国产主蒸汽管道用P92钢的持久性能研究

2023-10-19侍克献张作贵田根起王延峰谈建平刘长军

动力工程学报 2023年10期

侍克献, 张作贵, 田根起, 王延峰, 谈建平, 刘长军

(1.华东理工大学承压系统与安全教育部重点实验室,上海 200237;2.上海发电设备成套设计研究院有限责任公司,上海 200240)

新型马氏体耐热钢T/P92是在T/P91钢的基础上降低了Mo元素含量,增加了W元素含量,同时调整了Nb、V、N和B元素含量形成的,从而具有更高的高温强度和蠕变性能以及良好的抗氧化和抗腐蚀性能[1-3]。T/P92钢被广泛地应用于超超临界火电机组主蒸汽管道、过热器和过热蒸汽管道等关键部件。近年来电力行业陆续发生了数起P92钢蠕变失效现象,并且随着时间的推移更多长时持久试验数据被获得,P92钢的蠕变持久性能衰退行为受到了行业内外的关注[2,4]。

目前关于国产P92钢长时持久试验研究比较少,这不利于掌握国产材料的长时持久性能。笔者对3个批次的国产主蒸汽管道用P92厚壁钢管进行取样并开展系列温度条件下的持久性能试验,获得P92钢的最长持久试验时间达28 000 h的高温持久性能数据,分别采用等温线法、Larson-Miller参数法和Wilshire法等预测方法对P92钢的持久性能进行预测,分析持久试验后试样微观组织中位错密度、马氏体板条宽度以及析出相的变化情况,为国产主蒸汽管道用P92钢在高温条件下的长时服役可靠性提供数据支撑,此外还结合日本国立材料研究所(NIMS)的长时试验数据讨论了分区预测方法对持久性能预测精度的改善效果。

1 试验材料

以采用热挤压工艺生产的P92大口径厚壁钢管为研究对象,钢管直径为457 mm,壁厚为90 mm,采用3个批次的P92钢管进行持久试验。表1为P92钢的化学成分,其主要元素和有害元素的含量均符合ASME SA335M规范的要求。钢管的热处理工艺为在1 050 ℃进行4 h的正火处理后空冷,再在760 ℃进行6 h的回火处理后空冷。

表1 P92钢的化学成分

P92耐热钢经正火和回火热处理后的微观组织为典型的回火马氏体结构,如图1所示,其中SEM和TEM分别表示扫描电镜和透射电镜。原奥氏体平均晶粒尺寸约为45 μm,在原奥氏体晶粒内部含有多个取向相同的马氏体束。马氏体束被进一步分成若干马氏体块,马氏体块又由很多细小的板条亚晶粒组成。亚晶粒内部含有大量由马氏体相变引起的高密度位错,这种细小的马氏体板条和高密度位错缠绕可以阻止P92在高温使用过程中的晶粒长大和变形[4-6]。同时,回火过程中在晶界和板条界形成了弥散分布的碳化物,在原奥氏体晶界及马氏体板条亚晶界处分布的大量析出相为M23C6(M为Cr、Fe、Mo、W等元素),M23C6碳化物有效阻止了亚晶界及原奥氏体晶界在蠕变过程中的移动,从而保持了亚晶结构的稳定。在马氏体板条内部弥散分布的细小碳化物主要为MX(M为V、Nb元素,X为C或N元素),MX相主要通过对位错进行钉扎来达到强化的目的。这种复杂的微观组织结构有效提高了材料高温蠕变强度,阻碍了其在高温使用过程中的组织演变和性能退化[4-7]。

(a) 显微组织SEM照片

持久试验方法参考GB/T 2039—2012《金属材料单轴拉伸蠕变试验方法》,试验中采用标距段直径为10 mm、标距段长度为50 mm的圆柱形标准持久试样,试样是在P92厚壁钢管上沿管道圆周方向进行切向取样得到。试验温度分别为550 ℃、580 ℃、600 ℃、620 ℃、650 ℃、675 ℃和700 ℃,其中将超超临界火电机组主蒸汽管道的服役温度600 ℃作为试验主温度。

2 持久性能预测方法

2.1 等温线法

等温线法认为材料的应力和断裂时间在双对数坐标上大致呈线性关系,因此可以采用高应力条件下的试验数据来外推材料的低应力长时持久性能。等温线法具有所需试验数据少、外推方法简单等优点,被广泛应用于获取和验证材料的持久性能。

2.2 Larson-Miller参数法

时间-温度参数法是20世纪50年代在Arrhenius方程的基础上发展起来的一种持久强度外推方法,该方法综合考虑了温度和应力与持久断裂时间之间的关系,将断裂时间和试验温度表示为一个互补的时间-温度参数,并与应力进行关联。常用的时间-温度参数法有Larson-Miller参数法、M-H参数法和OSD参数法,其中Larson-Miller参数法只需要确定一个材料常数C,使用比较方便,因此得到了广泛应用。

在一定的应力下,材料的稳态蠕变速率与温度的关系可以用Arrhenius方程来描述:

(1)

1/tr=A2exp(-Qc/RT)

