張 振， 胡正飛， 范立坤， 王 濱

（1.同濟(jì)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海市金屬功能材料開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海201804；2.上海材料研究所 上海市工程材料應(yīng)用評(píng)價(jià)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海200437）

隨著電力工業(yè)的高速發(fā)展，高參數(shù)、大容量的超超臨界機(jī)組在我國(guó)得到了迅速發(fā)展，而發(fā)電機(jī)組關(guān)鍵部件的服役行為是熱電廠運(yùn)行安全評(píng)價(jià)的主要內(nèi)容.其中電站鍋爐四大管道厚壁部件在啟停時(shí)，內(nèi)部流體溫度的急劇變化會(huì)引起沿壁厚方向的溫差熱應(yīng)力.電站鍋爐在運(yùn)行期間也總是處在調(diào)峰運(yùn)行狀態(tài)，因此，鍋爐結(jié)構(gòu)也會(huì)承受內(nèi)部流體壓力變化，這些都使得鍋爐管道經(jīng)歷低周疲勞運(yùn)行，從而對(duì)材料造成疲勞損傷.由于電站鍋爐又是在較高溫度下服役的，因此高溫蠕變及低周疲勞是鍋爐材料損傷失效的主要原因［1］.

P92鋼是近年來超超臨界電站鍋爐系統(tǒng)的關(guān)鍵材料，它比其他鐵素體合金鋼具有更強(qiáng)的高溫強(qiáng)度、蠕變性能和更優(yōu)良的抗腐蝕性能、抗氧化性能，同時(shí)其抗熱疲勞性、導(dǎo)熱系數(shù)和膨脹系數(shù)又遠(yuǎn)優(yōu)于奧氏體不銹鋼［2］.P92鋼是在P91鋼基礎(chǔ)上采用復(fù)合－多元強(qiáng)化手段，適當(dāng)降低Mo的質(zhì)量分?jǐn)?shù)至0.30%～0.60%、加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.50%～2.00%的 W 并形成以W為主的W－Mo復(fù)合固溶強(qiáng)化，加入N形成間隙固溶強(qiáng)化，加入V、Nb和N形成氮化物彌散沉淀強(qiáng)化及加入微量的B（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.001%～0.006%）形成晶界強(qiáng)化.P92鋼在600℃下的許用應(yīng)力和持久強(qiáng)度比P91鋼提高了近20%［3］，已成為超超臨界機(jī)組的重要用鋼之一，其主要用于制造主蒸汽管道和鍋爐集箱等部件［4］.現(xiàn)階段，國(guó)內(nèi)熱電領(lǐng)域?qū)92鋼的需求大部分依賴進(jìn)口，國(guó)內(nèi)雖然實(shí)現(xiàn)了P92鋼國(guó)產(chǎn)化，但相關(guān)基礎(chǔ)研究和工程應(yīng)用研究尚缺乏基礎(chǔ)數(shù)據(jù)，且國(guó)內(nèi)對(duì)P92鋼的研究主要集中在焊接、加工成形和熱處理［5］等方面，對(duì)其低周疲勞性能的研究報(bào)道不多.

筆者通過應(yīng)變控制下某國(guó)產(chǎn)P92鋼在室溫20℃和高溫600℃下的低周疲勞性能試驗(yàn)，比較了不同溫度條件下P92鋼低周疲勞性能及其影響因素，并利用掃描電鏡對(duì)P92鋼試樣斷口形貌進(jìn)行了分析，從微觀角度探討P92鋼的疲勞損傷規(guī)律與裂紋萌生擴(kuò)展機(jī)理.

1 試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

所研究的P92材料是國(guó)內(nèi)某鋼廠已經(jīng)實(shí)現(xiàn)量產(chǎn)的P92管材.試驗(yàn)材料從商品化管材上直接截取，疲勞試樣取樣方向?yàn)楣艿赖目v向.表1給出了ASTM A335—2003《高溫設(shè)備用無縫鐵素體合金鋼管標(biāo)準(zhǔn)規(guī)范》［6］規(guī)定的P92鋼化學(xué)成分及所研究材料的化學(xué)成分.試驗(yàn)所用國(guó)產(chǎn)P92鋼的拉伸力學(xué)性能見表2.

