国产P92钢低周疲劳性能与断裂特征研究

张 振， 胡正飞， 范立坤， 王 滨

（1.同济大学 材料科学与工程学院，上海市金属功能材料开发应用重点实验室，上海201804；2.上海材料研究所 上海市工程材料应用评价重点实验室，上海200437）

随着电力工业的高速发展，高参数、大容量的超超临界机组在我国得到了迅速发展，而发电机组关键部件的服役行为是热电厂运行安全评价的主要内容.其中电站锅炉四大管道厚壁部件在启停时，内部流体温度的急剧变化会引起沿壁厚方向的温差热应力.电站锅炉在运行期间也总是处在调峰运行状态，因此，锅炉结构也会承受内部流体压力变化，这些都使得锅炉管道经历低周疲劳运行，从而对材料造成疲劳损伤.由于电站锅炉又是在较高温度下服役的，因此高温蠕变及低周疲劳是锅炉材料损伤失效的主要原因［1］.

P92钢是近年来超超临界电站锅炉系统的关键材料，它比其他铁素体合金钢具有更强的高温强度、蠕变性能和更优良的抗腐蚀性能、抗氧化性能，同时其抗热疲劳性、导热系数和膨胀系数又远优于奥氏体不锈钢［2］.P92钢是在P91钢基础上采用复合－多元强化手段，适当降低Mo的质量分数至0.30%～0.60%、加入质量分数为1.50%～2.00%的 W 并形成以W为主的W－Mo复合固溶强化，加入N形成间隙固溶强化，加入V、Nb和N形成氮化物弥散沉淀强化及加入微量的B（质量分数为0.001%～0.006%）形成晶界强化.P92钢在600℃下的许用应力和持久强度比P91钢提高了近20%［3］，已成为超超临界机组的重要用钢之一，其主要用于制造主蒸汽管道和锅炉集箱等部件［4］.现阶段，国内热电领域对P92钢的需求大部分依赖进口，国内虽然实现了P92钢国产化，但相关基础研究和工程应用研究尚缺乏基础数据，且国内对P92钢的研究主要集中在焊接、加工成形和热处理［5］等方面，对其低周疲劳性能的研究报道不多.

笔者通过应变控制下某国产P92钢在室温20℃和高温600℃下的低周疲劳性能试验，比较了不同温度条件下P92钢低周疲劳性能及其影响因素，并利用扫描电镜对P92钢试样断口形貌进行了分析，从微观角度探讨P92钢的疲劳损伤规律与裂纹萌生扩展机理.

1 试验

1.1 试验材料

所研究的P92材料是国内某钢厂已经实现量产的P92管材.试验材料从商品化管材上直接截取，疲劳试样取样方向为管道的纵向.表1给出了ASTM A335—2003《高温设备用无缝铁素体合金钢管标准规范》［6］规定的P92钢化学成分及所研究材料的化学成分.试验所用国产P92钢的拉伸力学性能见表2.

表1 P92钢的化学成分Tab.1 Chemical composition of different P92steels %

表2 国产P92钢的拉伸力学性能Tab.2 Tensile properties of domestic P92steel

1.2 试验过程

参考标准GB／T 15248—2008《金属材料轴向等幅低循环疲劳试验方法》，低循环疲劳试验在MTS－809电液伺服疲劳试验机上进行.控制方式为总应变控制，应变速率为0.004s－1，采用三角波形，应变比R＝－1，试验温度分别为20℃和600℃.高温试验配有 MTS652.01电阻加热炉，控温精度为±1K，内部保温30min后开始疲劳试验，疲劳试样如图1所示.采用Quanta 200FEG场发射环境扫描电子显微镜对疲劳试样断口形貌进行观察.

2 疲劳寿命分析

2.1 循环应变幅－寿命关系

对于单轴疲劳寿命的计算，有著名的Manson－Coffin关系式［7］

图1 疲劳试样尺寸示意图（单位：mm）Fig.1 Schematic diagram of the fatigue specimen（unit：mm）

式中：Nf为循环周次；为 总 应 变分 别 为疲劳强度系数和疲劳延性系数；E为弹性模量；b0、c0分别为疲劳强度指数和疲劳延性指数.

