汽輪機12Cr/30Cr2Ni4MoV異質(zhì)焊接轉(zhuǎn)子接頭組織與韌性研究

吳海峰　李勃　熊建坤　牛靖　曹天蘭　張建勛　楊林　徐健　許德星

摘要：采用CTOD方法測試汽輪機12Cr/30Cr2Ni4MoV異質(zhì)轉(zhuǎn)子焊接接頭微區(qū)斷裂韌性，研究微觀組織與微區(qū)斷裂韌性的關(guān)系，并分析裂紋擴展阻力特征。結(jié)果表明，異質(zhì)焊接接頭的整體強度低于母材，屬于低匹配，拉伸斷裂位置位于過渡層;異質(zhì)焊接接頭微區(qū)斷裂韌性不均勻，母材12Cr和過渡層均發(fā)生了裂紋失穩(wěn)擴展，熱影響區(qū)斷裂韌性優(yōu)于母材;埋弧焊焊縫的裂紋擴展阻力低于30Cr2Ni4MoV;母材12Cr和過渡層中的富Mo硬質(zhì)相是裂紋產(chǎn)生失穩(wěn)擴展的主要原因。

關(guān)鍵詞：12Cr;30Cr2Ni4MoV;異質(zhì)接頭;斷裂韌性;斷口分析

中圖分類號：TG457.1 文獻標志碼：A 文章編號：1001-2303（2020）02-0035-06

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.02.07

0 前言

在我國電力能源結(jié)構(gòu)中，60%以上的電能由汽輪機發(fā)電機組電站提供，汽輪機作為電力工業(yè)的關(guān)鍵動力設(shè)備，研究其制造工藝及服役性能對于我國電力工業(yè)的發(fā)展具有重要意義[1-2]。汽輪機轉(zhuǎn)子是汽輪機的核心結(jié)構(gòu)部件，其性能決定了汽輪機服役性能的關(guān)鍵。在焊接轉(zhuǎn)子制造過程中，焊接熱源的局部和瞬時作用、局部快速加熱和快速冷卻導致焊接接頭中不可避免地存在組織及力學性能的不均勻性，使得焊接接頭成為整個焊接轉(zhuǎn)子中最薄弱區(qū)域[3]。

焊接接頭的抗脆性斷裂性能一直是學術(shù)界和技術(shù)人員關(guān)心的重要問題[4]。為了避免焊接接頭的脆性斷裂，一般要求焊接接頭滿足起裂性能準則和止裂性能準則。前者是指接頭薄弱區(qū)域的材料應該具備一定的抵抗裂紋開裂能力;后者要求一旦裂紋產(chǎn)生，材料應該具備阻止裂紋擴展的能力[5]。材料的斷裂一般分為韌性斷裂和脆性斷裂。韌性斷裂又稱延性斷裂，是指斷裂前發(fā)生明顯塑性變形的斷裂，它是一個比較緩慢的過程，伴隨著大量的塑性變形，在斷裂過程中需要不斷地消耗能量。脆性斷裂是指無明顯塑性變形、突然發(fā)生的一種斷裂，在實際中難以察覺，往往造成重大的人身財產(chǎn)損失[6]。

天津大學吳世品[7]研究了海洋結(jié)構(gòu)用鋼DH36厚板焊接接頭CTOD試驗中失穩(wěn)效應的原因。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，裂紋尖端存在粗大的板條鐵素體，當裂紋擴展方向與板條鐵素體生長方向一致時會導致失穩(wěn)效應;裂紋尖端的網(wǎng)狀碳化物的存在造成局部脆化，引起裂紋失穩(wěn);同裂紋失穩(wěn)對溫度敏感，當溫度升高7～8 ℃，失穩(wěn)效應消失。

本文測試了12Cr/30Cr2Ni4MoV異質(zhì)焊接接頭的微區(qū)斷裂韌性，研究了焊接接頭的微觀組織對微區(qū)斷裂韌性的影響。

1 試驗材料與過程

1.1 試驗材料

以東方汽輪機有限公司制造的汽輪機高中低壓一體式異質(zhì)焊接轉(zhuǎn)子試驗環(huán)為研究對象，其尺寸及焊接接頭截面區(qū)域劃分如圖1所示。試驗環(huán)由高中壓轉(zhuǎn)子材料BM1（12Cr）和低壓轉(zhuǎn)子材料BM2（30Cr2Ni4MoV）焊接而成[8]，過渡層（BL）焊材為TG-S2CMH和ER110S-G。母材和焊材化學成分如表1所示。由圖1可知，焊接接頭有7個區(qū)域：BM1、HAZ-1（BM1側(cè)熱影響區(qū)）、BL、SAW、HAZ-2（BM2側(cè)熱影響區(qū)）、BM2和TIG。BL平均尺寸為6 mm，SAW焊縫為21 mm，HAZ-1約為2 mm，HAZ-2約為1.5 mm。