表1 P92鋼的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of different P92steels %

表2 國(guó)產(chǎn)P92鋼的拉伸力學(xué)性能Tab.2 Tensile properties of domestic P92steel

1.2 試驗(yàn)過程

參考標(biāo)準(zhǔn)GB／T 15248—2008《金屬材料軸向等幅低循環(huán)疲勞試驗(yàn)方法》，低循環(huán)疲勞試驗(yàn)在MTS－809電液伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行.控制方式為總應(yīng)變控制，應(yīng)變速率為0.004s－1，采用三角波形，應(yīng)變比R＝－1，試驗(yàn)溫度分別為20℃和600℃.高溫試驗(yàn)配有 MTS652.01電阻加熱爐，控溫精度為±1K，內(nèi)部保溫30min后開始疲勞試驗(yàn)，疲勞試樣如圖1所示.采用Quanta 200FEG場(chǎng)發(fā)射環(huán)境掃描電子顯微鏡對(duì)疲勞試樣斷口形貌進(jìn)行觀察.

2 疲勞壽命分析

2.1 循環(huán)應(yīng)變幅－壽命關(guān)系

對(duì)于單軸疲勞壽命的計(jì)算，有著名的Manson－Coffin關(guān)系式［7］

圖1 疲勞試樣尺寸示意圖（單位：mm）Fig.1 Schematic diagram of the fatigue specimen（unit：mm）

式中：Nf為循環(huán)周次；為 總 應(yīng) 變分 別 為疲勞強(qiáng)度系數(shù)和疲勞延性系數(shù)；E為彈性模量；b0、c0分別為疲勞強(qiáng)度指數(shù)和疲勞延性指數(shù).

利用Manson－Coffin關(guān)系式分別對(duì)不同溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼的單軸疲勞壽命進(jìn)行了擬合，得到相關(guān)疲勞參數(shù)見表3.通常塑性材料的疲勞延性指數(shù)c0為－0.7～－0.5［8］，表中數(shù)值在此范圍內(nèi)，表明P92鋼具有良好的塑性.

表3 不同溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼Manson－Coffin疲勞參數(shù)Tab.3 Manson－Coffin fatigue parameters of domestic P92steel at different temperatures

圖2為2種溫度下P92鋼的應(yīng)變幅－壽命曲線.從圖2（a）可以看出，疲勞數(shù)據(jù)點(diǎn)均在曲線附近，波動(dòng)很小，表明P92鋼單軸疲勞壽命結(jié)果與Manson－Coffin公式計(jì)算結(jié)果相符，使用 Manson－Coffin公式可以對(duì)P92鋼的單軸疲勞壽命進(jìn)行預(yù)測(cè).由試驗(yàn)結(jié)果可知，加載應(yīng)變幅越大，疲勞壽命越低，由此可知P92鋼對(duì)應(yīng)變幅的變化較為敏感，同時(shí)材料的低周疲勞壽命不僅取決于外加總應(yīng)變幅的大小，而且與溫度也密切相關(guān).在較低應(yīng)變幅下合金的疲勞壽命較長(zhǎng)，即在高溫下滯留的時(shí)間更長(zhǎng)，而氧化損傷又是與時(shí)間和溫度相關(guān)的，因而在較低應(yīng)變幅下合金的疲勞壽命隨溫度的升高而降低，在此階段溫度對(duì)合金的疲勞壽命起主導(dǎo)作用；而在較高應(yīng)變幅下合金的抗疲勞能力較低，此時(shí)總應(yīng)變幅對(duì)疲勞性能的影響起主導(dǎo)作用.比較2條曲線可以看出，當(dāng)應(yīng)變幅從高到低變化時(shí)，室溫下的疲勞壽命顯著高于600℃時(shí)的疲勞壽命，且應(yīng)變幅越小，溫度對(duì)壽命的影響越顯著.在疲勞變形期間，高溫環(huán)境對(duì)材料產(chǎn)生氧化作用，在滑移帶處及疲勞裂紋尖端的塑性區(qū)形成氧化物薄膜，這些脆性很大的氧化物薄膜在外加應(yīng)力作用下極易開裂，同時(shí)溫度的升高使裂紋萌生速率加快［9］，這些都使得疲勞裂紋更容易擴(kuò)展從而導(dǎo)致斷裂發(fā)生.所以應(yīng)變幅和溫度的提高是造成材料單軸疲勞壽命降低的主要原因.