利用Manson－Coffin关系式分别对不同温度下国产P92钢的单轴疲劳寿命进行了拟合，得到相关疲劳参数见表3.通常塑性材料的疲劳延性指数c0为－0.7～－0.5［8］，表中数值在此范围内，表明P92钢具有良好的塑性.

表3 不同温度下国产P92钢Manson－Coffin疲劳参数Tab.3 Manson－Coffin fatigue parameters of domestic P92steel at different temperatures

图2为2种温度下P92钢的应变幅－寿命曲线.从图2（a）可以看出，疲劳数据点均在曲线附近，波动很小，表明P92钢单轴疲劳寿命结果与Manson－Coffin公式计算结果相符，使用 Manson－Coffin公式可以对P92钢的单轴疲劳寿命进行预测.由试验结果可知，加载应变幅越大，疲劳寿命越低，由此可知P92钢对应变幅的变化较为敏感，同时材料的低周疲劳寿命不仅取决于外加总应变幅的大小，而且与温度也密切相关.在较低应变幅下合金的疲劳寿命较长，即在高温下滞留的时间更长，而氧化损伤又是与时间和温度相关的，因而在较低应变幅下合金的疲劳寿命随温度的升高而降低，在此阶段温度对合金的疲劳寿命起主导作用；而在较高应变幅下合金的抗疲劳能力较低，此时总应变幅对疲劳性能的影响起主导作用.比较2条曲线可以看出，当应变幅从高到低变化时，室温下的疲劳寿命显著高于600℃时的疲劳寿命，且应变幅越小，温度对寿命的影响越显著.在疲劳变形期间，高温环境对材料产生氧化作用，在滑移带处及疲劳裂纹尖端的塑性区形成氧化物薄膜，这些脆性很大的氧化物薄膜在外加应力作用下极易开裂，同时温度的升高使裂纹萌生速率加快［9］，这些都使得疲劳裂纹更容易扩展从而导致断裂发生.所以应变幅和温度的提高是造成材料单轴疲劳寿命降低的主要原因.

图2 2种温度下P92钢的应变幅－寿命曲线Fig.2 Strain amplitude－fatigue life curves of P92 steel at two temperatures

图2（b）为试验用国产P92钢及进口P92钢［10］在20℃和600℃条件下的应变幅－寿命曲线.由图2（b）可以看出，室温下国产P92钢与进口P92钢的低周疲劳寿命大致相同；而在高温条件下，在相同总应变幅下，进口P92钢的低周疲劳寿命高于国产P92钢，这说明国产P92钢在高温下的疲劳性能有待进一步改善.

2.2 循环应力－应变关系

在低周疲劳条件下，由于外加循环应力高于材料的屈服强度，此时除产生弹性应变外，还会产生塑性应变.应力与塑性应变εp的关系可由Holomon关系［7］表达，即

式中：K为强度系数，具有应力量纲，MPa；n为应变硬化指数，当n＝0时表示无应变硬化，应力与塑性应变无关，是理想塑性材料.

根据试验数据得到2种温度下的循环应力－应变关系为

图3为2种温度下国产P92钢总应变幅为0.3%时的S－N曲线和稳定循环应力－应变曲线.从图3（a）可以看出，2种温度下P92钢在最终断裂失效前均呈现循环软化特征，为循环软化材料.室温和高温下循环应力的最大值均出现在初始循环阶段，且室温下随着循环的进行出现稳定循环阶段，而高温下未出现明显的稳定循环阶段.已有研究表明，铁素体钢在低周疲劳过程中会发生软化行为，在其初期微观组织中含有大量的位错结构，循环软化就是这些位错的再分布及向低能态转化的过程，从而形成低位错密度的亚晶粒［11－12］，且随着循环变形的加剧，晶界处析出物和缺陷将成为疲劳裂纹萌生的起点.在整个寿命周期内，拉压最大应力呈现阶段变化特征，即早期的应力快速下降阶段、中期的应力相对稳定阶段和后期的应力再次快速下降阶段，分别对应微观裂纹的萌生、扩展和宏观裂纹的扩展阶段［13］.从图3（a）还可以看出，与室温相比，高温时应力稳定阶段较短，峰值应力下降较快，材料的循环软化特征更明显，疲劳裂纹扩展速率更快，材料更易发生断裂失效.从图3（b）可以看出，在高温条件下，材料的弹性模量与屈服强度相对室温下明显减小，其减小程度因温度不同而不同.

