摘 要:在625 ℃下對 P92鋼進(jìn)行了蠕變-疲勞試驗,分析了應(yīng)變幅(0.4%~1.4%)和 保載時間(30~300s)對 P92鋼循環(huán)變形行為的影響,探討了蠕變-疲勞交互作用下的微 觀機(jī)制,并與低周疲勞試驗進(jìn)行了對比。結(jié)果表明:蠕變-疲勞交互作用引起 P92鋼從非 Masing特性向 Masing特性轉(zhuǎn)變,且保載時間內(nèi)的應(yīng)力松弛導(dǎo)致蠕變-疲勞載荷下的循環(huán) 軟化加速;疲勞過程中 P92鋼微觀結(jié)構(gòu)發(fā)生非均勻變化,位錯密度降低,最終形成長條狀 亞晶結(jié)構(gòu),而蠕變-疲勞過程中 P92鋼的微觀結(jié)構(gòu)變化和位錯密度降低程度更加均勻、顯 著,最終形成等軸狀亞晶或位錯胞結(jié)構(gòu),并伴有沉淀物粗化現(xiàn)象。 

關(guān)鍵詞:循環(huán)變形行為;蠕變-疲勞;微觀機(jī)制;P92鋼 

中圖分類號:TG142                                 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A                                文章編號:1000-3738(2022)05-0036-06

0 引 言 

現(xiàn)代工業(yè)對高效、環(huán)保的要求日益嚴(yán)苛, 石油化工、能源和航空航天等領(lǐng)域的關(guān)鍵裝備 逐漸朝著高參數(shù)、大容量和惡劣條件運(yùn)行方向發(fā)展[1]。在滿足現(xiàn)代工業(yè)經(jīng)濟(jì)性和可持續(xù)性發(fā) 展的同時,工業(yè)關(guān)鍵裝備的大容量化和所處的 高溫、高壓惡劣環(huán)境對其安全可靠性提出了更 加嚴(yán)峻的挑戰(zhàn)。比如航空發(fā)動機(jī)、燃?xì)廨啓C(jī)、超 超臨界汽輪機(jī)及主蒸汽管道等高溫關(guān)鍵裝備除 了經(jīng)受頻繁啟停和變負(fù)荷導(dǎo)致的機(jī)械及熱應(yīng)力 循環(huán)載荷以外,還會經(jīng)受穩(wěn)態(tài)運(yùn)行引起的蠕變 載荷,因此,這些關(guān)鍵裝備不可避免地面臨更加 復(fù)雜的蠕變-疲勞損傷。疲勞與蠕變的交互作 用可能導(dǎo)致高溫關(guān)鍵裝備提前失效,造成災(zāi)難 性的后果,因此,高溫關(guān)鍵裝備的設(shè)計和完整性 評價必須考慮蠕變-疲勞交互作用的影響。 