圖2 2種溫度下P92鋼的應(yīng)變幅－壽命曲線Fig.2 Strain amplitude－fatigue life curves of P92 steel at two temperatures

圖2（b）為試驗(yàn)用國(guó)產(chǎn)P92鋼及進(jìn)口P92鋼［10］在20℃和600℃條件下的應(yīng)變幅－壽命曲線.由圖2（b）可以看出，室溫下國(guó)產(chǎn)P92鋼與進(jìn)口P92鋼的低周疲勞壽命大致相同；而在高溫條件下，在相同總應(yīng)變幅下，進(jìn)口P92鋼的低周疲勞壽命高于國(guó)產(chǎn)P92鋼，這說明國(guó)產(chǎn)P92鋼在高溫下的疲勞性能有待進(jìn)一步改善.

2.2 循環(huán)應(yīng)力－應(yīng)變關(guān)系

在低周疲勞條件下，由于外加循環(huán)應(yīng)力高于材料的屈服強(qiáng)度，此時(shí)除產(chǎn)生彈性應(yīng)變外，還會(huì)產(chǎn)生塑性應(yīng)變.應(yīng)力與塑性應(yīng)變?chǔ)舙的關(guān)系可由Holomon關(guān)系［7］表達(dá)，即

式中：K為強(qiáng)度系數(shù)，具有應(yīng)力量綱，MPa；n為應(yīng)變硬化指數(shù)，當(dāng)n＝0時(shí)表示無應(yīng)變硬化，應(yīng)力與塑性應(yīng)變無關(guān)，是理想塑性材料.

根據(jù)試驗(yàn)數(shù)據(jù)得到2種溫度下的循環(huán)應(yīng)力－應(yīng)變關(guān)系為

圖3為2種溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼總應(yīng)變幅為0.3%時(shí)的S－N曲線和穩(wěn)定循環(huán)應(yīng)力－應(yīng)變曲線.從圖3（a）可以看出，2種溫度下P92鋼在最終斷裂失效前均呈現(xiàn)循環(huán)軟化特征，為循環(huán)軟化材料.室溫和高溫下循環(huán)應(yīng)力的最大值均出現(xiàn)在初始循環(huán)階段，且室溫下隨著循環(huán)的進(jìn)行出現(xiàn)穩(wěn)定循環(huán)階段，而高溫下未出現(xiàn)明顯的穩(wěn)定循環(huán)階段.已有研究表明，鐵素體鋼在低周疲勞過程中會(huì)發(fā)生軟化行為，在其初期微觀組織中含有大量的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)，循環(huán)軟化就是這些位錯(cuò)的再分布及向低能態(tài)轉(zhuǎn)化的過程，從而形成低位錯(cuò)密度的亞晶粒［11－12］，且隨著循環(huán)變形的加劇，晶界處析出物和缺陷將成為疲勞裂紋萌生的起點(diǎn).在整個(gè)壽命周期內(nèi)，拉壓最大應(yīng)力呈現(xiàn)階段變化特征，即早期的應(yīng)力快速下降階段、中期的應(yīng)力相對(duì)穩(wěn)定階段和后期的應(yīng)力再次快速下降階段，分別對(duì)應(yīng)微觀裂紋的萌生、擴(kuò)展和宏觀裂紋的擴(kuò)展階段［13］.從圖3（a）還可以看出，與室溫相比，高溫時(shí)應(yīng)力穩(wěn)定階段較短，峰值應(yīng)力下降較快，材料的循環(huán)軟化特征更明顯，疲勞裂紋擴(kuò)展速率更快，材料更易發(fā)生斷裂失效.從圖3（b）可以看出，在高溫條件下，材料的彈性模量與屈服強(qiáng)度相對(duì)室溫下明顯減小，其減小程度因溫度不同而不同.