首先采用埋弧焊（SAW）在12Cr坡口側(cè)堆焊過渡層，厚度6～8 mm，完成后對過渡層進行650 ℃×8 h回火熱處理;然后采用氬弧焊（TIG）進行根部打底焊;隨后采用SAW進行填充焊接;最后對整體試驗環(huán)進行580 ℃×20 h回火熱處理。

1.2 試驗過程

依據(jù)GB/T21143-2014，采用多試樣法進行斷裂韌性CTOD試驗，采用標準三點彎曲試樣，尺寸120 mm×20 mm×10 mm。斷裂韌性試樣取樣位置為圖2中虛線處，分別在BM1、BM2和焊接接頭取斷裂韌性和室溫拉伸試樣。

試樣缺口位置依次處于BM1、HAZ-1、BL、SAW、HAZ-2、BM2。為安裝夾持引伸計，在試樣缺口處加工燕尾槽。采用GPS-200高頻試驗機預制裂紋，裂紋長度3 mm，時間15～20 min。

采用多試樣法測試CTOD斷裂韌性。試驗在Instron1195萬能試驗機上進行，首先對每組第一個試樣進行完整三點彎曲，確定該試樣發(fā)生屈服時的缺口張開位移和載荷快速下降時的缺口張開位移，將其6等分，對后續(xù)試樣分別加載到計算好的缺口張開位移處停止，記錄不同試樣的P-V曲線。完成后，加熱氧化試樣并進行裂紋擴展區(qū)著色處理，然后在液氮冷卻并砸斷。利用九點法在影像儀下測量試樣的初始裂紋長度a0和標稱裂紋長度a。測量過程按照標準GB/T21143-2014，測量準確度±0.025 mm。

依次使用無水乙醇、丙酮對斷口進行超聲波清洗，去除表面雜質(zhì)和油污。然后采用日立SU3500鎢燈絲掃描電鏡進行材料微觀組織及斷口分析。微觀組織分析試樣拋光后分別選用4%HNO3和CuSO4-HCl（CuSO4 5 g+HCl 50 mL+H2O 50 mL）腐蝕劑進行腐蝕，時間分別為25 s和20 s。其中BM-1、HAZ-1、BL、SAW用CuSO4-HCl腐蝕;HAZ-2、BM-2用4%HNO3腐蝕。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 母材微觀組織

母材的微觀組織如圖3所示。BM-1（12Cr）在掃描電鏡下的微觀組織為板條狀回火馬氏體（見圖3a），碳化物形狀不同、大小也存在差異，主要沿著馬氏體板條的邊界呈鏈狀分布。30Cr2Ni4MoV（BM-2）為常用的低壓轉(zhuǎn)子材料，淬透性較好，其顯微組織為下貝氏體和針狀鐵素體（見圖3b）。BM-2中的Ni元素含量較高，而Ni元素能夠促進具有高密度位錯、大角度晶界的針狀鐵素體形成，下貝氏體和針狀鐵素體交叉分布，組織穩(wěn)定性良好。

2.1 焊接接頭微觀組織與力學性能

焊接接頭微觀組織如圖4所示。過渡層顯微組織為粒狀回火貝氏體（見圖4a），其晶粒粗大，碳化物尺寸不均勻，主要呈鏈狀沿原奧氏體晶界分布，基體上幾乎沒有碳化物。粒狀回火貝氏體在外部載荷作用下變形不均勻，易產(chǎn)生微裂紋，韌性較差。SAW焊縫顯微組織為粒狀回火貝氏體（見圖4b），碳化物在晶界和基體上彌散分布。HAZ-1的微觀組織為回火馬氏體（見圖4c），馬氏體中有碳化物析出。HAZ-2的顯微組織為粒狀回火貝氏體+回火馬氏體（見圖4d）。熱影響區(qū)的組織尺寸較小，無明顯長大。

