超超临界（ultra-supercritical，USC）机组由于具有能源利用率高、排放污染物少等优点，是目前火电机组主要的发展方向^[1]。USC机组锅炉参数的提升对材料的高温力学性能提出了更高的要求。HR3C在TP310基础上，通过适当减少含C量、增加Nb和N的量，利用弥散析出的CrNbN相及M₂₃C₆相等实现强化，从而获得更好的高温力学性能和高温抗氧化性能^[2-5]，被广泛应用于制备超临界机组和USC机组的过热器和再热器^[6-7]。

HR3C受热面管在长期运行过程中普遍存在时效脆化现象^[8]，使USC机组在实际工况下服役达到42 000 h^[9]以及50 000 h^[10-12]的HR3C受热面管试样（“受热面管试样”以下简称为“管样”）均有伸长率降低至远低于标准要求的情况。HR3C受热面管性能的下降严重威胁USC机组的安全运行。为评估HR3C管样在长期服役过程中的运行状态，于某电厂某USC机组检修期间取其末级再热器出口HR3C管样为测试对象，通过布氏硬度测试、拉伸测试、金相观察、扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）观察、透射电子显微镜（transmission electron microscope，TEM）观察等对服役态与供货态HR3C管样进行组织与性能的对比分析，并通过高温持久强度测试对其持久寿命进行评估。

1 试验材料及方法

试验材料取自日本住友生产的累积服役约60 000 h的HR3C管样（其直径为57 mm，长为5 mm，额定工况下蒸汽温度为623 ℃，蒸汽压力为5.65 MPa），以及同批次、同规格供货态HR3C管样，其主要化学成分如表1所示。

对HR3C管样的测试如下：按照GB/T 13298—2015《金属显微组织检验方法》进行金相组织观察；通过SEM和TEM观察微观组织；按照GB/T 231.1—2018《金属材料 布氏硬度试验 第1部分：试验方法》进行布氏硬度测定；按照GB/T 228.1—2021《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》和GB/T 228.2—2015《金属材料 拉伸试验 第2部分：高温试验方法》进行拉伸测试；按照GB/T 2039—2012《金属材料 单轴拉伸蠕变试验方法》进行高温持久强度测试。

2 试验结果 2.1 显微组织 2.1.1 金相观察

供货态与服役态HR3C管样进行金相组织观察时，经打磨、抛光后使用氯化铁、盐酸和水的混合溶液进行浸蚀。其金相组织如图1所示。由图1可知：供货态HR3C管样的金相组织为典型的奥氏体组织，存在大量孪晶，奥氏体及孪晶基体上弥散分布着颗粒状第二相；服役态HR3C管样的晶界处及晶内析出相数量显著增多，同时出现大小不一的奥氏体晶粒，说明服役过程中发生了再结晶。

2.1.2 SEM观察

HR3C管样SEM图见图2。由图2可知：供货态HR3C管样中可以观察到基体上弥散分布的颗粒状第二相；服役态HR3C管样在晶内、晶界处均有大量第二相析出，晶内析出相呈颗粒状以及杆状等不同形态相互交错形成网状结构，晶界处析出相则沿晶界呈链状结构。

2.1.3 TEM观察

供货态HR3C管样中的颗粒状析出相如图3所示。由图3可知，供货态HR3C管样的析出相为简单四方结构的Z相（NbCrN）。服役态HR3C管样晶界处析出相如图4所示。由图4可知：服役态HR3C管样晶界处析出相沿晶界长大并连成链状，部分呈角状向晶内生长；根据选区电子衍射图可以标定出该析出相为面心立方结构的M₂₃C₆。服役态HR3C管样中的晶内析出相如图5所示。由图5可知，大量颗粒状及杆状等不同形态的M₂₃C₆相互交错形成网状，此外，服役过程中析出了尺寸微小的触须状NbCrN。