圖3 2種溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼S－N曲線和穩(wěn)定循環(huán)應(yīng)力－應(yīng)變曲線Fig.3 S－N and steady cycle stress－strain curves of domestic P92steel at two temperatures

2.3 疲勞損傷－壽命關(guān)系

已有大量研究表明［14］，循環(huán)塑性變形及其累積是導(dǎo)致疲勞損傷的根本原因.在應(yīng)變控制的疲勞試驗(yàn)中，損傷一般發(fā)生在穩(wěn)定循環(huán)之后.定義曲線斜率開始趨于恒定的循環(huán)時(shí)刻為穩(wěn)定循環(huán)，此時(shí)對(duì)應(yīng)的應(yīng)力幅值為穩(wěn)定循環(huán)應(yīng)力幅值，當(dāng)應(yīng)力下降到穩(wěn)定循環(huán)峰值拉壓應(yīng)力的70%時(shí)，選取此時(shí)的循環(huán)周次Nf作為失效周次.在應(yīng)變飽和后，采用有效應(yīng)力表示的塑性應(yīng)變幅和彈性應(yīng)變幅均可以視為常量.因此，忽略未飽和階段的影響，采用總應(yīng)變控制時(shí)，循環(huán)穩(wěn)定材料的低周疲勞損傷［15］為

式中：D 為低周疲勞損傷；Δεt為總應(yīng)變幅；Dc為N＝Nf時(shí)的低周疲勞損傷；α為無量綱常數(shù).

在應(yīng)變控制下，低周疲勞的實(shí)際損傷定義為

式中：Δσ＊為穩(wěn)定循環(huán)應(yīng)力幅值；Δσ為損傷發(fā)生之后的循環(huán)應(yīng)力幅值.

根據(jù)試驗(yàn)數(shù)據(jù)計(jì)算出損傷值，再利用式（5）擬合得到公式中的系數(shù)α，從而得到2種溫度下低周疲勞損傷與低周疲勞循環(huán)壽命分?jǐn)?shù)之間的關(guān)系.擬合公式為

圖4為2種溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼在0.3%總應(yīng)變幅下的損傷與低周疲勞循環(huán)壽命分?jǐn)?shù)的關(guān)系曲線.由于按循環(huán)應(yīng)力幅定義的損傷發(fā)生在低周疲勞循環(huán)穩(wěn)定后，因此，從循環(huán)開始到循環(huán)穩(wěn)定的一段時(shí)間內(nèi)損傷為0.從圖4可以看出，在室溫下P92鋼失效前損傷較小，在將要達(dá)到失效點(diǎn)時(shí)損傷程度急劇增加，而后發(fā)生斷裂失效；在600℃下?lián)p傷程度隨疲勞周次緩慢增加，直至發(fā)生斷裂失效.同時(shí)比較發(fā)現(xiàn)在相同的低周疲勞循環(huán)壽命分?jǐn)?shù)下，室溫下的低周疲勞損傷程度小于600℃下的低周疲勞損傷程度，但最終的低周疲勞損傷程度較高.

圖4 2種溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼損傷與低周疲勞循環(huán)壽命分?jǐn)?shù)的關(guān)系Fig.4 Relationship between damage factor and life fraction of domestic P92steel at two temperatures

3 試樣斷口形貌分析

疲勞裂紋一般在試樣表面萌生，所以對(duì)環(huán)境很敏感.大量試驗(yàn)表明，環(huán)境對(duì)滑移不可逆性和疲勞壽命有很大的影響.在高溫低周疲勞條件下，由于蠕變損傷的引入，疲勞裂紋在晶界處也容易形核；而在室溫下，如果晶界上沒有第二相顆粒或不受環(huán)境效應(yīng)影響，疲勞裂紋在晶界形核的機(jī)會(huì)較少［9］，這在宏觀上表現(xiàn)為其疲勞壽命相對(duì)較長(zhǎng).

