C-HRA-5鋼焊接接頭高溫短時拉伸及持久強度預測

張肖龍，杜華云，衛英慧，侯利鋒

摘要：持久強度對于評價C-HRA-5鋼焊接接頭在復雜工況條件下的使用壽命具有極其重要的意義。通過不同溫度下的高溫短時拉伸試驗，基于Larson-Miller參數，利用狀態函數和全微分的特征，建立了C-HRA-5鋼焊接接頭持久強度預測的數學模型，外推10萬小時的持久強度。結果表明：C-HRA-5鋼焊接接頭在650 ℃時強度和塑性最好，在700 ℃時呈現典型的微孔聚集性斷裂，隨著溫度的升高，第二相顆粒和夾雜物增多，位錯的塞積群增多，焊接接頭的力學性能降低。700 ℃時外推擬合公式為lgσ=2.760 18-0.131 51 lgτ，外推10萬小時的持久強度為σ973=116.020 3 MPa，高于ASME SA-213標準的要求。

關鍵詞：C-HRA-5鋼;持久強度;Larson-Miller;位錯塞積

中圖分類號：TG407? ? ? 文獻標志碼：A? ? ? ? ?文章編號：1001-2003（2021）09-0013-07

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.09.03

0? ? 前言

超超臨界機組第一代材料（SUPER304H、HR3C、TP347HFG）由于抗氧化性不足（SUPER304H）;持久強度不夠（HR3C）等問題逐漸被市場淘汰，而第三代材料鎳基耐熱合金Inconel 740H、617B由于其成本過高不能市場化。C-HRA-5鋼具有表面質量優良、組織結構均勻、性能優異的特點，其化學成分、晶粒度、微觀組織、常溫力學性能、高溫拉伸性能、高溫持久性能等各項性能指標均滿足 ASME SA213標準的要求[1]。

超超臨界火電機組的設計需要對耐熱鋼進行高溫持久強度試驗，在實際工況條件下，焊接接頭的蠕變斷裂時間一般在10萬小時以上，因此難以通過持久強度試驗獲得長期的持久強度數據。為此通過短時高溫拉伸試驗獲得高溫抗拉強度，利用數學模型來預測C-HRA-5鋼的長時高溫持久強度顯得尤為重要。

目前為止，關于耐熱鋼持久強度的預測方法很多，例如等溫拋物線外推法[2]、修正θ法[3]、最小約束法[4]、時間—溫度參數法（TTP法）。常用的TTP法有兩大類，一類是以速率為基礎，例如，拉森-米勒（Larson-Miller）參數法[5]、葛庭燃-Dorn參數法（K-D參數法）[6];另一類是純經驗型，例如M-H、G-S、S-A和M-B等參數式法[7]。

綜合上述方法以及本試驗的具體情況，文中針對焊態的C-HRA-5鋼焊接接頭分別進行650 ℃、700 ℃、750 ℃的高溫短時拉伸試驗，通過電子掃描顯微鏡研究拉伸過程中焊接接頭的變化行為及斷裂特征。利用狀態函數和全微分的特征，對L-M參數P、時間τ和溫度T三者的關系進行解析，建立了C-HRA-5鋼焊接接頭持久強度和持久斷裂時間之間的數學模型，并外推了10萬小時的持久強度[8]。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗采用的奧氏體C-HRA-5鋼是在Fe-22Cr-25Ni合金的基礎上添加了Co、Cu、W、Mo、Nb、N等元素，結合多種強化手段的一種新型高Cr、Ni奧氏體鋼，主要通過添加W、Co、N以實現固溶強化，添加Nb、Cu析出MX、NbCrN、M23C6相的沉淀強化，達到提高高溫強度的目的。本研究選用規格φ60 mm

×15 mm的C-HRA-5鋼管進行焊接。C-HRA-5鋼管的化學成分如表1所示，Thermanit617焊絲化學成分如表2所示。

1.2 焊接工藝

焊接方法為鎢極氬弧焊（GTAW），采用多層多道焊工藝，焊接工藝參數如表3所示，焊縫采用Y型坡口，焊接坡口如圖1所示。

1.3 試驗方法及設備

C-HRA-5鋼的高溫拉伸試驗按照國標“ GB/T 228.2-2015 金屬材料 拉伸試驗 ”規定進行線切割，制備圖2 所示的非標試樣，試樣標距23 mm，橫截面積3 mm×2 mm，總長52 mm。