近年來,金屬材料蠕變-疲勞研究得到了國 內(nèi)外學(xué)者的廣泛重視。然而,大部分研究主要 關(guān)注于材料失效模式和壽命預(yù)測模型方面[2]。 蠕變-疲勞失效取決于疲勞損傷與蠕變損傷的 交互作用:當(dāng)應(yīng)變幅較大時,疲勞損傷占主導(dǎo), 材料發(fā)生穿晶破壞;當(dāng)應(yīng)變幅較小時,蠕變損傷 占主導(dǎo),材料發(fā)生沿晶破壞;而在常發(fā)生蠕變疲勞交互作用的中等應(yīng)變幅下,材料呈穿晶和 沿晶混合破壞模式[3]。在相同應(yīng)變幅下,蠕變疲勞交 互 作 用 會 明 顯 降 低 材 料 的 疲 勞 壽 命。 HORMOZI等[4]在 650 ℃ 下對 316 不銹鋼進(jìn) 行了不同應(yīng)變幅下的蠕變-疲勞試驗,研究發(fā)現(xiàn) 含保載時間的應(yīng)變循環(huán)表現(xiàn)出更低的拉伸流變 應(yīng)力以及更大的塑性應(yīng)變范圍,且高應(yīng)變范圍 下的應(yīng) 力 松 弛 幅 度 更 大。CARROLL 等[5]研 究了保載時間對617合金蠕變-疲勞行為的影 響,發(fā)現(xiàn)雖然應(yīng)變保載會降低合金的疲勞壽命, 但是當(dāng)保載時間達(dá)到某個極限時循環(huán)壽命不再 繼續(xù)降低,說明應(yīng)變保載的應(yīng)力松弛對循環(huán)變 形的影響存在臨界值。CHEN 等[6]通過掃描 電子顯微鏡(SEM)和電子背散射衍射(EBSD) 技術(shù)從微觀角度分析了蠕變損傷對617合金循 環(huán)變形的影響,發(fā)現(xiàn)應(yīng)變保載引起的蠕變損傷 (應(yīng)力松弛)會加強(qiáng)大角度晶界(HAGBs)附近的局部變形以及促進(jìn)晶界滑移,從而大幅降低 材料的抗疲勞性能。LORD 等[7]在研究 René 80合金蠕變-疲勞行為時發(fā)現(xiàn),拉伸應(yīng)變保載 能增加疲勞壽命,而壓縮應(yīng)變保載會縮短疲勞壽命。CHAUHAN 等[8]觀察到拉伸和壓縮應(yīng) 變保載都會損害12Cr-ODS鋼的疲勞壽命,尤 其是在小應(yīng)變范圍的工況下。因此,蠕變對循 環(huán)變形響應(yīng)的影響還取決于材料的循環(huán)特性。

P92鋼是一種鉻質(zhì)量分?jǐn)?shù)在9%~12%的 馬氏體鋼,具有高熱導(dǎo)率、低熱膨脹系數(shù)等優(yōu) 點,廣泛應(yīng)用于電站中的主蒸汽管道、高溫過熱 器/再熱器管道和集箱等關(guān)鍵設(shè)備,并成為第四 代核電設(shè)備的候選材料。P92鋼是在9Cr-1Mo 鋼的基礎(chǔ)上,通過加入鎢元素和降低鉬元素含 量改進(jìn)得到的,其蠕變強(qiáng)度相比于9Cr-1Mo鋼 提升 了 10% ~20%。FOURNIER 等[9]對 P92 鋼開展了應(yīng)變控制循環(huán)與應(yīng)力保載組合的蠕變疲勞試驗研究,發(fā)現(xiàn)在給定保載應(yīng)變下,所需的 保載時間和最小蠕變速率都隨著循環(huán)次數(shù)的增 加而增加,表明應(yīng)變循環(huán)會導(dǎo)致材料的蠕變抗性 弱化;此外,應(yīng)力松弛歷史會降低后續(xù)疲勞初始 階段的峰值應(yīng)力,但對循環(huán)穩(wěn)定階段的應(yīng)力影響 不大。目前,國內(nèi)外學(xué)者對于金屬蠕變-疲勞行 為的研究取得了一定的成果,但大多集中在失效 模式和壽命預(yù)測方面,對于蠕變-疲勞交互作用 下的循環(huán)變形行為以及微觀機(jī)制研究仍有待深 入。為此,作者對P92鋼進(jìn)行了應(yīng)變控制的疲勞 和蠕變-疲勞試驗,考慮應(yīng)變幅和保載時間的影 響,研究其蠕變-疲勞交互作用行為,并分析了蠕 變-疲勞交互作用的微觀機(jī)制。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為上海鍋爐廠提供的 P92鋼管, 化學(xué)成分見表1,符合 ASTMA335/A335M 要 求。試驗鋼經(jīng)1065 ℃正火 1.25h 空冷,777 ℃回火2.5h空冷處理。試驗鋼的顯微組織如 圖1(a)所示,為典型的回火馬氏體組織,并且 形成了一種多尺度微觀結(jié)構(gòu),如圖1(b)所示, 按尺寸大小依次包括殘余奧氏體晶粒、馬氏體 板條束、馬氏體板條塊和馬氏體板條等結(jié)構(gòu)。 在試驗鋼上截取如圖2所示的實心圓棒狀 高溫疲 勞 和 蠕 變-疲 勞 試 樣,平 行 段 直 徑 為 8 mm,長度為16mm,表面粗糙度約為0.2μm。 按照 ASTM E2714-09,采用INSTRON 型電液伺服萬能疲勞試驗機(jī)進(jìn)行高溫疲勞和高溫蠕 變-疲勞試驗,采用標(biāo)距為12.5 mm 的石英棒 接觸式高溫應(yīng)變引伸計進(jìn)行應(yīng)變測試。試驗采 用電阻爐加熱,并在試樣平行段兩端固定兩根 熱電偶以保證試樣應(yīng)變測量部位的溫度波動小 于±3 ℃,試驗溫度設(shè)定為 P92鋼的典型服役 溫度,625 ℃。如圖3所示:高溫疲勞試驗采用 的加載波形為三角波;高溫蠕變-疲勞試驗采用 的加載波形為梯形波,并且在拉伸峰值應(yīng)變處 保載th 時間。試驗時的應(yīng)變速率為 2×10 -3 s -1,應(yīng)變比為-1,應(yīng)變幅 Δε為0.4%~1.4%, 蠕變-疲勞試 驗 的 保 載 時 間 為 30,120,300s。 定義最大應(yīng)力相比于參考應(yīng)力點(第100周次 下的最大應(yīng)力)下降25%時對應(yīng)的循環(huán)周次為 疲勞壽命 Nf。為了進(jìn)一步研究蠕變-疲勞交互 作用的微觀機(jī)理,在應(yīng)變幅為0.6%、保載時間 為120s條件下,分別在10%和50%疲勞壽命 時中斷疲勞和蠕變-疲勞試驗,取樣觀察。