圖5給出了國(guó)產(chǎn)P92鋼在0.3%應(yīng)變幅下室溫和高溫試樣的宏觀疲勞斷口形貌和裂紋源A處的微觀形貌.從宏觀斷口可觀察到明顯的裂紋源、疲勞區(qū)（即裂紋擴(kuò)展區(qū)）及斷裂區(qū)3部分，它們分別代表了疲勞破壞的不同歷程，且室溫下裂紋擴(kuò)展區(qū)較為光亮，最終斷裂區(qū)呈灰黑色.而高溫條件下，裂紋源與裂紋擴(kuò)展區(qū)均為氧化色.其中圖5（a）裂紋源清晰可見且只有一個(gè)，通過裂紋源斷口表面的放射狀起點(diǎn)可以判斷出裂紋源位于試樣表面.裂紋源和裂紋擴(kuò)展區(qū)比較平，這是裂紋在中等應(yīng)力作用下緩慢向前擴(kuò)展的結(jié)果，裂紋擴(kuò)展過程中會(huì)形成明顯的裂紋前沿線.比較圖5（b）可以發(fā)現(xiàn)，高溫下試樣的斷口收縮更明顯，裂紋擴(kuò)展區(qū)所占比例更大，瞬時(shí)斷裂區(qū)更小，這與損傷壽命曲線所反映的結(jié)果一致.從圖5（c）可以看出，合金疲勞裂紋起源于試樣表面被氧化的碳化物，在低周疲勞試驗(yàn)中合金表面碳化物的優(yōu)先氧化破壞了試樣表面的連續(xù)性，導(dǎo)致了疲勞裂紋的出現(xiàn)，以此區(qū)域?yàn)橹行目捎^察到向四周輻射的放射臺(tái)階或線痕.由高溫下的裂紋源（圖5（d））可以清晰地觀察到裂紋從試樣表面萌生并向內(nèi)擴(kuò)展的過程，沒有發(fā)現(xiàn)位于試樣內(nèi)部的裂紋源，裂紋源呈沿周邊起源特征.同時(shí)可以看到，光滑的試樣表面經(jīng)循環(huán)變形后變粗糙，并覆蓋一層氧化膜，這種粗糙表現(xiàn)為微觀的峰和谷.已有研究表明，表面粗糙主要是由駐留滑移帶在表面“擠出”和“侵入”造成的［9］，而氧化膜在裂紋尖端發(fā)生破裂往往成為裂紋源的萌生處.所以對(duì)于高溫下的P92鋼可以采用噴丸、滲碳和氮化等表面強(qiáng)化處理方式來提高其表面的疲勞極限，從而提高高溫下的疲勞強(qiáng)度和疲勞壽命.

圖5 2種溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼宏觀疲勞斷口形貌和裂紋源A處的微觀形貌Fig.5 Macro fractograph and partial enlargement at crack initiation Aof domestic P92steel at two temperatures

圖6為國(guó)產(chǎn)P92鋼在0.3%應(yīng)變幅下室溫和高溫試樣斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)的微觀形貌.從圖6可以觀察到與裂紋擴(kuò)展方向平行的疲勞裂紋和垂直裂紋擴(kuò)展方向的疲勞條帶和二次裂紋，且高溫下的疲勞裂紋更明顯，疲勞條帶明顯增加.室溫下的裂紋擴(kuò)展區(qū)（圖6（a））疲勞裂紋的擴(kuò)展路程不連續(xù)，沿一定的結(jié)晶面擴(kuò)展，同時(shí)在疲勞條帶間能夠觀察到大量細(xì)小且呈斷續(xù)分布的二次裂紋，其起裂后局部應(yīng)力得到松弛，使得疲勞裂紋以條帶機(jī)制擴(kuò)展；高溫下的裂紋擴(kuò)展區(qū)（圖6（b））具有典型的疲勞斷裂特征，根據(jù)條帶形態(tài)可判斷為韌性疲勞條帶，高溫下疲勞裂紋附近組織的二次裂紋長(zhǎng)度增大，說明疲勞裂紋附近的熱應(yīng)力增大和合金強(qiáng)度降低造成塑性變形區(qū)的增加，因此促進(jìn)了二次裂紋的合并、萌生和擴(kuò)展；而高溫?cái)嗫冢▓D6（c））中的疲勞裂紋和疲勞條帶均覆蓋有一層氧化薄膜，這種脆性很大氧化膜的形成會(huì)降低對(duì)位錯(cuò)滑移的阻礙作用，從而有助于疲勞裂紋的擴(kuò)展［16］，而室溫下氧化薄膜相對(duì)較少.