图3 2种温度下国产P92钢S－N曲线和稳定循环应力－应变曲线Fig.3 S－N and steady cycle stress－strain curves of domestic P92steel at two temperatures

2.3 疲劳损伤－寿命关系

已有大量研究表明［14］，循环塑性变形及其累积是导致疲劳损伤的根本原因.在应变控制的疲劳试验中，损伤一般发生在稳定循环之后.定义曲线斜率开始趋于恒定的循环时刻为稳定循环，此时对应的应力幅值为稳定循环应力幅值，当应力下降到稳定循环峰值拉压应力的70%时，选取此时的循环周次Nf作为失效周次.在应变饱和后，采用有效应力表示的塑性应变幅和弹性应变幅均可以视为常量.因此，忽略未饱和阶段的影响，采用总应变控制时，循环稳定材料的低周疲劳损伤［15］为

式中：D 为低周疲劳损伤；Δεt为总应变幅；Dc为N＝Nf时的低周疲劳损伤；α为无量纲常数.

在应变控制下，低周疲劳的实际损伤定义为

式中：Δσ＊为稳定循环应力幅值；Δσ为损伤发生之后的循环应力幅值.

根据试验数据计算出损伤值，再利用式（5）拟合得到公式中的系数α，从而得到2种温度下低周疲劳损伤与低周疲劳循环寿命分数之间的关系.拟合公式为

图4为2种温度下国产P92钢在0.3%总应变幅下的损伤与低周疲劳循环寿命分数的关系曲线.由于按循环应力幅定义的损伤发生在低周疲劳循环稳定后，因此，从循环开始到循环稳定的一段时间内损伤为0.从图4可以看出，在室温下P92钢失效前损伤较小，在将要达到失效点时损伤程度急剧增加，而后发生断裂失效；在600℃下损伤程度随疲劳周次缓慢增加，直至发生断裂失效.同时比较发现在相同的低周疲劳循环寿命分数下，室温下的低周疲劳损伤程度小于600℃下的低周疲劳损伤程度，但最终的低周疲劳损伤程度较高.

图4 2种温度下国产P92钢损伤与低周疲劳循环寿命分数的关系Fig.4 Relationship between damage factor and life fraction of domestic P92steel at two temperatures

3 试样断口形貌分析

疲劳裂纹一般在试样表面萌生，所以对环境很敏感.大量试验表明，环境对滑移不可逆性和疲劳寿命有很大的影响.在高温低周疲劳条件下，由于蠕变损伤的引入，疲劳裂纹在晶界处也容易形核；而在室温下，如果晶界上没有第二相颗粒或不受环境效应影响，疲劳裂纹在晶界形核的机会较少［9］，这在宏观上表现为其疲劳寿命相对较长.

图5给出了国产P92钢在0.3%应变幅下室温和高温试样的宏观疲劳断口形貌和裂纹源A处的微观形貌.从宏观断口可观察到明显的裂纹源、疲劳区（即裂纹扩展区）及断裂区3部分，它们分别代表了疲劳破坏的不同历程，且室温下裂纹扩展区较为光亮，最终断裂区呈灰黑色.而高温条件下，裂纹源与裂纹扩展区均为氧化色.其中图5（a）裂纹源清晰可见且只有一个，通过裂纹源断口表面的放射状起点可以判断出裂纹源位于试样表面.裂纹源和裂纹扩展区比较平，这是裂纹在中等应力作用下缓慢向前扩展的结果，裂纹扩展过程中会形成明显的裂纹前沿线.比较图5（b）可以发现，高温下试样的断口收缩更明显，裂纹扩展区所占比例更大，瞬时断裂区更小，这与损伤寿命曲线所反映的结果一致.从图5（c）可以看出，合金疲劳裂纹起源于试样表面被氧化的碳化物，在低周疲劳试验中合金表面碳化物的优先氧化破坏了试样表面的连续性，导致了疲劳裂纹的出现，以此区域为中心可观察到向四周辐射的放射台阶或线痕.由高温下的裂纹源（图5（d））可以清晰地观察到裂纹从试样表面萌生并向内扩展的过程，没有发现位于试样内部的裂纹源，裂纹源呈沿周边起源特征.同时可以看到，光滑的试样表面经循环变形后变粗糙，并覆盖一层氧化膜，这种粗糙表现为微观的峰和谷.已有研究表明，表面粗糙主要是由驻留滑移带在表面“挤出”和“侵入”造成的［9］，而氧化膜在裂纹尖端发生破裂往往成为裂纹源的萌生处.所以对于高温下的P92钢可以采用喷丸、渗碳和氮化等表面强化处理方式来提高其表面的疲劳极限，从而提高高温下的疲劳强度和疲劳寿命.