采用線切割法在疲勞和蠕變-疲勞試樣標(biāo) 距段截取尺寸為?3 mm×0.5 mm 的薄片試 樣,截取方向垂直于加載方向,用砂紙將薄片試 樣打磨至厚度為100μm,在-20 ℃下將試樣 放 入 體 積 分 數(shù) 10% 高氯酸+90%酒精配成的電解液中進(jìn)行電解雙噴薄,并進(jìn)行適當(dāng)?shù)碾x子減薄處理。采用JEM2100型透 射 電 子 顯 微 鏡 (TEM)觀 察 微 觀 形 貌,操作電壓為200kV。

2 試驗結(jié)果與討論

 2.1 循環(huán)變形行為 

由圖4可以看出:在給定應(yīng)變幅(0.5%)和 保載時間(30s)下,滯回環(huán)的峰值應(yīng)力絕對值 隨著循環(huán)周次的增加而降低;在壓縮方向的卸 載階段,彈性段的應(yīng)力隨著循環(huán)周次的增加而 降低,從第2周次的352 MPa降低至第100周 次的271MPa,表現(xiàn)為循環(huán)軟化;試驗鋼在保載 時間內(nèi)發(fā)生應(yīng)力松弛現(xiàn)象,產(chǎn)生蠕變變形,且隨 著循環(huán)周次的增加,保載時間內(nèi)的松弛應(yīng)力逐 漸降低,從第2周次的123 MPa降低至第100 周次的89 MPa。在蠕變-疲勞載荷下,試驗鋼 的循環(huán)軟化與應(yīng)力松弛發(fā)生了交互作用。