圖7為國(guó)產(chǎn)P92鋼在0.3%應(yīng)變幅下室溫和高溫試樣斷口最終斷裂區(qū)的微觀形貌.從圖7可以看到大量的韌窩，為典型的韌性斷裂模式，同時(shí)在韌窩中心可以看到球形夾雜物.根據(jù)塑性變形理論，由于塑性變形使夾雜物界面上首先形成裂紋并不斷擴(kuò)展，最后夾雜物之間的基體金屬產(chǎn)生“內(nèi)塑頸”，當(dāng)內(nèi)塑頸達(dá)到一定程度后被撕裂或剪切斷裂，使空洞連結(jié)，從而形成了所看到的韌窩斷口形貌.

圖6 2種溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)的微觀形貌Fig.6 Micro－morphology in crack extension zone of domestic P92steel at two temperatures

圖7 2種溫度下國(guó)產(chǎn)P92鋼斷口最終斷裂區(qū)的微觀形貌Fig.7 Micro－morphology in fracture zone of domestic P92steel at two temperatures

4 結(jié) 論

（1）當(dāng)應(yīng)變幅從高到低變化時(shí)，室溫下的疲勞壽命顯著高于600℃下的疲勞壽命，應(yīng)變幅和溫度的提高是造成材料單軸疲勞壽命降低的主要原因.

（2）在2種溫度下材料均出現(xiàn)循環(huán)軟化特征，且600℃下材料的循環(huán)軟化特征更明顯，疲勞周期內(nèi)未出現(xiàn)明顯的穩(wěn)定循環(huán)階段，疲勞裂紋擴(kuò)展速率更快，材料更易發(fā)生斷裂失效.

（3）在相同的疲勞壽命分?jǐn)?shù)下，室溫下的疲勞損傷程度小于600℃下，且在室溫時(shí)材料在將要達(dá)到失效點(diǎn)時(shí)損傷程度急劇增加，而后發(fā)生斷裂失效，而在600℃下?lián)p傷程度隨疲勞周次緩慢增加，直至發(fā)生斷裂失效.

（4）國(guó)產(chǎn)P92鋼在室溫和高溫下的疲勞斷口均包含裂紋源、裂紋擴(kuò)展區(qū)及斷裂區(qū)，且疲勞裂紋均萌生于試樣表面.室溫和高溫下的裂紋擴(kuò)展區(qū)均由河流狀疲勞條帶組成，裂紋擴(kuò)展為條紋機(jī)制.在高溫下具有較低的疲勞壽命，這與氧化損傷、裂紋萌生擴(kuò)展速率和材料的塑性變形密切相關(guān).

［1］史平洋，李立人，盛建國(guó)，等.電站鍋爐高溫受壓元件蠕變和低周疲勞壽命損傷計(jì)算及在線監(jiān)測(cè)［J］.動(dòng)力工程，2007，27（3）：463.SHI Pingyang，LI Liren，SHENG Jianguo，et al.Calculation and monitoring of creep and low cycle fatigue life expenditure of power plant boiler＇s pressurized components［J］.Journal of Power Engineering，2007，27（3）：463.

［2］王淦剛，趙軍，趙建倉，等.P92新型耐熱鋼焊接接頭的力學(xué)性能研究及其工程應(yīng)用［J］.電力設(shè)備，2007，8（5）：1.WANG Gangang，ZHAO Jun，ZHAO Jiancang，et al.Mechanical performance study and engineering application of weld joint of P92new type heat－resisting steel［J］.Electrical Equipment，2007，8（5）：1.

