为了在节约能源和保护环境的同时, 能够满足电力需求, 各国均在大规模兴建超(超)临界火电机组^[1], 以提高火电机组发电效率。然而, 在这种高温、高压环境下, 机组中的核心构件必然会发生蠕变^[2], 致使其性能劣化、寿命大幅缩短。因此, 为了避免蠕变损伤对超(超)临界火电机组造成重大安全事故, 对其核心构件的蠕变状态评价和剩余寿命预测研究就显得十分必要。

目前, 对于高温构件蠕变寿命的预测方法主要有TTP参数法^[3-5](LM法，OSD法，Wilshire法)和基于蠕变曲线外推法^[6-7](θ法，改进θ法，K-R模型法)。但是，这些方法都没有考虑蠕变损伤过程和材料内部多尺度微观组织的演化行为, 其外推结果往往会导致蠕变寿命的过估计现象。近年来, 国内、外研究学者提出基于物理本质的蠕变本构方程, 即通过耦合材料内部多尺度微观组织演化行为所对应的损伤参量来实现对高温构件蠕变寿命的精准预测^[8]。已有研究表明^[9], 金属的塑性变形主要通过大量位错的滑移运动来实现, 位错及其运动过程中所形成相关结构的动力学特征是决定材料宏观力学性能的内在因素。因此, 对于材料内部组织演化行为的研究将成为高温构件蠕变寿命精准预测的有力工具。

本文选用广泛应用于超(超)临界火电机组的9Cr-1Mo耐热钢作为研究对象, 首先进行高温蠕变持久试验和间断试验, 得到蠕变损伤试样。然后，利用XRD量化表征了9Cr-1Mo耐热钢在蠕变过程中内部可动位错密度的变化, 并从位错运动以及位错间相互作用等方面对可动位错演化行为进行分析, 进而为高温构件蠕变寿命的精准预测提供一定的理论基础。

1 实验 1.1 实验材料

本文所用9Cr-1Mo(10Cr9Mo1VNb)耐热钢由天津大无缝钢管厂提供, 9Cr-1Mo耐热钢是一种以铬、钼为主要合金元素的马氏体耐热钢, 其化学成分见表 1。

1.2 蠕变实验

为了研究9Cr-1Mo耐热钢在蠕变过程中内部可动位错演化行为, 分别在长春机械科学研究院研发的RDL50型高温蠕变试验机上进行高温蠕变持久试验和高温蠕变间断试验, 试验条件为600℃，165MPa, 所有试验均按照GB/T2039-1997的标准完成。

1.3 XRD检测

将上述得到的损伤试样加工成为15mm×15mm×1.5mm的标准试样, 进行XRD检测, 得到不同损伤状态下试样的衍射图谱。本实验采用型号为岛津XRD-6100 Lab多功能X射线衍射仪, 扫描范围为40°~130°, 扫描速度为2°/min, 电流为30mA, 加速电压为40kV。

2 结果与讨论 2.1 蠕变实验

通过高温蠕变持久试验可以得到试样在600℃，165MPa试验条件下的完整蠕变曲线以及蠕变率曲线, 如图 1所示。在600℃，165MPa条件下, 9Cr-1Mo耐热钢的断裂时间t_r可以达到219.16h, 最小蠕变速率为2.588 83×10^-4h^-1, 试样断裂时蠕变应变为0.269 48。根据蠕变率曲线, 蠕变过程可以划分为3个阶段:减速蠕变阶段、稳态蠕变阶段以及加速蠕变阶段。在蠕变持久试验的基础上, 分别在不同蠕变阶段选取特定的时间点作为间断时间来进行高温蠕变间断试验(9h，20h，50h，80h和120h), 得到不同蠕变状态时的蠕变曲线以及蠕变损伤试样, 分别如图 1，2所示。从图 1中方形间断点可以看出, 将不同损伤状态的蠕变曲线与完整蠕变曲线进行比较, 可见不同蠕变损伤状态的蠕变曲线与完整蠕变曲线几乎重合, 考虑到材料内部可能会有微小的差别以及试验过程中人为因素的影响, 可以认为蠕变间断试验是具有可重复性的。因此，选用这些试样对不同的蠕变状态进行研究是可行的。

2.2 XRD检测

根据已定的实验条件, 对不同蠕变状态的损伤试样进行XRD测量, 得到各试样的衍射图谱如图 3所示。然而，并不能观察到衍射峰明显的宽化现象。为了能够深入分析, 引入一个变量半高宽(FWHM)来确定衍射峰的宽化。选用损伤试样衍射图谱中晶面指数为(1 1 0)衍射峰, 确定不同损伤试样的半高宽, 可以得到半高宽随蠕变时间变化的关系, 如图 4所示。可以看出, 半高宽随着蠕变时间会先增大、再减少, 进而证实在蠕变过程中X射线衍射峰确实存在宽化现象。X射线衍射峰会由于晶粒尺寸的变化以及晶格畸变的作用而发生宽化, 其中晶格畸变主要是由晶格缺陷造成的。Krivoglaz^[10]根据晶格缺陷应力场特征将常见的晶格缺陷划分为两类。第Ⅰ类晶格缺陷:①位错; ②连续晶相相位差; ③严重畸变的晶界; ④层型结构间的应变。第Ⅱ类晶格缺陷:①点缺陷; ②第二相粒子或杂质; ③非平衡多相材料中浓度差。第Ⅰ，Ⅱ类晶格缺陷分别具有长程和短程应力场特征。另外，晶格缺陷还存在堆叠层错, 堆叠层错属于特殊的晶格缺陷, 它会造成尺寸宽化而不会影响应变宽化。Krivoglaz认为当晶体结构足够大时, 晶粒尺寸的变化对衍射峰宽化的影响可以忽略不计, 唯一能造成衍射峰宽化现象的是第Ⅰ类晶格缺陷^[10]。