將不同應(yīng)變幅下的穩(wěn)定滯回環(huán)曲線通過坐 標(biāo)平移,使其壓縮頂點(最大壓縮應(yīng)力)與坐標(biāo)原點重合,得到如圖5所示的 P92鋼在疲勞及 蠕變-疲勞載荷下的半壽命滯回環(huán)曲線。由圖 5可以 看 出,P92 鋼 在 疲 勞 載 荷 下 表 現(xiàn) 出 非 Masing特 性,而 在 蠕 變-疲 勞 載 荷 下 表 現(xiàn) 出 Masing 特 性,蠕 變 損 傷 使 得 試 驗 鋼 由 非 Masing特性轉(zhuǎn)變?yōu)?Masing特性。從微觀角度 來說,Masing特性是材料的穩(wěn)定微觀結(jié)構(gòu)和位 錯 亞 結(jié) 構(gòu) 抵 抗 疲 勞 損 傷 的 一 種 表 現(xiàn)[10]。 PLUMTREE等[11]研究發(fā)現(xiàn),堆垛層錯能低的 材料更易表現(xiàn)出 Masing特性,而堆垛層錯能 高的金屬材料由于循環(huán)變形由基體控制,更易 表現(xiàn)出非 Masing 特性。P92鋼的顯微組織為 分層馬氏體板條組織,具有很高的堆垛層錯能,因此在純疲勞載荷下表現(xiàn)出非 Masing特性; 而在蠕變-疲勞過程中,蠕變-疲勞的交互作用 加速了材料微觀結(jié)構(gòu)的變化,降低了堆垛層錯 能,因此 P92鋼表現(xiàn)出 Masing特性。

由圖6可以看出,隨著循環(huán)的進(jìn)行,不同應(yīng) 變幅和保載時間下試驗鋼的最大應(yīng)力均持續(xù)降 低,表明在疲勞和蠕變-疲勞載荷下 P92鋼均發(fā) 生循環(huán)軟化。循環(huán)軟化曲線分為應(yīng)力減速下 降、應(yīng)力穩(wěn)定下降和應(yīng)力加速下降3個階段,最 大應(yīng)力在應(yīng)力減速下降階段(15%疲勞壽命)呈 現(xiàn)出大幅度下降趨勢,然后緩慢進(jìn)入線性軟化 的應(yīng)力穩(wěn)定下降階段,最后應(yīng)力加速下降直至 斷裂。由圖6還可以看出:在不同保載時間下, 蠕變-疲勞載荷下的最大應(yīng)力均低于疲勞載荷 (即保載時間為0)下的最大應(yīng)力;在相同應(yīng)變 幅下,隨著保載時間的延長,循環(huán)軟化加速,但 保載時間延長至120s及以上時,蠕變-疲勞循 環(huán)軟化曲 線 近 乎 重 合,說 明 在 蠕 變-疲勞載荷下,保載時間對 P92鋼循環(huán)軟化的促進(jìn)效果存 在一個臨界值,當(dāng)保載時間達(dá)到120s時,循環(huán)軟 化的加速作用趨于飽和。

2.2 蠕變-疲勞微觀機(jī)制 

亞晶界、板條界沉淀物、彌散沉淀物等微觀 障礙都會阻礙位錯的運(yùn)動,從而提高材料的高 溫蠕變、疲勞等性能。相應(yīng)地,材料的循環(huán)軟化 也是由于循環(huán)過程中微觀結(jié)構(gòu)的變化導(dǎo)致的。 由圖7可以看出:當(dāng)循環(huán)次數(shù)達(dá)到10%疲勞壽 命時,試驗鋼內(nèi)一些板條塊發(fā)生回復(fù),馬氏體板 條位錯密度降低,板條界消失,這種不均勻的微 觀結(jié)構(gòu)在原奧氏體晶界處更加明顯;當(dāng)循環(huán)次 數(shù)達(dá)到50%疲勞壽命時,亞晶尺寸增大,亞晶 內(nèi)部位錯密度下降,亞晶明顯不均勻長大;最后 發(fā)生斷裂時,亞晶粗化程度基本與半壽命時相 同,試驗鋼內(nèi)部以長條形的亞晶結(jié)構(gòu)為主。因 此,在疲勞載荷作用下,P92鋼循環(huán)軟化的微觀 機(jī)制是位錯密度的降低和亞晶的粗化,且該變 化不均勻。另外,在循環(huán)過程中,晶界和板條界 上的第二相沉淀物的尺寸基本保持不變。