試樣制備完成后按照國標“ GB/T 228.2-2015 金屬材料 拉伸試驗 ”規定，以0.1 mm/s的拉伸速率在UTM4000電子萬能試驗機上進行試驗，并記錄試樣的斷裂時間τ，試驗溫度分別為650 ℃（923 K）、

700 ℃（973 K）、750 ℃（1 023 K），每種溫度下進行3次瞬時拉伸試驗。用FeCl3+HCl混合液腐蝕焊接接頭母材，用CuSO4溶液腐蝕焊縫金屬。在MDS型號的光學顯微鏡下觀察金相組織，采用TESCAN VEGA3型高分辨掃描電子顯微鏡進行SEM觀察，采用JEM-F200型號的透射電鏡進行TEM觀察以及析出相的分析。

2 實驗結果與分析

2.1 焊接接頭組織分析

焊接接頭的金相組織如圖3所示。圖3a為焊縫金屬（WM）組織，可以觀察到鎳基焊縫金屬為粗大的奧氏體組織，呈胞狀樹枝晶結構，且位向不同，大量的析出相在奧氏體的晶內和晶界處呈樹枝晶狀分布。這是由于在焊接過程中熔池的溫度較高，奧氏體鋼的熱膨脹系數較小，導熱性差，致使熔池金屬冷卻速度較慢，晶核沿某一方向生長過快，最終形成粗大的樹枝狀奧氏體組織。

圖3b是靠近熔合線的焊縫金屬組織，可以清楚地觀察到有三種不同類型的邊界，分別為凝固晶粒邊界（Solidification grain boundary，SGB）、凝固亞晶界（Solidification sub-grain boundary，SSGB）和遷移晶粒邊界（Migration grain boundary，MGB）。SGB是亞晶粒束之間的邊界，即一般認為的晶界，是晶粒沿焊接熔池邊緣凝固發生競爭生長的結果。SSGB是分隔相鄰亞晶粒的邊界，亞晶粒通常以細胞或樹突的形式存在?？拷酆暇€的晶粒在再結晶過程中為了降低系統的界面能而發生了晶界遷移，形成了新的邊界，被稱為MGB[9]。

圖3c是熱影響區（HAZ）組織。熱影響區的奧氏體平均晶粒尺寸為58.0 μm，晶粒明顯長大且不均勻，這是由于在焊接過程中較大的熱輸入使其出現晶粒長大的趨勢。在基體中分布有聚集成塊的析出相和細小顆粒狀的析出相。

圖3d是C-HRA-5母材（BM）組織，為典型的奧氏體組織（γ），可以觀察到少量的退火孿晶，這是金屬再結晶過程中形成的。且在奧氏體基體上有析出相分布，主要為彌散分布的細小的析出相和聚集成塊狀的析出相。通過統計母材處的奧氏體晶粒平均晶粒尺寸40.6 μm，晶粒度評級為6～7級。

2.2 高溫拉伸試驗性能

C-HRA-5鋼焊接接頭高溫拉伸后形貌如圖4所示。焊接接頭在650 ℃、700 ℃、750 ℃下的斷裂位置均在焊縫處，說明焊縫強度最低。在700 ℃下焊接接頭的斷裂方式為明顯的剪切斷裂，沿最大切應力方向斷開，與最大正應力約呈45°。焊縫處強度較低的原因可能是：在焊接過程中，熔池溫度較高，而焊縫金屬的導熱性能較差，致使熔池中的液態金屬冷卻速度變慢，在焊縫區形成了較多的粗大晶粒，造成焊縫強度較低;在焊接過程中所產生的化學成分不均勻性以及在枝晶間溶質元素的偏析[10]。

C-HRA-5鋼焊接接頭在不同溫度下的應力-應變曲線如圖5a所示，屈服強度、抗拉強度以及斷后伸長率的數據對比如圖5b和表4所示。結合圖4和表4可知，在650 ℃時，焊接接頭抗拉強度最高為691 MPa，斷后伸長率最高為43.2%。隨著試驗溫度的升高，C-HRA-5焊接接頭的屈服強度、抗拉強度以及斷后伸長率均有所下降。其中抗拉強度和屈服強度下降緩慢呈線性趨勢，而斷后伸長率從650 ℃到700 ℃下降較快，降幅達到11.2%，從700 ℃到750 ℃下降緩慢，降幅為2.5%。這是由于隨著溫度的升高，析出物和夾雜物增加，位錯的塞積作用增強，致使出現越來越多的微孔，裂紋擴展加快導致斷裂。溫度的升高致使晶粒長大也是焊接接頭強度和塑性不斷降低的原因。