2.2 力学性能 2.2.1 布氏硬度测试

使用布洛维台式硬度计对HR3C管样的横截面进行布氏硬度测定，每组试样测5个点，取5个测试结果的平均值，结果见表2。由表2可知，服役态HR3C管样的布氏硬度明显高于供货态的。主要原因是，服役过程中HR3C管样中大量析出相的产生，导致第二相强化作用明显增强。ASME SA-213/SA-213M—2019标准中规定，HR3C受热面管的布氏硬度控制范围为≤256。由以上分析得出，供货态和服役态HR3C管样的布氏硬度均满足该标准的要求。

2.2.2 拉伸测试

在供货态和服役态HR3C管样上取平行长度为3 mm的3个圆形横截面试样进行常温和高温拉伸测试，取3个测试结果的平均值，结果见表2。由于其拉伸曲线没有明显的屈服点，因此其屈服强度选取规定塑性伸长率为0.2%时的应力。常温拉伸测试前由引伸计控制应变速率为0.000 25 s⁻¹，测试后通过移动拉伸试验机横梁来控制应变速率为0.006 67 s⁻¹；高温拉伸测试温度为650 ℃，保温时间为20 min，全过程通过移动拉伸试验机横梁来控制应变速率，发生屈服前应变速率为0.000 07 s⁻¹，发生屈服后应变速率为0.002 00 s⁻¹。

与供货态相比，服役态HR3C管样的屈服强度和抗拉强度均提高，但伸长率显著降低。服役态HR3C管样常温下伸长率仅14.4%，远低于ASME SA-213/SA-213M—2019标准要求的下限值，说明其塑性严重下降。ASME SA-213/SA-213M—2019标准并未对HR3C管样的高温力学性能做出明确要求。服役态HR3C管样高温下伸长率达到25.9%，说明服役态HR3C管样在高温下塑性可保持相对较高水平。

HR3C拉伸试样断口形貌如图6所示。由图6可知：供货态HR3C管样常温拉伸后断口颈缩明显，微观形貌为大量尺寸较为均匀的韧窝，部分韧窝底部存在第二相粒子，为典型的韧性断裂形貌；服役态HR3C管样常温拉伸后断口齐平，没有明显颈缩及变形，微观形貌呈冰糖状，有明显的沿晶裂纹，为典型沿晶脆性断裂形貌。供货态HR3C管样高温拉伸后的断口形貌与常温拉伸后的类似，为典型的韧性断裂；服役态HR3C管样高温拉伸后断口出现一定的颈缩，微观形貌呈冰糖状且有明显的沿晶裂纹，同时也存在大量微小韧窝，说明服役态HR3C管样高温下拉伸时的断裂模式由脆性断裂转变为韧性断裂。

2.3 持久寿命评估

服役态HR3C管样在650 ℃下持久强度测试结果如图7所示。

按照测试数据进行等温外推，并根据White-Clarke理论模型，得出双对数外推公式为：

$ \qquad \sigma =At-B $

(1)

式中：t为断裂时间；σ为施加应力；A、B为材料常数。

对式（1）两边取对数得：

$ \qquad\mathrm{l}\mathrm{g}\sigma=a-b\mathrm{l}\mathrm{g}t $

(2)

式中：a、b为常数。

式（2）表明lgσ与lgt呈线性关系。将式（2）拟合可得在650 ℃下$ \sigma $与t的关系式为：

$ \qquad\mathrm{l}\mathrm{g}\sigma=2.639-0.115\ 2\mathrm{l}\mathrm{g}t $

(3)

由式（3）得出服役态HR3C管样在650 ℃下服役100 000 h后持久强度为115.6 MPa，这一数值高于标准GB/T 5310—2017给出的HR3C（07Cr25Ni21NbN）推荐的持久强度数据（103.0 MPa）。

参照DL/T 5366—2014，并根据蒸汽压力、管道规格、服役态许用应力等，得计算管道最小壁厚的公式为：

$ \qquad {S}_{{\mathrm{m}}}=P\phi /2\left( \right[\sigma ]\eta +YP) +\alpha $

(4)

