电站常用的F12钢长期运行后的疲劳损伤研究

高 健

(西安石油大学机械工程学院，陕西 西安 710000)

F12钢是含有12%Cr 的马氏体耐热钢，因为F12钢具有良好的耐高温、耐腐蚀以及优良的强韧性和高温抗氧化性，大量作为超高压电站锅炉材料，被广泛用于热电厂[1-3]使用环境中的高铬耐热合金钢，是主蒸汽管道使用频率很高的材料。随着F12钢在使用过程中运行时间的延长，钢材的组织结构会发生改变，从而对材料是否满足服役条件产生较大的影响。经过长时间在高温环境中工作运行后，材料的组织和性能是否满足使用条件是目前最需要解决的问题。近年来，研究人员对管材的组织性能开展了一系列研究[4-6]。

1 F12钢的微观组织及拉伸性能

F12钢的Cr含量高于9%且低于12%(见表1)。

表1 F12钢的化学成分质量分数

从F12钢样品光学显微镜观察的显微组织[7]得出F12钢的微观机理为板条马氏体结构(见图1)，F12钢从微观上看是由若干板条束构成的，奥氏体晶粒交错处和板条马氏体晶区处是由黑白相间、半平行条状物组成。碳化物颗粒细小且不规则排列在基体上。

图1 F12金相组织

长期塑性变形导致马氏体板条碎化，其基体上的碳化物粗化证明投入使用时间与显微组织变化程度成正比关系(见图1)。显然，材料显微组织结构的改变会影响 F12马氏体耐热钢的使用性能。随着服役时间的延长，F12马氏体耐热钢发生断裂，并且马氏体板条结构会消失[8-9]。晶界析出明显粗化的碳化物，伴随着碳化物的粗化，晶界析出的碳化物会连接成链状结构，在这种状态下，碳化物的强化作用显著减弱。

通过F12钢透射电镜观察的微观结构[10]，可以观察出明显的高密度位错衬度，晶界和亚晶界内碳化物较少，大部分组织结构表现为板条形态(见图2)。

图2 F12钢的TEM图像

长期的应力作用导致形变增加，其形变传播会在晶界处停滞，使得位错堆积，产生的应力集中造成晶粒碎化。相邻晶粒产生的约束作用会让晶内形变量存在差异，形变旋转程度不尽相同。相邻组织的取向明显不同,位向差随应变程度增大而增大。由于碳化物对晶界产生稳定晶界的作用,所以晶界表现出这种形态[11]。

室温下,在低周疲劳过程中，F12钢在开始加载后主要表现出循环软化的特点(见表2)。可分为循环应力幅初始快速下降的软化、循环应力幅近乎匀速下降的相对稳定和循环应力幅快速下降裂纹失稳扩展三个阶段。整个过程内，无应力饱和现象。在540℃温度下进行拉伸试验时[12]，随着温度的升高，F12钢的屈服强度和抗拉强度均下降。屈服强度由626MPa下降到400MPa，抗拉强度由778MPa下降到444MPa。由此可知，在高温条件下F12材料的强度没有明显的变化，但其塑性在一定程度上有所下降。

表2 F12钢拉伸性能

F12马氏体耐热钢的力学性能变化与服役时间有明显关系，材料晶内的显微硬度下降，并且晶界的显微硬度也明显下降。相比较而言，晶界显微硬度的变化更加明显。在原始状态下，晶内的硬度本身就比晶界的硬度低，但随着材料运行时间的增加，晶内的显微硬度逐渐高于晶界处。

2 F12钢的疲劳寿命

由图3可看出F12钢的试验点重叠性比较好。观察可看出该材料属于循环软化材料，其应变幅度关于疲劳循环寿命的试验数据较为分散。一般说来，材料的强度与延性成反比，在恒总应变幅控制下，材料在滞回能取得最大值时疲劳损伤程度最大[13]。

图3 F12钢的应变幅度Δεt和疲劳寿命曲线

F12钢的寿命受温度影响较大，F12钢的工作环境基本是高温高压，但是长时间在这种环境下服役工作，会导致F12钢的材料性能迅速下降，研究表明F12马氏体耐热钢在经过长时间的工作运行后，在室温条件下，抗拉强度基本不发生改变，但运行后材料的屈服强度和冲击功下降程度很明显。在高温环境条件下，屈服强度基本不发生变化，但是冲击功的下降程度却显而易见[14]。从以上种种情况可以看出F12钢发生脆化和性能退化的现象都是比较明显的。由刘东虹[15]等一部分研究人员从其他方面阐述了F12钢的脆化现象。根据实验可知，某种程度上明显提高了F12钢的韧脆转变温度，从最开始的-16℃升高到现在的70℃。