2.3 斷口形貌及斷裂機制

C-HRA-5鋼焊接接頭在650 ℃的高溫拉伸斷口形貌如圖6a、6b、6c所示?？梢钥闯觯鞌嗫谥行膮^域有大量大而深的韌窩，抵抗裂紋擴展的能力較強，塑性變形能力較好。同時在夾雜物或第二相顆粒處。產生許多解理裂紋核，然后按解理方式擴展成解理小刻面，最后以塑性方式撕裂，與相鄰的解理小刻面相連，形成撕裂棱。斷口形貌表現為介于微孔聚集斷裂和解理斷裂之間，即準解理斷裂[11]。

C-HRA-5鋼焊接接頭在700 ℃下的高溫拉伸斷口形貌如圖6d、6e、6f所示，有大量小而深、分布密集的等軸韌窩，表現為典型的韌性斷裂的特征。韌窩大小取決于第二相顆粒的大小和密度、外加壓力的大小和形狀，以及基體材料的塑性變形能力和形變強化指數。隨著溫度的升高，第二相顆粒物析出較多。顆粒密度增大，間距減小，微孔尺寸減小，導致形貌上韌窩變得小而深。由于基體和顆粒的剪切模量不同，在應力作用下，當位錯運動遇到顆粒時，通常按照繞過機制在其周圍形成位錯環，在顆粒處堆積起來形成位錯的塞積群。當位錯環在更大應力下移向顆粒與基體界面處時，界面將會沿滑移面分離而形成微孔。微孔形核后，后面位錯環受力大大下降被排斥到微孔處，且使得位錯源被重新激活，不斷釋放出新的位錯環，繼續產生位錯塞積，位錯環不斷進入微孔中，微孔不斷長大并連接，形成一個較寬的裂紋，當裂紋達到臨界尺寸時，裂紋擴展最終導致斷裂。C-HRA-5鋼焊接接頭在750 ℃下的高溫拉伸斷口形貌如圖6g、6h、6i所示，明顯可以看到斷口有大量韌窩以及撕裂棱和解理面，呈現出典型的準解理斷裂。

2.4 高溫持久強度預測

金屬材料高溫持久強度σ是持久斷裂時間τ和溫度T的函數，同時也是L-M參數P的函數

式中 T為持久絕對溫度;τ為持久斷裂時間;P為熱強參數;C為常數，與金屬材料的成分有關。

文獻表明，常數C只與金屬材料的含碳量有關，并且呈線性關系[12]，常數C與含碳量的關系式為[13]

C-HRA-5鋼的含碳量w為0.07%，所以有C=

21.3-5.8w=21.3-5.8×0.07=20.894，根據金屬材料持久強度具有狀態函數的特征以及全微分的運用，建立了數學模型，關系式為

由式（6）可以看出，持久強度的預測值受溫度T的影響特別大，特在此引入一個安全系數K，取值為0.8～1.5，關系式變為

根據式（7），若已知C-HRA-5鋼的瞬時拉伸強度值σ0與溫度T的函數關系、常數C和安全系數K，則可求出在某一溫度下任意時間的持久強度值。

在UTM4000電子萬能試驗機測得的C-HRA-5鋼在不同溫度下的高溫抗拉強度以及斷裂時間如表5所示?？梢钥闯?，隨著溫度的提高，C-HRA-5鋼的抗拉強度和斷裂時間均有所下降。

C-HRA-5鋼高溫抗拉強度與試驗溫度的擬合關系如圖7所示。

函數關系為

將上式（8）運用配方法變換得到

將式（9）、式（10）代入式（7）中可以得到C-HRA

-5鋼的持久強度預測關系式[14]

式中 取C=20.894，K=0.8（T為650℃），K=1（T為700 ℃），K=1.25（T為750 ℃）。

將C、K 代入到式（11）中，得到了C-HRA-5鋼焊接接頭650 ℃外推10萬小時的持久強度為σ923=

150.73 MPa，700 ℃外推10萬小時持久強度為σ973=

116.020 3 MPa，750 ℃外推10萬小時持久強度為σ1023=

77.789 2 MPa。與文獻中的結果較為接近。

C-HRA-5鋼焊接接頭外推10萬小時持久強度曲線如圖8所示，將各個溫度的外推持久強度進行擬合得到650 ℃時外推擬合公式為lgσ=2.808 99-0.119 97lgτ，相關系數R2=0.980 77;700 ℃時外推擬合公式為lgσ=2.760 18-0.131 51lgτ，相關系數R2=