由圖8可以看出:蠕變-疲勞載荷下 P92鋼 顯微組織的演變趨勢與疲勞載荷下大致相同, 均表現(xiàn)為隨循環(huán)次數(shù)升高,位錯密度降低,亞晶 粗化,然而,蠕變-疲勞載荷下這種變化更均勻 且更顯著;當(dāng)循環(huán)次數(shù)達(dá)到10%疲勞壽命時, 顯 微 組 織 明 顯 發(fā) 生 均 勻 回 復(fù) ,與疲勞載荷下相比,亞晶內(nèi)部的位錯密度更低, 亞晶的尺寸更大;當(dāng)循環(huán)次數(shù)增加至50%疲勞 壽命時,亞晶尺寸略微長大,亞晶內(nèi)部的位錯密 度進(jìn)一步降低;最后發(fā)生斷裂時,亞晶長大并發(fā) 展成為等軸狀亞晶(位錯胞),此外,在亞晶界處 和位錯胞內(nèi)部可以觀察到沉淀物明顯發(fā)生粗 化。與疲勞載荷下相比,蠕變-疲勞載荷下的顯 微組織變化更加顯著、均勻,亞晶尺寸更大,位 錯密度更低,且伴有沉淀物的粗化;這種顯著的 顯微組織演化也是蠕變加速循環(huán)軟化的直接證 據(jù)。黏塑性變形是材料顯微組織發(fā)生變化的驅(qū) 動力[12],而 顯 微 結(jié) 構(gòu) 的 改 變 是 宏 觀 變 形 的 本 質(zhì)。在給定應(yīng)變幅下,蠕變-疲勞循環(huán)過程中由 于應(yīng)變保載下蠕變變形的發(fā)生,總非彈性變形 明顯增加;循環(huán)導(dǎo)致的塑性變形和保載引起的 蠕 變 變 形 共 同 驅(qū) 動 了 顯 微 組 織 的 變 化。 FOURNIER等[13]觀察了 P92鋼的高溫疲勞和 蠕變行為,發(fā)現(xiàn)位錯密度的降低是由滑移位錯 與小角度晶界(板條和亞晶界)位錯相互湮滅造 成的,同時沉淀物對這種位錯湮滅行為影響很 大,沉淀物越大,間距越小,小角度晶界位錯滑 移的臨界角度越小,越有利于發(fā)生位錯相消反 應(yīng)。在蠕變-疲勞載荷下,亞晶界和亞晶內(nèi)部的 沉淀物在應(yīng)變保載過程中發(fā)生粗化,導(dǎo)致對位 錯的釘扎作用減弱,從而使得滑移位錯和亞晶 界位錯更容易相互湮滅。因此,蠕變-疲勞交互 作用的微觀機(jī)制可以歸結(jié)為蠕變引起的沉淀物 粗化和位錯滑移與疲勞過程中的微觀結(jié)構(gòu)變化 相互促進(jìn),從而導(dǎo)致更加均勻和顯著的亞晶長 大和位錯密度下降現(xiàn)象。

3 結(jié) 論 

(1)不同應(yīng)變幅(0.4%~1.4%)下,P92鋼 在疲勞載荷下表現(xiàn)出非 Masing特性,而在蠕變-疲勞載荷下表現(xiàn)出 Masing特性,在最大應(yīng) 變處保載時發(fā)生的蠕變變形導(dǎo)致 P92 鋼從非 Masing特性向 Masing特性轉(zhuǎn)變;保載時間內(nèi) 的應(yīng)力松弛導(dǎo)致蠕變-疲勞載荷下的循環(huán)軟化 加速,且隨著應(yīng)變幅的降低,加速軟化效果更加 顯著。 