结合本文研究对象9Cr-1Mo耐热钢, 在短时蠕变过程中析出相粗化不明显, 并且材料内部晶格缺陷主要是位错结构。因此，造成X射线衍射峰发生宽化现象的主要原因是位错的存在。

2.3 可动位错密度

9Cr-1Mo耐热钢在蠕变过程中其内部有多种位错结构^[11-12]。本文将位错划分为3类:可动位错、偶极子位错和边界位错, 如图 5所示。可动位错主要存在于亚晶粒内部, 在应力的作用下会发生自由运动, 处于长程应力区; 而偶极子位错和边界位错主要存在亚晶界附近以及亚晶界上, 处于短程应力区。

造成X射线衍射峰发生宽化现象的主要原因是位错的存在, 并且该位错是具有长程应力场特征的第Ⅰ类晶格缺陷。结合位错在亚晶粒内的分布情况, 本文认为衍射峰发生宽化现象的最主要原因是可动位错的演化。因此, 利用XRD方法可以量化表征可动位错密度的变化, 从而为进一步分析可动位错的演化行为提供理论依据。

结合X射线衍射图谱, 利用衍射峰的宽化^[13]来测定晶粒的大小以及微观应变, 本文通过Cauchy-Gaussian方程式(1)得出不同损伤试样的等效晶粒尺寸以及微观应变如表 2所示。

$ {\rm{FWHM}} \cdot {\rm{cos}}\left( \theta \right) = K \cdot \lambda /D + 4 \cdot \left( {\frac{{\Delta {\rm{d}}}}{{\rm{d}}}} \right) \cdot \sin \left( \theta \right) $

(1)

式中:FWHM为半高宽, K为Scherrer常数(取0.89), λ为波长。

将表 2中所得出等效晶粒尺寸D以及微观应变$\frac{{\Delta d}}{d}$代入Williamson-Hall(W-H)公式^[14]

$ \rho = \frac{{2\sqrt 3 \cdot {{\left\langle {{{\left( {\frac{{\Delta d}}{d}} \right)}^2}} \right\rangle }^{\frac{1}{2}}}}}{{\left( {D\mathit{\boldsymbol{b}}} \right)}} $

(2)

式中:ρ表示位错密度, b表示Burgers矢量, 取2.48×10^-10m。通过计算得出了不同损伤试样的可动位错密度ρ与蠕变时间的变化曲线如图 6所示。

可动位错密度在整个蠕变阶段呈现了先下降最终保持稳定的趋势。晶体材料的宏观塑性变形是通过位错运动来实现的, 在其运动过程中伴随着一系列的演化行为, 进而导致可动位错密度发生变化。

减速蠕变阶段, 可动位错在运动过程中会以Frank-Read位错源机制发生快速增殖。但是，随着蠕变时间的延长, 可动位错密度在整个初始阶段保持单调下降的趋势。造成这一现象的原因如下。其一, 可动位错在快速增殖的同时也会发生位错湮灭作用; 其二, 可动位错在运动过程中发生相互作用转化成偶极子位错; 其三, 可动位错在运动过程中会受到析出相(主要为M₂₃C₆碳化物和MX碳氮化物)的阻碍, 进而与析出相产生交互作用, 一部分可动位错由于析出相的钉扎效应转化为不可动位错; 其四, 当可动位错在运动过程中遇到亚晶界时, 将产生位错塞积, 一部分位错由于能量高将越过这些障碍, 最终相互作用抵消或发生多边形化后形成位错墙。以上各因素综合导致可动位错密度在蠕变第一阶段持续下降, 宏观表现为蠕变率单调降低。

稳态蠕变阶段, 此时材料内部析出相会发生粗化, 对可动位错的钉扎作用会减弱, 但由于亚晶粒的长大会使可动位错密度进一步减少。之后，由于应变硬化和回复软化的共同作用, 可动位错密度基本保持不变, 因此，蠕变率在稳态蠕变阶段也保持恒定。

加速蠕变阶段, 随着蠕变的继续进行, 微观缺陷对材料力学性能的影响越发明显。此时，可动位错对于蠕变率的影响可以忽略不计, 蠕变率开始逐渐加快直至断裂。

3 结论

本研究采用X射线衍射技术表征了9Cr-1Mo钢在600℃，165MPa条件下蠕变过程中的可动位错演化行为。结合可动位错演化行为的研究分析, 在蠕变初期由于位错运动以及位错之间的相互作用, 造成可动位错密度的大幅降低。之后由于应变硬化和回复软化的共同作用, 可动位错密度基本保持不变。通过对可动位错演化行为的研究, 能够更进一步地分析9Cr-1Mo耐热钢蠕变过程中内部多尺度微观组织的演化过程, 进而为高温构件蠕变寿命的精准预测提供一定的理论基础。