0.976 19;750℃時外推擬合公式為lgσ=2.713 16-0.153 62lgτ，相關系數R2=0.965 87。三種溫度條件下相關系數較高，均接近1，表明用L-M參數式建立數學模型外推持久強度數據較為可靠。

3 結論

（1）C-HRA-5鋼焊接接頭焊縫區組織為胞狀樹枝晶奧氏體組織;母材區組織為奧氏體組織，可觀察到少量的退火孿晶。

（2）C-HRA-5鋼焊接接頭高溫拉伸斷裂位置均在焊縫處，這是由于焊接熱輸入引起焊縫處化學成分不均勻，且在700 ℃時斷口與最大正應力約呈45°，表現出典型的微孔聚集性斷裂。

（3）C-HRA-5鋼焊接接頭在650 ℃時的強度和塑性最好，隨著溫度的升高，強度和塑性均有所下降，這是由于溫度的升高導致第二相顆粒以及夾雜物增多，位錯的塞積作用增強，裂紋擴展加快，最終導致斷裂。

（4）基于Larson-Miller參數式，建立了C-HRA-5鋼焊接接頭的高溫持久強度預測公式，預測700 ℃時服役10萬小時后的持久強度為σ973=116.020 3 MPa，滿足ASME CODE CASE 2753要求的700 ℃/10萬小時持久強度≥96.6 MPa。C-HRA-5鋼焊接接頭作為過熱器和再熱器鍋爐管在長期服役條件下均具有較高的安全可靠性。

參考文獻：

[1]方旭東，包漢生，李陽. 超超臨界鍋爐用新型耐熱無縫管C-HRA-5的開發[J]. 鋼鐵，2020（55）：119-130.

[2]張曉昱，歐陽杰，柯浩，等.長時高溫運行后火力發電機組T91鋼受熱面管壽命評價[J]. 鍋爐技術，2011（42）：41-45.

[3]Li Y D. A new creep lifetime prediction method： the C-project concept[J]. International journal of pressure vessels and piping，1996（69）：161-167.

[4]SPIGARELLIS，KLOCL，BONTEMPIP. Analysis of Creep Curves in a 9Cr-1Mo Modified Steel by Means of Simple Constitutive Equations[J]. Scripta Materialia，1997（374）：399.

[5]楊瑞成，傅公維，王凱旋，等. 15CrMo耐熱鋼Larson-Miller參數值的確定與應用[J].蘭州理工大學學報，2004（30）：27-30.

[6]Stefan S，Thomas H，Peter P，et al. Microstructure and defo-rmation rate during long-term cyclic creep of the martensitic steel X22CrMoV12-1[J]. Steel Research International，1995（66）：394-401.

[7]張少波，傅惠民. 一種新的蠕變持久可靠性方程[J]. 航空動力學報，2000（15）：291-294.

[8]陳雷，杜曉建，劉曉，等. 新型奧氏體耐熱不銹鋼的高溫持久性能[J]. 鋼鐵研究學報，2010（22）：44-47.

[9]Zhang Y，Jing H Y，Xu L Y，et al. Microstructure and mec-hanical performance of welded joint between a novel heat-resistant steel and Inconel 617 weld metal[J]. Materials Characterization，2018（139）：279-292.

[10]王冰瑤，魏艷紅，歐文敏. 鎳基高溫合金焊接接頭組織性能及工藝優化[J]. 機械制造文摘（焊接分冊），2018（000）：8-13.

[11]Nitin S，Manas M M，Rahul S M. Microstructural Evolution and Mechanical Properties of CSEF/M P92 Steel Weldments Welded Using Different Filler Compositions[J]. Metallurgical and Materials Transactions A，2018（49）：4669-4683.

[12]Yang R C，Chen K. Determination and application of larson-miller parameter for heat resistant steel 12CrlMoV and 15CrMo[J]. Acta. Metallurgica Sinica （English Letters），2004（4）：18-22.

[13]李鵬輝，劉宗茂，周龐.關于T91鋼壽命評估方法的探討[J]. 河北工業科技，2007（24）：255-258.

[14]楊旭，王正品，要玉宏，等. 00Cr18Ni10N鋼高溫持久強度的預測與驗證[J]. 西安工業大學學報，2012（32）：498-501.