(2)P92 鋼 循 環(huán) 軟 化 的 微 觀 機(jī) 制 主 要 是 馬氏體板 條 內(nèi) 的 位 錯 密 度 降 低 和 亞 晶 粗 化; 在疲勞載荷下,P92鋼發(fā)生不均勻的微觀結(jié)構(gòu) 變化,最終形成長條狀亞晶結(jié)構(gòu);在蠕變-疲勞 載荷下,由 于 應(yīng) 力 松 弛 過 程 中 蠕 變 損 傷 的 出 現(xiàn),內(nèi)部微觀結(jié)構(gòu)的變化更加均勻和顯著,初 始亞晶逐 漸 長 大 形 成 等 軸 狀 亞 晶 或 位 錯 胞, 在亞晶 界 和 亞 晶 內(nèi) 部 出 現(xiàn) 明 顯 的 粗 化 沉 淀 物;蠕變-疲勞交互作用加速了微 觀 結(jié) 構(gòu) 的 變 化,從而加速了 P92鋼的循環(huán)軟化和破壞。

參考文獻(xiàn): 

[1] 涂善東,軒福貞.高溫承壓設(shè)備結(jié)構(gòu)完整性技術(shù)[J].壓 力容器,2005,22(11):39-47. TUST,XUANFZ.Structuralintegritytechnologyfor hightemperaturepressurizedequipment[J].Pressure VesselTechnology,2005,22(11):39-47. 

[2] HEJ.Hightemperatureperformanceofmaterialsfor future power plants [D].Stockholm: KTH Royal InstituteofTechnology,2016. 

[3] ZHANG X C,TU S T,XUAN F Z.Creep-fatigue enduranceof304stainlesssteels[J].Theoreticaland AppliedFractureMechanics,2014,71:51-66. 

[4] HORMOZIR,BIGLARIF,NIKBIN K.Experimental andnumericalcreep-fatiguestudyofType316stainless steel failure under high temperature LCF loading condition with different hold time[J].Engineering FractureMechanics,2015,141:19-43. 

[5] CARROLLLJ,CABETC,CARROLL M C,etal.The development of microstructural damage during hightemperature creep-fatigue of a nickel alloy [J]. InternationalJournalofFatigue,2013,47:115-125. 

[6] CHENX,YANGZQ,SOKOLOV M A,etal.Effectof creepandoxidationonreducedfatiguelifeofNi-based alloy617at850 ℃ [J].JournalofNuclear Materials, 2014,444(1/2/3):393-403. 

[7] LORD DC,COFFIN LF.Lowcyclefatigueholdtime behaviorofcastrené80[J].MetallurgicalTransactions, 1973,4(7):1647-1654. 

[8] CHAUHAN A,STRA?BERGERL,FüHRERU,etal. Creep-fatigueinteractioninabimodal12Cr-ODSsteel [J].InternationalJournalofFatigue,2017,102:92-111. 

[9] FOURNIER B,SAUZAY M,CA?S C,etal.Creepfatigueinteractionsina9pctCr-1pct Mo martensitic steel:PartI.mechanicaltestresults[J].Metallurgical andMaterialsTransactionsA,2009,40(2):321-329. 

[10] MAIER H J,GABOR P,GUPTA N,etal.Cyclic stress-strainresponseofultrafinegrainedcopper[J]. InternationalJournalofFatigue,2006,28(3):243-250. 

[11] PLUMTREEA,ABDEL-RAOUF H A.Cyclicstressstrainresponse and substructure[J].International JournalofFatigue,2001,23(9):799-805. 

[12] FOURNIER B,DALLE F,SAUZAY M,et al. Comparisonofvarious9—12%Crsteelsunderfatigue andcreep-fatigueloadingsathightemperature[J]. MaterialsScienceand Engineering:A,2011,528(22/ 23):6934-6945. 

[13] FOURNIER B,SAUZAY M,BARCELO F,etal. Creep-fatigueinteractionsin a 9 pct Cr-1 pct Mo martensiticsteel:PartII.microstructuralevolutions [J].MetallurgicalandMaterialsTransactionsA,2009, 40(2):330-341.

<文章來源  >材料與測試網(wǎng) > 期刊論文 > 機(jī)械工程材料 > 46卷 > 5期 (pp:36-41)>