P92钢蠕变-疲劳交互作用下的裂纹扩展行为

荆洪阳，唐梦茹，赵 雷，徐连勇

(1 天津大学 材料科学与工程学院，天津 300072；2 天津市现代连接技术重点实验室，天津 300072)

P92钢蠕变-疲劳交互作用下的裂纹扩展行为

荆洪阳1,2，唐梦茹1,2，赵 雷1,2，徐连勇1,2

(1 天津大学 材料科学与工程学院，天津 300072；2 天津市现代连接技术重点实验室，天津 300072)

在630℃下，对P92钢进行应力控制下的蠕变-疲劳交互作用实验，研究P92钢高温蠕变-疲劳交互作用下的裂纹扩展行为，并结合断口形貌分析蠕变-疲劳裂纹扩展的机理以及a-N曲线的转折点含义。结果表明:P92钢在蠕变-疲劳交互作用下的断裂属于蠕变韧性断裂，应该用(Ct)avg作为裂纹扩展的断裂参量；P92钢在蠕变-疲劳交互条件下，试样的断口主要表现为蠕变孔洞以及微裂纹。此外，发现a-lg(Ni/Nf)曲线以及(da-dN)-N曲线中的拐点，分别对应蠕变-疲劳裂纹萌生区向扩展区转变周次以及扩展区向瞬断区转变的周次。

P92钢；蠕变-疲劳交互；裂纹扩展；断口分析；断裂参量

P92钢是目前世界各国大力发展超超临界机组的新型耐热钢材料[1]，它比其他铁素体合金钢具有更强的高温强度和蠕变性能。P92钢在高温高压条件下服役，高温长时间服役对材料产生蠕变损伤，同时火电机组的频繁启停和负荷变更等导致的循环载荷对材料会产生疲劳损伤，使得部件最终造成蠕变-疲劳交互作用破坏[2-7]。材料在蠕变-疲劳交互作用下的损耗与破坏，不仅仅是单纯的蠕变或者疲劳所造成的，因此若单纯从蠕变或者疲劳方式研究材料的失效行为，已经不能满足材料的可靠性研究。

由于耐热钢的高温构件结构比较复杂，难免存在缺陷，在长期服役条件下致使裂纹的萌生与扩展。因此，为保证高温结构完整性，研究高温蠕变-疲劳交互作用下的裂纹扩展具有重要意义。Zhang等[8]根据韧性耗散理论对P91钢蠕变-疲劳交互作用下的寿命进行预测；Kim等[9]利用无损超声波技术检测焊缝材料退化特性，进而预测P92焊缝在蠕变-疲劳交互作用下的寿命；刘红杰[10]和薛红军等[11]分别采用线性损伤方法和线性失效计算方法对P91钢蠕变-疲劳交互作用下的寿命进行预测；Fournier等[12]对基于应变控制下的P91钢蠕变-疲劳交互实验，考虑拉伸保持时间、保载阶段的应力松弛和实验过程中的氧化因素等对P91钢蠕变-疲劳的影响。但目前关于P92钢蠕变-疲劳交互作用的研究相对较少，尤其是P92钢在高温蠕变-疲劳交互作用下裂纹扩展行为的表征方法以及裂纹扩展的机制研究较少，制约着P92钢安全评定的发展。

本工作基于应力控制下的蠕变-疲劳交互实验，研究了P92钢蠕变-疲劳交互作用下裂纹扩展行为以及表征方法，分析了裂纹扩展的断口形貌和扩展机制，讨论了裂纹扩展不同阶段下裂纹扩展行为的变化。

1 蠕变-疲劳交互作用实验

实验所用的材料为进口P92钢，为超超临界机组火电厂主蒸汽管道材料。试样取自未服役管子，钢管规格为：φ288mm×45mm，供货状态为正火+回火，其热处理规范为：正火 1040℃/4h、空冷，回火 760℃/11h、空冷，组织为板条马氏体。P92钢的具体化学成分如表1所示。

表1 P92钢的化学成分(质量分数/%)Table 1 Chemical composition of P92 steel (mass fraction/%)

P92钢蠕变-疲劳交互实验在CCSS-3910电子高温持久蠕变试验机进行。按照标准ASTM E2760-2010规定，采用标准紧凑拉伸试样，如图1所示。实验温度为630℃，略高于P92钢的实际服役温度，通过热电偶测量试样上中下三处温度，进行闭环控制，控制温度偏差为±2℃。环境为实验室大气。控制方式为应力控制，加载波形为梯形(保载时间分别为0，180s和600s)，载荷比为0.1，升载速率为4.14kN/min，加载波形如图2所示。

