更強的高溫強度、蠕變性能和更優良的抗腐蝕性能、抗氧化性能，同時其抗熱疲勞性、導熱系數和膨脹系數又遠優于奧氏體不銹鋼［2］.P92鋼是在P91鋼基礎上采用復合－多元強化手段，適當降低Mo的質量分數至0.30%～0.60%、加入質量分數為1.50%～2.00%的 W 并形成以W為主的W－Mo復合固溶強化，加入N形成間隙固溶強化，加入V、Nb和N形成氮化物彌散沉淀強化及加入微量的B（質量分數為0.001%～0.006%）形成晶界強化.P92鋼在600℃下的許用應力和持久強度比P91鋼提高了近20%［3］，已成為超超臨界機組的重要用鋼之一，其主要用于制造主蒸汽管道和鍋爐集箱等部件［4］.現階段，國內熱電領域對P92鋼的需求大部分依賴進口，國內雖然實現了P92鋼國產化，但相關基礎研究和工程應用研究尚缺乏基礎數據，且國內對P92鋼的研究主要集中在焊接、加工成形和熱處理［5］等方面，對其低周疲勞性能的研究報道不多.

筆者通過應變控制下某國產P92鋼在室溫20℃和高溫600℃下的低周疲勞性能試驗，比較了不同溫度條件下P92鋼低周疲勞性能及其影響因素，并利用掃描電鏡對P92鋼試樣斷口形貌進行了分析，從微觀角度探討P92鋼的疲勞損傷規律與裂紋萌生擴展機理.

1 試驗

1.1 試驗材料

所研究的P92材料是國內某鋼廠已經實現量產的P92管材.試驗材料從商品化管材上直接截取，疲勞試樣取樣方向為管道的縱向.表1給出了ASTM A335—2003《高溫設備用無縫鐵素體合金鋼管標準規范》［6］規定的P92鋼化學成分及所研究材料的化學成分.試驗所用國產P92鋼的拉伸力學性能見表2.

表1 P92鋼的化學成分Tab.1 Chemical composition of different P92steels %

表2 國產P92鋼的拉伸力學性能Tab.2 Tensile properties of domestic P92steel

1.2 試驗過程

參考標準GB／T 15248—2008《金屬材料軸向等幅低循環疲勞試驗方法》，低循環疲勞試驗在MTS－809電液伺服疲勞試驗機上進行.控制方式為總應變控制，應變速率為0.004s－1，采用三角波形，應變比R＝－1，試驗溫度分別為20℃和600℃.高溫試驗配有 MTS652.01電阻加熱爐，控溫精度為±1K，內部保溫30min后開始疲勞試驗，疲勞試樣如圖1所示.采用Quanta 200FEG場發射環境掃描電子顯微鏡對疲勞試樣斷口形貌進行觀察.

2 疲勞壽命分析

2.1 循環應變幅－壽命關系

對于單軸疲勞壽命的計算，有著名的Manson－Coffin關系式［7］

圖1 疲勞試樣尺寸示意圖（單位：mm）Fig.1 Schematic diagram of the fatigue specimen（unit：mm）

式中：Nf為循環周次；為 總 應 變分 別 為疲勞強度系數和疲勞延性系數；E為彈性模量；b0、c0分別為疲勞強度指數和疲勞延性指數.

利用Manson－Coffin關系式分別對不同溫度下國產P92鋼的單軸疲勞壽命進行了擬合，得到相關疲勞參數見表3.通常塑性材料的疲勞延性指數c0為－0.7～－0.5［8］，表中數值在此范圍內，表明P92鋼具有良好的塑性.