(2)

式中:A2为与材料特性相关的常数。

对式(2)取对数可得到Larson-Miller参数法关系式[8]:

P(σ)=T(C+lgtr)

(3)

式中:σ为应力;P(σ)为时间-温度参数,也称热强参数;C可以通过试验数据计算获得,在缺少数据的情况下可以参考相同材料的C值。

Larson-Miller参数法认为温度与断裂时间之间可以互为补偿,即对于一定的断裂应力,温度和时间是等效的,提高温度必然会使断裂时间减小,但参数P不变。需要说明的是,不同材料的C值是存在差异的,即使针对同一材料基于不同试验时长的持久试验数据计算获得的C值也是不同的,因此确定合理的C值是提高持久性能外推精度的关键所在。

2.3 Wilshire法

针对9%～12%Cr马氏体耐热钢(其中9%～12%表示Cr的质量分数),采用Larson-Miller参数法外推长时寿命时出现偏离预测曲线的现象,Wilshire依据抗拉强度σTS对持久试验数据进行合理化,并基于Arrhenius方程提出了Wilshire法。研究表明,该方法对一系列电站金属材料的持久寿命都有较好的预测效果[9-12]。Wilshire法的表达式为:

(4)

为了避免不同温度下n值变化造成的影响,将式(4)改写为:

(5)

式中:k和u均可以通过试验数据拟合得到。

3 结果与讨论

3.1 等温线法预测

图2为P92钢的持久寿命数据和600 ℃等温线预测曲线。由于采用3个不同批次的P92钢管开展试验研究,导致材料的持久试验数据呈现出一定的分散性。图2中采用等温线法对P92钢在主温度为600 ℃时的试验数据进行了拟合,总体而言最长断裂时间达到28 000 h的试验数据与时间具有相对良好的线性关系。

图2 P92钢的持久寿命数据和600 ℃等温线预测曲线

3.2 Larson-Miller参数法预测

图3为P92钢的Larson-Miller参数法主曲线。采用Larson-Miller参数法对所有试验数据进行拟合计算时,C的计算结果为40.5。由图3可以看出,所有数据分布在一个较为狭窄的区域,Larson-Miller参数法主曲线可以较好地描述所有试验数据。为了进一步观察Larson-Miller参数法的预测精度,图4给出了P92钢的持久寿命数据和Larson-Miller参数法预测曲线。由图4可知,Larson-Miller参数法持久寿命外推结果与持久试验数据的吻合情况较好,但是需要指出的是,600 ℃时持久断裂时间超过28 000 h的3个试验数据点位于Larson-Miller参数法预测曲线下方,即600 ℃时的长时预测结果要高于材料的真实持久性能。

图3 P92钢的Larson-Miller参数法主曲线

图4 P92钢的持久寿命数据和Larson-Miller参数法预测曲线

NIMS对P92钢开展了长达10万h的持久试验研究[13]。将本文获得的P92钢在试验温度下的持久试验数据(图中空心数据点)与NIMS的持久数据进行了比较,如图5所示,从数据分布来看,总体而言两者的持久性能差异不大。图5中同时对NIMS试验数据和Larson-Miller参数法预测曲线进行了比较,可以看出,即使获得了长达10万h的持久试验数据,Larson-Miller参数法的预测结果也不能完全令人满意,在600～675 ℃区间内仍然会发生长时预测曲线高于实际试验数据的现象,而700 ℃时预测曲线则低于实际试验数据。需要指出的是,由NIMS所有P92钢试验数据计算得到的C值为36.8,而本文所有持久试验数据计算得到的C值为40.5,2组数据的C值差异除了与材料本身的生产工艺造成的差异有关,还与参与计算的持久试验数据的分布情况以及数据点的试验时长差异有关。

图5 NIMS的P92钢持久试验数据和Larson-Miller参数法预测曲线

针对长时以及高温低应力条件下持久性能外推结果不理想的情况,Kimura等[14-16]提出了Larson-Miller参数法分区处理方法,把不同温度下屈服强度σ0.2的0.5倍左右的应力值定义为蠕变机制转变的分界值,将持久试验数据的试验应力划分为高应力区和长时低应力区,然后对2个区域的试验数据分别采用Larson-Miller参数法进行拟合从而获得不同的C值和外推曲线。需要特别说明的是,NIMS在计算高应力区时没有使用700 ℃以上的试验数据,由此计算得到的高应力区C值为37.8,低应力区C值为25.6,而图5中利用所有数据计算得到的C值为36.8,可以看出,同一种P92钢材料采用不同试验时长的数据计算得到的C值也可能存在较大差异。图6为对NIMS试验数据进行分区处理后获得的预测曲线,其中黑色粗线的左、右分别为高应力区和长时低应力区,结果表明分区处理可以有效改善P92钢持久性能的预测精度,Kimura等的研究表明采用分区处理方法能显著提高9%～12%Cr钢的持久性能预测准确性[16-17]。