［3］劉福廣，李太江，梁軍，等.高溫時(shí)效對(duì)P92鋼焊接接頭顯微組織和力學(xué)性能的影響［J］.中國(guó)電機(jī)工程學(xué)報(bào)，2011，31（14）：121－126.LIU Fuguang，LI Taijiang，LIANG Jun，et al.Effect of thermal aging on microstructure and mechanical properties of P92steel weld joints［J］.Proceedings of the CSEE，2011，31（14）：121－126.

［4］劉福廣，李太江，王彩俠，等.焊后熱處理溫度對(duì)P92鋼焊縫顯微組織和力學(xué)性能的影響［J］.動(dòng)力工程學(xué)報(bào)，2011，31（10）：803－808.LIU Fuguang，LI Taijiang，WANG Caixia，et al.Effect of postweld heat treatment temperature on microstructure and mechanical properties of P92weld metal［J］.Journal of Chinese Society of Power Engineering，2011，31（10）：803－808.

［5］JING Hemin，WANG Bo，XIONG Dangsheng，et al.Effect of composition and temperature on the formation of delta ferrite in the billet for P92steel［J］.Advanced Materials Research，2011，194－196：1280－1286.

［6］ASTM.ASTM A335—2003Standard specification for seamless ferritic alloy－steel pipe for high－temperature service［S］.Pennsylvania，USA：International Association for Testing and Materials，2003.

［7］蘇雷什，王中光.材料的疲勞［M］.北京：國(guó)防工業(yè)出版社，1999.

［8］KANNAN R，SRINIVASAN V S，VALSAN M，et al.High temperature low cycle fatigue behaviour of P92tungsten added 9Cr steel［J］.Transactions of the Indian Institute of Metals，2010，63（2／3）：571－574.

［9］張俊善.材料的高溫變形與斷裂［M］.北京：科學(xué)出版社，2007.

［10］高宏明，王俊杰，王鵬展，等.P92鋼高溫低周疲勞性能試驗(yàn)研究［J］.冶金信息導(dǎo)刊，2010（4）：62.GAO Hongming，WANG Junjie，WANG Pengzhan，et al.Experimental study on elevated temperature low cycle fatigue of P92steel［J］.Metallurgical Information Review，2010（4）：62.

［11］CIES＇LA M，JUNAK G.Low－cycle fatigue life of steel P92under gradual loading［J］.Materials Science and Engineering，2012，35：12－14.

［12］NAGESHA A，KANNAN R，SANDHYA R，et al.Thermomechanical fatigue behavior of a modified 9Cr－1Mo ferritic－martensitic steel［J］.Procedia Engineering，2013，55：199－203.

［13］毛雪平，陸道綱，徐鴻，等.P92鋼高溫低周疲勞的實(shí)驗(yàn)研究［J］.原子能科學(xué)技術(shù)，2010，44（10）：1213.MAO Xueping，LU Daogang，XU Hong，et al.Experimental study on elevated temperature low cycle fatigue of P92steel［J］.Atomic Energy Science and Technology，2010，44（10）：1213.

［14］董世柱，郭廷良.40Cr鋼的疲勞損傷機(jī)理研究［J］.沈陽大學(xué)學(xué)報(bào)，2005，17（4）：48.DONG Shizhu，GUO Tingliang.Study on fatigue damage process of 40Cr steel［J］.Journal of Shenyang U－niversity，2005，17（4）：48.

［15］J勒邁特，J－L 沙博特，余天慶，等.固體材料力學(xué)［M］.北京：國(guó)防工業(yè)出版社，1997.

［16］MARIAPPAN K，SHANKAR V，SANDHYA R，et al.Dynamic strain aging behavior of modified 9Cr–1Mo and reduced activation ferritic martensitic steels under low cycle fatigue［J］.Journal of Nuclear Materials，2013，435（1／2／3）：213.