表3 不同溫度下國產P92鋼Manson－Coffin疲勞參數Tab.3 Manson－Coffin fatigue parameters of domestic P92steel at different temperatures

圖2為2種溫度下P92鋼的應變幅－壽命曲線.從圖2（a）可以看出，疲勞數據點均在曲線附近，波動很小，表明P92鋼單軸疲勞壽命結果與Manson－Coffin公式計算結果相符，使用 Manson－Coffin公式可以對P92鋼的單軸疲勞壽命進行預測.由試驗結果可知，加載應變幅越大，疲勞壽命越低，由此可知P92鋼對應變幅的變化較為敏感，同時材料的低周疲勞壽命不僅取決于外加總應變幅的大小，而且與溫度也密切相關.在較低應變幅下合金的疲勞壽命較長，即在高溫下滯留的時間更長，而氧化損傷又是與時間和溫度相關的，因而在較低應變幅下合金的疲勞壽命隨溫度的升高而降低，在此階段溫度對合金的疲勞壽命起主導作用；而在較高應變幅下合金的抗疲勞能力較低，此時總應變幅對疲勞性能的影響起主導作用.比較2條曲線可以看出，當應變幅從高到低變化時，室溫下的疲勞壽命顯著高于600℃時的疲勞壽命，且應變幅越小，溫度對壽命的影響越顯著.在疲勞變形期間，高溫環境對材料產生氧化作用，在滑移帶處及疲勞裂紋尖端的塑性區形成氧化物薄膜，這些脆性很大的氧化物薄膜在外加應力作用下極易開裂，同時溫度的升高使裂紋萌生速率加快［9］，這些都使得疲勞裂紋更容易擴展從而導致斷裂發生.所以應變幅和溫度的提高是造成材料單軸疲勞壽命降低的主要原因.

圖2 2種溫度下P92鋼的應變幅－壽命曲線Fig.2 Strain amplitude－fatigue life curves of P92 steel at two temperatures

圖2（b）為試驗用國產P92鋼及進口P92鋼［10］在20℃和600℃條件下的應變幅－壽命曲線.由圖2（b）可以看出，室溫下國產P92鋼與進口P92鋼的低周疲勞壽命大致相同；而在高溫條件下，在相同總應變幅下，進口P92鋼的低周疲勞壽命高于國產P92鋼，這說明國產P92鋼在高溫下的疲勞性能有待進一步改善.

2.2 循環應力－應變關系

在低周疲勞條件下，由于外加循環應力高于材料的屈服強度，此時除產生彈性應變外，還會產生塑性應變.應力與塑性應變εp的關系可由Holomon關系［7］表達，即

式中：K為強度系數，具有應力量綱，MPa；n為應變硬化指數，當n＝0時表示無應變硬化，應力與塑性應變無關，是理想塑性材料.

根據試驗數據得到2種溫度下的循環應力－應變關系為

圖3為2種溫度下國產P92鋼總應變幅為0.3%時的S－N曲線和穩定循環應力－應變曲線.從圖3（a）可以看出，2種溫度下P92鋼在最終斷裂失效前均呈現循環軟化特征，為循環軟化材料.室溫和高溫下循環應力的最大值均出現在初始循環階段，且室溫下隨著循環的進行出現穩定循環階段，而高溫下未出現明顯的穩定循環階段.已有研究表明，鐵素體鋼在低周疲勞過程中會發生軟化行為，在其初期微觀組織中含有大量的位錯結構，循環軟化就是這些位錯的再分布及向低能態轉化的過程，從而形成低位錯密度的亞晶粒［11－12］，且隨著循環變形的加劇，晶界處析出物和缺陷將成為疲勞裂紋萌生的起點.在整個壽命周期內，拉壓最大應力呈現階段變化特征，即早期的應力快速下降階段、中期的應力相對穩定階段和后期的應力再次快速下降階段，分別對應微觀裂紋的萌生、擴展和宏觀裂紋的擴展階段［13］.從圖3（a）還可以看出，與室溫相比，高溫時應力穩定階段較短，峰值應力下降較快，材料的循環軟化特征更明顯，疲勞裂紋擴展速率更快，材料更易發生斷裂失效.從圖3（b）可以看出，在高溫條件下，材料的彈性模量與屈服強度相對室溫下明顯減小，其減小程度因溫度不同而不同.