图6 NIMS持久试验数据的Larson-Miller参数法分区处理方法预测曲线

由图6可知,采用Larson-Miller参数法分区处理方法可以显著提高P92钢长时持久性能预测结果的精度,但是该方法需要较多的长时低应力持久试验数据作为支撑,本文仅获得了600 ℃下持久断裂时间达28 000 h的3个长时试验数据点,因此无法通过试验数据计算得到常数C,需要获得更多的长时持久试验数据来进行分区计算以提高预测准确性。

3.3 Wilshire法预测

图7中采用Wilshire法去除持久试验数据中的部分短时数据,并对相同应力下的多个持久试验数据点取平均值,然后进行拟合,由此得到本文P92钢试验数据的Wilshire法参数k和u分别为13.471和0.107。图8给出了本文的所有试验数据与Wilshire法拟合曲线的对比。为了与文献[10]、文献[12]保持一致,图7和图8中持久试验时间的单位由h转换为s,可以看出数据总体上分布在一个较为狭窄的区域。

图7 P92钢与ln[-ln(σ/σTS)]的关系

图8 P92钢的Wilshire法拟合曲线

为了进一步观察Wilshire法的预测精度,图9给出了Wilshire法在不同温度下的预测曲线与试验数据的对比,结果表明Wilshire法的持久寿命预测曲线总体上低于实际试验数据,即Wilshire法在该温度区间内的持久寿命预测结果是偏于保守的。需要指出的是,Wilshire法没有给出非常明确的短时试验数据取舍规则,这也容易造成预测结果的不确定性。

图9 P92钢的持久寿命数据和Wilshire法预测曲线

3.4 微观组织分析

材料的持久蠕变性能与其微观组织密切相关,且随着蠕变时间的增加,材料的微观组织会发生变化。分别采用TESCAN VEGA3 XMU型扫描电镜和JEOL JEM-2100型透射电镜对持久试验后P92试样的微观结构进行观察分析,结果见图10和图11。不同状态的TEM照片表明,随着蠕变时间的增加,马氏体板条内的位错密度有所降低,马氏体板条发生宽化并出现回复现象。

(a) 原始态显微组织

(a) 600 ℃/150 MPa/7 000 h显微组织

在蠕变过程中,大部分M23C6碳化物在原奥氏体晶界和板条界析出,阻碍了板条的合并和长大。少量M23C6碳化物在板条内析出,并和MX碳氮化物共同阻碍位错的迁移。M23C6碳化物的尺寸随着蠕变时间的增加逐渐长大,从而造成高温持久性能的退化[6]。经测定,原始态、600 ℃/7 000 h试验后以及28 000 h试验后材料中M23C6的平均尺寸分别约为0.38 μm、0.50 μm和0.60 μm,即随着蠕变时间的增加而逐渐变大。而MX碳氮化物在600 ℃下的长大速率比M23C6碳化物低得多。

Laves相会在原奥氏体晶界或板条界析出,在蠕变初始阶段,细小的Laves相在晶界聚集可以有效地阻碍马氏体板条的迁移和合并,从而起到强化作用。Laves相尺寸随着蠕变时间的增加而逐渐增大,当尺寸增大到一定程度时就会对材料的强度和韧性造成不利影响。此外,Laves相的析出消耗了基体中的W和Mo原子,这也会降低固溶强化的作用[6-7]。在持久试验后P92钢试样上可观察到分布在马氏体晶界及亚晶界上的块状颗粒,能谱成分分析结果表明其为富含W、Mo的Laves析出相,其颗粒尺寸大于M23C6颗粒。经测定,600 ℃/7 000 h试验后Laves相的体积分数为1.2%,28 000 h试验后Laves相的体积分数增大到1.5%,即Laves相的体积分数随着蠕变时间增加而逐渐变大。

研究认为,P92耐热钢在蠕变条件下板条内的位错密度逐渐降低,马氏体板条发生宽化并出现回复现象;M23C6碳化物析出相以及Laves相析出并逐渐粗化,这几种微观行为既相互独立又互相作用,共同导致高温持久性能的退化[6-7,18]。对P92耐热钢原始态、600 ℃/7 000 h试验后以及28 000 h试验后3种状态的微观组织进行分析,结果表明随着蠕变时间的增加,位错密度逐渐下降但仍然维持在较高水平,马氏体板条发生宽化但尺寸仍然在正常范围,析出相析出、逐渐长大但是仍然保持比较弥散的状态。

3.5 讨论

表2列出了基于试验数据分别采用等温线法、Larson-Miller参数法和Wilshire法预测获得的国产P92钢在600 ℃下运行10万h后的持久性能,其中等温线法和Larson-Miller参数法的预测结果高于NIMS和欧洲蠕变委员会(ECCC)的数据[13,19],而Wilshire法的预测结果则低于NIMS和ECCC的数据。图4表明不采用分区处理的Larson-Miller参数法的长时预测结果略高于实际试验数据,图9也表明Wilshire法的预测结果低于实际试验数据。此外,图5也显示本文获得的P92钢持久试验数据与NIMS数据总体差异不大。因此,所研究的P92钢在600 ℃下运行10万h后的持久性能与NIMS和ECCC给出的性能数据比较接近。