式中：S_m为最小壁厚；P为蒸汽压力；ϕ为管样外径；[σ]为许用应力；η为许用应力的修正系数；Y为P的修正系数；α为腐蚀余量。取P为设计压力，6.6 MPa；ϕ为57.0 mm；[σ]由650 ℃下服役100 000 h后的持久强度（115.6 MPa）除以安全系数1.5得到，为77.1 MPa；无缝管样的η取1.0；根据DL/T 5366—2014可知，当奥氏体钢温度≥ 621 ℃时Y取0.7；α取0.5 mm。将以上各参数代入式（4）计算可得，在650 ℃下服役100 000 h所需的S_m为2.9 mm。实测S_m为4.7 mm，大于计算值，故满足实际生产对S_m的要求。

根据计算所得的持久强度和S_m条件，可判断服役态HR3C管样在650 ℃下的剩余寿命超过100 000 h。

3 分析与讨论

HR3C管样中的第二相对其性能有重要影响^[13]。供货态HR3C管样经过固溶处理后为过饱和固溶体，在高温服役过程中会形成M₂₃C₆、NbCrN等析出相^[14-15]。本研究中，供货态HR3C管样的组织为孪晶奥氏体，晶内第二相为颗粒状NbCrN，晶界处无明显的第二相；在高温下服役60 000 h后，晶界处及晶内析出大量第二相，晶界处析出相主要为M₂₃C₆，晶内析出相为M₂₃C₆和NbCrN。

有研究^[16-20]显示，M₂₃C₆易在晶界处、孪晶界处等位置析出，随着管样服役时间的延长，析出相会形成链条状；在晶内则以细小颗粒状析出，随着管样服役时间的延长而形成颗粒状、杆状或其他形状的析出相。NbCrN呈触须状，尺寸细小且比较稳定，在高温服役条件下未见明显长大。晶界处M₂₃C₆析出相会成为应力集中处和裂纹源，同时，大量M₂₃C₆的析出会在晶界附近造成金属元素（主要为Cr）的贫化带，使晶界强度大大降低，导致HR3C管样在高温服役后容易沿晶界发生脆性断裂，使塑韧性大幅降低。晶内析出大量M₂₃C₆和NbCrN能够有效钉扎位错，产生显著的强化和推迟再结晶的发生，从而有效提高HR3C管样的力学性能和蠕变性能。晶内析出相在高温下也具有较为稳定的结构，因此，HR3C管样在长期高温服役过程中具有较稳定的性能。

本文测试结果显示，HR3C管样在高温服役状态下仍具有相对较好的塑韧性及足够长的剩余寿命，但在常温即冷态时其塑韧性严重下降，因此冷态是需关注的重点。在停炉检修过程中，HR3C 部件处于冷态，此时应避免出现磕碰、撞击、敲打等所有可能导致表面产生凹坑、磕伤等缺陷的情况，减少可能出现脆性断裂的裂纹源，应特别注意焊缝、弯头和受拘束部位等容易产生应力集中的位置。

4 结　论

（1） 供货态HR3C管样的显微组织为孪晶奥氏体，第二相主要为晶内颗粒状NbCrN；在高温下服役60 000 h后，其晶界处及晶内析出大量第二相，晶界处析出相主要为M₂₃C₆，晶内析出相为M₂₃C₆和NbCrN。

（2） 和供货态比，服役态HR3C管样的布氏硬度和强度均提高、塑性降低，表现出时效脆化倾向；高温拉伸时其塑性明显优于常温拉伸的；服役过程中产生的析出相导致其力学性能发生变化。

（3） 根据持久强度测试数据推测，服役60 000 h后HR3C管样在650 ℃服役条件下的剩余寿命超过100 000 h。在后续使用过程中需重点关注冷态，停炉检修时应避免所有可能导致表面产生缺陷的情况出现，减少可能出现的裂纹源，特别注意容易产生应力集中的位置。