图1 CT试样的几何尺寸Fig.1 Geometry of CT specimen

图2 加载波形曲线Fig.2 Loading wave curve

在实验过程中，主要测量裂纹扩展长度以及加载线位移。蠕变-疲劳裂纹扩展长度的测量采用直流电位法，在裂纹扩展过程中，电阻不断变大，在恒定电流下，裂纹面两端的电位会不断增大。通过记录实验过程中电压变化，进而转换为裂纹扩展的长度；加载线位移通过固定在上下拉杆处引伸计进行测量。

蠕变-疲劳裂纹扩展实验后，采用脆性断裂的方法将CT试样破断，测量实际扩展的裂纹长度，和直流电位法获得的裂纹长度进行对比，验证数据有效性。利用FE-SEM 4800型场发射扫描电子显微镜下进行了试样断口形貌的观察。

2 实验结果与分析

2.1 蠕变-疲劳裂纹扩展速率曲线

图3为P92钢在630℃时疲劳和蠕变-疲劳交互作用下的a-N曲线(a是裂纹扩展长度，N为循环次数)及裂纹扩展速率曲线。从图3(a)可以看出，蠕变-疲劳裂纹扩展过程，大致可以分为三个阶段：裂纹扩展的初始阶段；裂纹稳定扩展阶段；裂纹快速扩展阶段。在保载时间为180s和600s时阶段划分较为明显。纯疲劳作用下一、二阶段划分不明显。

从图3(b)可以看出P92钢在纯疲劳条件下，裂纹扩展速率da/dN与ΔK在双对数坐标下表现为线性关系，但是在蠕变-疲劳交互作用下，裂纹扩展速率随着ΔK的增大先减小后增大。这可能是由于在初始阶段裂纹尖端存在较高的弹性应力，迅速产生较大蠕变变形，但随着时间的积累，裂纹尖端发生应力松弛，会使蠕变变形速率减小。而应力松弛的速率会随着时间减小，裂纹长度随着ΔK的增大而增大，在这两种变化条件下，裂纹扩展速率会随着ΔK的增大先减小后增大，即呈对勾状变化。在P91钢的蠕变-疲劳裂纹扩展中也发现类似现象[13]。图4为用(da/dt)-ΔK表示的裂纹扩展速率曲线，曲线中也存在拐点，即裂纹扩展速率也随着ΔK的增大先减小后增大。

图3 P92钢在不同保载时间下的a-N曲线及裂纹扩展速率曲线(a)a-N曲线；(b)(da/dN)-ΔK曲线Fig.3 a-N and crack prorogation rates curves of P92 steel under different dwell time(a)a-N curve；(b)(da/dN)-ΔK curve

图4 P92钢在不同保载时间下的(da/dt)avg-ΔK曲线Fig.4 (da/dt)avg-ΔK curves of P92 steel under different dwell time

2.2 断口形貌分析

图5为纯疲劳条件下的断口形貌。从图5(a)可以看出，断口表面相对平整，可见二次裂纹，晶界附近聚集着大量尺寸大小不均匀的球形颗粒，尤其是在多个晶界交叉处。通过球形颗粒的能谱分析(见图6)，发现这些球形颗粒的成分基本都是合金化合物。这个现象可能是由于在裂纹扩展过程中，合金化合物在疲劳载荷的反复作用下，容易从基体中脱落下来。在疲劳裂纹稳定扩展阶段(如图5(b)所示)，断口表面相对平整，可见二次裂纹，这与裂纹初始扩展阶段(图5(a)所示)断口形貌相似。恰好对应图3(a)中纯疲劳条件下裂纹初始扩展与稳定扩展阶段划分不明显。图5(c)为纯疲劳下裂纹快速扩展阶段的断口形貌，显然与图5(a)，(b)形貌不同，断口凹凸不平，出现韧窝形貌，韧窝内部也存在球形颗粒。

图5 P92钢在纯疲劳条件下的微观断口SEM形貌(a)裂纹初始扩展阶段；(b)裂纹稳定扩展阶段；(c)裂纹快速扩展阶段Fig.5 SEM micrographs of fracture surface crack growth region for dwell time of 0s for P92 steel(a)initial crack growth stage；(b)steady crack growth stage；(c)accelerated crack growth stage