圖3 2種溫度下國產P92鋼S－N曲線和穩定循環應力－應變曲線Fig.3 S－N and steady cycle stress－strain curves of domestic P92steel at two temperatures

2.3 疲勞損傷－壽命關系

已有大量研究表明［14］，循環塑性變形及其累積是導致疲勞損傷的根本原因.在應變控制的疲勞試驗中，損傷一般發生在穩定循環之后.定義曲線斜率開始趨于恒定的循環時刻為穩定循環，此時對應的應力幅值為穩定循環應力幅值，當應力下降到穩定循環峰值拉壓應力的70%時，選取此時的循環周次Nf作為失效周次.在應變飽和后，采用有效應力表示的塑性應變幅和彈性應變幅均可以視為常量.因此，忽略未飽和階段的影響，采用總應變控制時，循環穩定材料的低周疲勞損傷［15］為

式中：D 為低周疲勞損傷；Δεt為總應變幅；Dc為N＝Nf時的低周疲勞損傷；α為無量綱常數.

在應變控制下，低周疲勞的實際損傷定義為

式中：Δσ＊為穩定循環應力幅值；Δσ為損傷發生之后的循環應力幅值.

根據試驗數據計算出損傷值，再利用式（5）擬合得到公式中的系數α，從而得到2種溫度下低周疲勞損傷與低周疲勞循環壽命分數之間的關系.擬合公式為

圖4為2種溫度下國產P92鋼在0.3%總應變幅下的損傷與低周疲勞循環壽命分數的關系曲線.由于按循環應力幅定義的損傷發生在低周疲勞循環穩定后，因此，從循環開始到循環穩定的一段時間內損傷為0.從圖4可以看出，在室溫下P92鋼失效前損傷較小，在將要達到失效點時損傷程度急劇增加，而后發生斷裂失效；在600℃下損傷程度隨疲勞周次緩慢增加，直至發生斷裂失效.同時比較發現在相同的低周疲勞循環壽命分數下，室溫下的低周疲勞損傷程度小于600℃下的低周疲勞損傷程度，但最終的低周疲勞損傷程度較高.

圖4 2種溫度下國產P92鋼損傷與低周疲勞循環壽命分數的關系Fig.4 Relationship between damage factor and life fraction of domestic P92steel at two temperatures

3 試樣斷口形貌分析

疲勞裂紋一般在試樣表面萌生，所以對環境很敏感.大量試驗表明，環境對滑移不可逆性和疲勞壽命有很大的影響.在高溫低周疲勞條件下，由于蠕變損傷的引入，疲勞裂紋在晶界處也容易形核；而在室溫下，如果晶界上沒有第二相顆?；虿皇墉h境效應影響，疲勞裂紋在晶界形核的機會較少［9］，這在宏觀上表現為其疲勞壽命相對較長.

圖5給出了國產P92鋼在0.3%應變幅下室溫和高溫試樣的宏觀疲勞斷口形貌和裂紋源A處的微觀形貌.從宏觀斷口可觀察到明顯的裂紋源、疲勞區（即裂紋擴展區）及斷裂區3部分，它們分別代表了疲勞破壞的不同歷程，且室溫下裂紋擴展區較為光亮，最終斷裂區呈灰黑色.而高溫條件下，裂紋源與裂紋擴展區均為氧化色.其中圖5（a）裂紋源清晰可見且只有一個，通過裂紋源斷口表面的放射狀起點可以判斷出裂紋源位于試樣表面.裂紋源和裂紋擴展區比較平，這是裂紋在中等應力作用下緩慢向前擴展的結果，裂紋擴展過程中會形成明顯的裂紋前沿線.比較圖5（b）可以發現，高溫下試樣的斷口收縮更明顯，裂紋擴展區所占比例更大，瞬時斷裂區更小，這與損傷壽命曲線所反映的結果一致.從圖5（c）可以看出，合金疲勞裂紋起源于試樣表面被氧化的碳化物，在低周疲勞試驗中合金表面碳化物的優先氧化破壞了試樣表面的連續性，導致了疲勞裂紋的出現，以此區域為中心可觀察到向四周輻射的放射臺階或線痕.由高溫下的裂紋源（圖5（d））可以清晰地觀察到裂紋從試樣表面萌生并向內擴展的過程，沒有發現位于試樣內部的裂紋源，裂紋源呈沿周邊起源特征.同時可以看到，光滑的試樣表面經循環變形后變粗糙，并覆蓋一層氧化膜，這種粗糙表現為微觀的峰和谷.已有研究表明，表面粗糙主要是由駐留滑移帶在表面“擠出”和“侵入”造成的［9］，而氧化膜在裂紋尖端發生破裂往往成為裂紋源的萌生處.所以對于高溫下的P92鋼可以采用噴丸、滲碳和氮化等表面強化處理方式來提高其表面的疲勞極限，從而提高高溫下的疲勞強度和疲勞壽命.