F12钢属于高Cr耐热钢的一种钢，如果Cr元素的渗透得不足可以通过引入新的元素或者改变材料本身的元素含量提高F12马氏体耐热钢的组织性能。通过加入少量的Cu元素可以平衡掉高含量的Cr元素造成的材料不平衡性，同时Cu元素的加入可以保障马氏体耐热钢的马氏体结构，并且在材料发生回火处理时Cu元素会有效地限制晶粒的成长，在晶界处产生钉扎的作用。Co也是一种重要的元素，Co元素的加入可以强化材料的基体，在回火过程中使得第二相的形核与析出速度加快，提高第二相的稳定性，增加第二相的析出数量。当材料发生蠕变时，可以明显改善第二相的粗化情况。B元素的加入可以起到很好的晶界强化作用，早期的F12马氏体耐热钢在高温条件下长时间工作会很容易导致晶界弱化，在材料的回火过程中，材料析出物的大小可以通过B元素控制，在运行过程中可以抑制析出物的粗化，同时也使晶界得到了有效的滑移。所以B元素对材料的晶界强化起到重要作用。改变元素的含量和其他元素的加入使得材料的性能有显著提高。

3 F12钢的疲劳断口及微观组织

通过观察发现F12 钢断口形貌[16]呈现出典型的沿晶断裂形态(见图4)。由于马氏体板条界和板条晶界内产生M23C6碳化物，颗粒较小导致晶内脆化，断口上可观察到二次裂纹，可以发现其冲击性能大幅度减小，具体表现出明显的时效脆化。

图4 运行后F12钢断口形貌

通过观察长期运行后的材料的断口形貌图，材料的形貌图呈现出明显的沿晶断裂，这一现象说明材料发生了脆化行为。材料组织结构上的改变是造成F12钢性能退化的主要原因。

在长时间运行条件下，F12钢的结构、性能、组织等都发生明显变化。材料的内部组织结构是典型的回火马氏体结构，当运行时间高达十几万小时之后马氏体板条发生碎化，基体上的碳化物明显粗化，材料显微组织变化的显著程度随着运行加载时间的增加而增大，显微组织的变化程度会直接对F12钢的疲劳性能产生严重影响。在高温条件下长时间运行时，晶界析出碳化物的粗化程度由马氏体基体组织的合金元素向晶界扩散程度决定[17]，在高应力的长时间作用下，材料的变形量越大，越容易造成应力集中现象，使得材料的形变传播速度变慢，在晶界处受到阻碍作用，位错在晶界处产生堆积现象。材料的刃型位错大多数发生攀移和交互作用，造成位错缠结或是结成网络。

晶粒内部的亚晶结构是材料发生蠕变造成的，也就是胞状结构造成材料内部晶粒碎化[18]，F12钢亚结构中位错密度大幅度下降是亚晶界处的位错堆积造成的，板条马氏体内高密度位错的降低、板条结构消失、晶粒发生碎化等都造成了马氏体结构由本来的体心立方变成现在的体心正方。对长时间运行加载的F12钢材料进行研究，可以看出：长时间运行的F12钢的显微组织结构中，材料最容易产生裂纹的区域是晶界处，F12钢缺少晶界强化元素使得F12钢的晶界析出物严重粗化，材料基体的非共格畸变作用大幅度降低，MX完全消失全部转化成Z相。

显微组织的变化是导致F12马氏体耐热钢在长期服役后性能下降的主要原因。在最初状态下，马氏体耐热钢的微观组织是回火马氏体，当时间发生变化时马氏体分解，发生马氏体板条细化现象。

F12钢中空位的形成是微裂纹的起点。空洞通常在原奥氏体边界碳化物析出的地方出现，晶界处析出的M23C6易长大粗化是因为在晶界的特殊结构中得到了能让其粗化长大所需要的合金元素。随着M23C6粗化长大，增加了其与基体非共格的关系，随着时间的推移，两者完全脱离最终形成空洞。当作用时间逐渐变长空洞逐渐长大使得相邻的空洞相融，空洞的结合与微裂纹的成长成正比，随着外界循环应力的不断作用，微裂纹的扩展速度也急剧增加，导致材料达到使用寿命直至断裂。

4 结 论

F12钢是介于珠光体耐热钢和奥氏体耐热钢间最合适的钢种。其焊接性能较差，焊件的壁厚越厚，刚性越大，越难焊接。焊接时必须严格遵守工艺，对填充金属的要求较高，必须按照标准控制焊接热循环和焊接后的热处理，以免焊接接头发生开裂等现象。可以通过完善材料的元素种类使其性能不断提高，极大地促进热电厂用钢的发展,从而提高热电厂的发电效率。

F12钢的显微硬度与服役时间成反比，当使用寿命达到末期时，其显微硬度会大幅度减小。对比来看，F12钢晶界显微硬度下降速度明显高于晶内；长期的高温条件和应力作用，使得F12钢的组织结构退化严重，主要表现为明显的蠕变损伤；高密度位错马氏体组织产生分解，可以观察出大量由错位迁移形成的亚结构以及胞状组织，形成亚晶并伴有晶界位移的现象，材料脆化程度明显，晶界弱化。

长期服役状态下，F12钢会有明显的显微结构改变，具体表现为：马氏体结构分解，断裂态组织全部分解，板条结构消失；原奥氏体碳化物粗化呈条形排列，晶内碳化物析出相显著变大。