图6 球形颗粒EDS谱图Fig.6 EDS spectrum of spherical particles

图7为P92钢在保载时间为600s下的断口形貌。从图7中可以看出，P92钢在蠕变-疲劳交互作用下的断口形貌与纯疲劳下的断口形貌特征不同。此外，文献[14]中P92钢在纯蠕变条件下的断口形貌主要表现为蠕变孔洞。而在蠕变-疲劳交互作用下裂纹扩展初始阶段，断口相对平整，可以观察到少量的蠕变孔洞，如图7(a)所示。而在稳定扩展阶段，断口粗糙，蠕变孔洞数量明显增加，且大而深，这与在纯蠕变作用下有较大差异，在纯蠕变作用下，韧窝承受持久静态应力作用，缓慢长大到一定程度，连接成较大的孔洞。而在蠕变-疲劳交互作用下，孔洞大而深，可能由于循环载荷作用在晶界产生复杂的应力，使得韧窝、孔洞的成核与聚集程度加强，造成孔洞深度的加深。还可以看到大量的微裂纹，如图7(b)所示。这可能是由于韧窝或蠕变孔洞发生强烈聚集，并快速长大，最终形成微裂纹。在裂纹快速扩展阶段，断口相对较平整，蠕变孔洞分布较第二阶段浅而密，有明显的韧窝形貌，如图7(c)所示。

图7 P92钢在保载时间为600s时的微观断口形貌(a)裂纹初始扩展阶段；(b)裂纹稳定扩展阶段；(c)裂纹快速扩展阶段Fig.7 SEM micrographs of fracture surface for dwell time of 600s for P92 steel(a)initial crack growth stage；(b)steady crack growth stage；(c)accelerated crack growth stage

2.3 裂纹扩展速率的表征

材料在蠕变裂纹扩展和蠕变-疲劳裂纹扩展实验中主要表现为蠕变脆性和蠕变韧性两种蠕变行为。蠕变韧性断裂一般用(da/dt)avg-(Ct)avg来表征蠕变-疲劳裂纹扩展速率，而蠕变脆性断裂一般用(da/dN)-ΔK来表征。对于CT试样，在蠕变-疲劳交互裂纹扩展中参量(Ct)avg可以通过加载线位移速率进行计算，如式(1)所示：

(1)

式中：B为CT试样厚度；W为CT试样宽度；th为保载时间；f/f′是关于裂纹长度a与W的无量纲函数；ΔVc是一个循环周期中保载始末时间内的加载线位移。在蠕变-疲劳裂纹扩展过程中加载线的位移ΔV由两部分构成：弹性变形造成的位移ΔVe和由于蠕变变形累积造成的和时间相关的位移ΔVc。因此ΔVc一般通过式(2)和式(3)计算：

ΔVc=ΔV-ΔVe

(2)

(3)

如果ΔVe≤0.5ΔV，一般认为材料的断裂形式属于蠕变韧性断裂，可以利用断裂参量(Ct)avg表征裂纹扩展速率；如果ΔVe≥0.5ΔV，其断裂形式属于蠕变脆性断裂，此时需要用应力强度因子K来关联蠕变裂纹扩展速率。

对于CT试样，蠕变-疲劳裂纹扩展过程中的应力强度因子K一般可以通过式(4)计算：

(4)

式中：P是实验过程中施加的载荷；B是试样的厚度；a是当前的裂纹扩展长度；W是试样的宽度；f(a/W)是关于a和W的无量纲函数。

图8是保载时间为180s和600s，弹性变形造成的载荷线位移与总的载荷线位移的对比曲线(开环代表根据公式(3)得到的载荷线位移ΔVe，闭环代表总的载荷线位移ΔV)。从图8可以看出，在保载时间内总的载荷线位移要比对应的由于弹性而产生的载荷线位移大2～3个数量级。因此，对于P92钢而言，蠕变优先控制裂纹尖端行为。根据ASTME2760规定，P92钢属于蠕变断裂韧性材料，应 当选用(da/dt)avg-(Ct)avg表征P92钢的裂纹扩展行为。

图9为用(da/dt)avg-(Ct)avg描述的P92钢蠕变-疲劳交互作用下的裂纹扩展曲线。由图9可以看出，在双对数坐标下裂纹扩展速率随着(Ct)avg的增大而增大，并没有出现用ΔK描述裂纹扩展速率曲线时所出现的对勾状变化趋势。因此本工作采用(Ct)avg表征裂纹扩展速率是有效的。

图9 P92钢在不同保载时间下的(da/dt)avg-(Ct)avg曲线Fig.9 (da/dt)avg-(Ct)avg curves of P92 steel under different dwell time