图5 2种温度下国产P92钢宏观疲劳断口形貌和裂纹源A处的微观形貌Fig.5 Macro fractograph and partial enlargement at crack initiation Aof domestic P92steel at two temperatures

图6为国产P92钢在0.3%应变幅下室温和高温试样断口裂纹扩展区的微观形貌.从图6可以观察到与裂纹扩展方向平行的疲劳裂纹和垂直裂纹扩展方向的疲劳条带和二次裂纹，且高温下的疲劳裂纹更明显，疲劳条带明显增加.室温下的裂纹扩展区（图6（a））疲劳裂纹的扩展路程不连续，沿一定的结晶面扩展，同时在疲劳条带间能够观察到大量细小且呈断续分布的二次裂纹，其起裂后局部应力得到松弛，使得疲劳裂纹以条带机制扩展；高温下的裂纹扩展区（图6（b））具有典型的疲劳断裂特征，根据条带形态可判断为韧性疲劳条带，高温下疲劳裂纹附近组织的二次裂纹长度增大，说明疲劳裂纹附近的热应力增大和合金强度降低造成塑性变形区的增加，因此促进了二次裂纹的合并、萌生和扩展；而高温断口（图6（c））中的疲劳裂纹和疲劳条带均覆盖有一层氧化薄膜，这种脆性很大氧化膜的形成会降低对位错滑移的阻碍作用，从而有助于疲劳裂纹的扩展［16］，而室温下氧化薄膜相对较少.

图7为国产P92钢在0.3%应变幅下室温和高温试样断口最终断裂区的微观形貌.从图7可以看到大量的韧窝，为典型的韧性断裂模式，同时在韧窝中心可以看到球形夹杂物.根据塑性变形理论，由于塑性变形使夹杂物界面上首先形成裂纹并不断扩展，最后夹杂物之间的基体金属产生“内塑颈”，当内塑颈达到一定程度后被撕裂或剪切断裂，使空洞连结，从而形成了所看到的韧窝断口形貌.

图6 2种温度下国产P92钢断口裂纹扩展区的微观形貌Fig.6 Micro－morphology in crack extension zone of domestic P92steel at two temperatures

图7 2种温度下国产P92钢断口最终断裂区的微观形貌Fig.7 Micro－morphology in fracture zone of domestic P92steel at two temperatures

4 结 论

（1）当应变幅从高到低变化时，室温下的疲劳寿命显著高于600℃下的疲劳寿命，应变幅和温度的提高是造成材料单轴疲劳寿命降低的主要原因.

（2）在2种温度下材料均出现循环软化特征，且600℃下材料的循环软化特征更明显，疲劳周期内未出现明显的稳定循环阶段，疲劳裂纹扩展速率更快，材料更易发生断裂失效.

（3）在相同的疲劳寿命分数下，室温下的疲劳损伤程度小于600℃下，且在室温时材料在将要达到失效点时损伤程度急剧增加，而后发生断裂失效，而在600℃下损伤程度随疲劳周次缓慢增加，直至发生断裂失效.

（4）国产P92钢在室温和高温下的疲劳断口均包含裂纹源、裂纹扩展区及断裂区，且疲劳裂纹均萌生于试样表面.室温和高温下的裂纹扩展区均由河流状疲劳条带组成，裂纹扩展为条纹机制.在高温下具有较低的疲劳寿命，这与氧化损伤、裂纹萌生扩展速率和材料的塑性变形密切相关.

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