圖5 2種溫度下國產P92鋼宏觀疲勞斷口形貌和裂紋源A處的微觀形貌Fig.5 Macro fractograph and partial enlargement at crack initiation Aof domestic P92steel at two temperatures

圖6為國產P92鋼在0.3%應變幅下室溫和高溫試樣斷口裂紋擴展區的微觀形貌.從圖6可以觀察到與裂紋擴展方向平行的疲勞裂紋和垂直裂紋擴展方向的疲勞條帶和二次裂紋，且高溫下的疲勞裂紋更明顯，疲勞條帶明顯增加.室溫下的裂紋擴展區（圖6（a））疲勞裂紋的擴展路程不連續，沿一定的結晶面擴展，同時在疲勞條帶間能夠觀察到大量細小且呈斷續分布的二次裂紋，其起裂后局部應力得到松弛，使得疲勞裂紋以條帶機制擴展；高溫下的裂紋擴展區（圖6（b））具有典型的疲勞斷裂特征，根據條帶形態可判斷為韌性疲勞條帶，高溫下疲勞裂紋附近組織的二次裂紋長度增大，說明疲勞裂紋附近的熱應力增大和合金強度降低造成塑性變形區的增加，因此促進了二次裂紋的合并、萌生和擴展；而高溫斷口（圖6（c））中的疲勞裂紋和疲勞條帶均覆蓋有一層氧化薄膜，這種脆性很大氧化膜的形成會降低對位錯滑移的阻礙作用，從而有助于疲勞裂紋的擴展［16］，而室溫下氧化薄膜相對較少.

圖7為國產P92鋼在0.3%應變幅下室溫和高溫試樣斷口最終斷裂區的微觀形貌.從圖7可以看到大量的韌窩，為典型的韌性斷裂模式，同時在韌窩中心可以看到球形夾雜物.根據塑性變形理論，由于塑性變形使夾雜物界面上首先形成裂紋并不斷擴展，最后夾雜物之間的基體金屬產生“內塑頸”，當內塑頸達到一定程度后被撕裂或剪切斷裂，使空洞連結，從而形成了所看到的韌窩斷口形貌.

圖6 2種溫度下國產P92鋼斷口裂紋擴展區的微觀形貌Fig.6 Micro－morphology in crack extension zone of domestic P92steel at two temperatures

圖7 2種溫度下國產P92鋼斷口最終斷裂區的微觀形貌Fig.7 Micro－morphology in fracture zone of domestic P92steel at two temperatures

4 結 論

（1）當應變幅從高到低變化時，室溫下的疲勞壽命顯著高于600℃下的疲勞壽命，應變幅和溫度的提高是造成材料單軸疲勞壽命降低的主要原因.

（2）在2種溫度下材料均出現循環軟化特征，且600℃下材料的循環軟化特征更明顯，疲勞周期內未出現明顯的穩定循環階段，疲勞裂紋擴展速率更快，材料更易發生斷裂失效.

（3）在相同的疲勞壽命分數下，室溫下的疲勞損傷程度小于600℃下，且在室溫時材料在將要達到失效點時損傷程度急劇增加，而后發生斷裂失效，而在600℃下損傷程度隨疲勞周次緩慢增加，直至發生斷裂失效.

（4）國產P92鋼在室溫和高溫下的疲勞斷口均包含裂紋源、裂紋擴展區及斷裂區，且疲勞裂紋均萌生于試樣表面.室溫和高溫下的裂紋擴展區均由河流狀疲勞條帶組成，裂紋擴展為條紋機制.在高溫下具有較低的疲勞壽命，這與氧化損傷、裂紋萌生擴展速率和材料的塑性變形密切相關.

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