2.4a-N曲线分析

2.4.1a-(Ni/Nf)曲线分析

Chen等[15]的研究发现在Rene88DT合金中，a-(Ni/Nf)曲线出现平台或突变时预示显微裂纹发生合并。王璞等[16]发现在GH864合金中，a-lg(Ni/Nf)曲线中的转折点对应的裂纹长度，与扫描电镜下观察到的裂纹萌生区向扩展区转变长度相近。图10为P92钢在不同保载时间下的a-lg(Ni/Nf)曲线(Ni为任意周次，Nf为断裂周次)。以保载时间为600s为例，从图10可以看出曲线中存在一个转折点，在该转折点右侧裂纹长度随着循环的变化有较大的变化，转折点处裂纹已扩展0.3mm，这与在SEM下所观察到的裂纹萌生区长度相近，如图7(a)虚线所示。因此，该转折点大致对应P92钢蠕变-疲劳裂纹扩展过程中裂纹萌生区向稳定扩展区的转变点。

图10 P92钢不同保载时间的a-lg(Ni/Nf)曲线Fig.10 a-lg(Ni/Nf) curves of P92 steel under different dwell time

2.4.2 (da/dN)-N曲线分析

图11为P92钢在不同保载时间下的(da/dN)-N曲线。从图11可以看出，(da/dN)-N曲线也存在拐点。在拐点右侧，(da/dN)随循环次数的变化，稳定增大；而在拐点右侧，随循环次数增大，裂纹扩展急剧增大，说明试样进入失稳状态，即试样进入快速扩展阶段，此转折点横坐标N为试样由稳定扩展区向快速扩展区转变对应的周次。

图11 P92钢不同保载时间的(da/dN)-N曲线Fig.11 (da/dN)-N curves of P92 steel under different dwell time

3 结论

(1)用断裂参量ΔK表征P92钢高温下蠕变-疲劳交互作用下裂纹扩展速率时，(da/dN)-ΔK在双对数坐标下出现先减小后增大变化趋势，呈“对勾”形状。

(2)P92钢在高温下蠕变-疲劳交互作用下的断裂属于蠕变韧性断裂，因此P92钢属于蠕变断裂韧性材料，应当选用(da/dt)avg-(Ct)avg来表征P92钢的裂纹扩展速率，稳定扩展阶段裂纹扩展速率和Ct具有幂指数关系。

(3)P92钢在高温蠕变-疲劳交互作用下的断口主要表现为蠕变孔洞以及微裂纹；孔洞大而深，主要是由于循环载荷作用在晶界产生复杂的应力，使得韧窝、孔洞的成核与聚集程度加强，造成孔洞深度的加深。微裂纹的形成可能是由于韧窝或蠕变孔洞发生强烈聚集，并快速长大，因此形成微裂纹。

(4)a-lg(Ni/Nf)曲线转折点对应裂纹萌生区向扩展区转变周次；(da/dN)-N曲线的转折点对应扩展区向快速扩展区的转变周次。

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(本文责编：杨 雪)

Crack Growth Behaviour of P92 Steel Under Creep-fatigue Interaction Conditions

JING Hong-yang1,2，TANG Meng-ru1,2，ZHAO Lei1,2，XU Lian-yong1,2

(1 School of Materials Science and Engineering，Tianjin University，Tianjin 300072，China；2 Tianjin Key Laboratory of Advanced Joining Technology，Tianjin 300072，China)

Creep-fatigue interaction tests of P92 steel at 630℃ under stress-controlled were carried out, and the crack propagation behaviour of P92 steel was studied. The fracture mechanism of crack growth under creep-fatigue interaction and the transition points ina-Ncurves were analyzed based on the fracture morphology. The results show that the fracture of P92 steel under creep-fatigue interaction is creep ductile fracture and the (Ct)avgparameter is employed to demonstrate the crack growth behaviour; in addition, the fracture morphology shows that the crack growth for P92 steel under creep-fatigue interaction is mainly caused by the nucleation and growth of the creep voids and micro-cracks. Furthermore, the transition point ofa-lg(Ni/Nf) curve corresponds to the turning point of initial crack growth changed into steady crack growth while the transition point of (da/dN)-Ncurve exhibits the turning point of steady creep crack growth changed into the accelerated crack growth.

P92 steel；creep-fatigue interaction；crack growth；fracture morphology；fracture parameter

2015-06-03;

2016-03-09

徐连勇(1975-)，男，博士，教授，博士研究生导师，主要研究方向为焊接力学、焊接应力与变形控制及模拟计算、高温下焊接结构完整性与寿命评估以及焊接接头环境腐蚀评价，联系地址：天津市津南区海河教育园雅观路135号天津大学31号教学楼171室(300350)，E-mail: xulianyong@tju.edu.cn

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000699

TG142.7

A

1001-4381(2017)05-0112-06