BM-1、BM-2和焊接接頭的拉伸試驗結(jié)果如表2所示。由表2可知，母材和焊接接頭的屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率的分布不均勻;焊接接頭的強度低于母材，屬于低匹配，試樣拉伸中的斷裂位置位于過渡層（BL），說明過渡層強度較低。

2.2 CTOD斷裂韌性

BM-1和BM-2的斷裂韌性試驗結(jié)果如圖5所示，BM-2的斷裂韌性優(yōu)于BM-1。從組織上分析，BM-2的顯微組織是下貝氏體和針狀鐵素體，下貝氏體為含碳過飽和的鐵素體和滲碳體的混合物，鐵素體與滲碳體之間成一定角度，細小的碳化物彌散分布在基體上，起到彌散強化的效果，因此具有良好的強度和韌性[9];12Cr組織為板條狀回火馬氏體，馬氏體板條間距較大，碳化物脆化了馬氏體板條邊界。

BL和SAW焊縫的斷裂韌性試驗結(jié)果如圖6所示。過渡層的斷裂韌性遠低于SAW焊縫。過渡層組織為粒狀回火貝氏體，碳化物沿晶界鏈狀分布，脆化了晶界[10];SAW焊縫所用焊材中Mn含量較高，它能降低焊接熱裂紋的形成幾率，抑制晶粒長大[11]，且塊狀鐵素體基體上分布著細小彌散的第二相，形成彌散強化效果，同時埋弧焊焊縫中因多層多道焊的影響，柱狀晶區(qū)和等軸晶區(qū)交替分布，增大了裂紋擴展的阻力，因此埋弧焊焊縫斷裂韌性優(yōu)于過渡層。

HAZ的斷裂韌性試驗結(jié)果如圖7所示，HAZ無明顯的脆化。因焊接線能量較小，HAZ-1、HAZ-2的組織晶粒尺寸較母材細小，因此其斷裂韌性也較優(yōu)。

綜上可知，焊接接頭各微區(qū)斷裂韌性存在不均勻性。12Cr和BL在斷裂韌性三點彎曲過程中均發(fā)生了脆性失穩(wěn)現(xiàn)象，在失穩(wěn)點之前，裂紋為穩(wěn)定擴展，隨著載荷的增大，當達到失穩(wěn)點時，裂紋發(fā)生失穩(wěn)擴展，裂紋穩(wěn)定擴展區(qū)很小。HAZ的斷裂韌性優(yōu)于母材。焊縫的裂紋擴展阻力小于BM-2和HAZ。

2.3 CTOD斷口分析

CTOD試樣宏觀斷口如圖8所示。由于熱著色兩者的斷口表面分布著不同顏色區(qū)域，由上至下依次為機加工缺口、疲勞擴展區(qū);疲勞擴展區(qū)后在三點彎曲過程中發(fā)生了裂紋的非穩(wěn)定擴展，宏觀斷口表現(xiàn)為大塊“U”型的失穩(wěn)擴展區(qū)及“月牙”狀的穩(wěn)定擴展區(qū)[12]。

斷裂韌性試樣的微觀斷口形貌如圖9所示。圖9a為韌性斷口穩(wěn)定擴展區(qū)的微觀斷口，該斷口表現(xiàn)為韌窩特征，因為三點彎曲過程中裂紋尖端的應力分布是非均勻的，韌窩形狀為橢圓形，屬于撕裂型韌窩。圖9b為圖9c的拍攝位置示意，拍攝位置選擇在裂紋尖端鈍化區(qū)和失穩(wěn)擴展區(qū)的交界處。圖9c為典型的失穩(wěn)試樣失穩(wěn)擴展起始區(qū)域的微觀斷口，圖中右上側(cè)為裂紋尖端鈍化區(qū)，并非所有的失穩(wěn)試樣在剛開始加載時就會失穩(wěn)擴展，所以會有一部分區(qū)域韌窩特征，該區(qū)域雖然為韌窩斷口特征，但是韌窩尺寸遠遠小于韌性斷口穩(wěn)定擴展區(qū)的，而韌窩尺寸越大，則韌性越好，這就說明失穩(wěn)試樣失穩(wěn)前斷口雖然為韌窩特征，但是韌窩尺寸細小，韌性較差。圖9c中左下側(cè)為裂紋失穩(wěn)擴展區(qū)，是解理斷裂特征，在韌性區(qū)和解理區(qū)的過渡區(qū)域中存在著長條狀貫穿解理面，該解理面上幾乎沒有解理臺階，這說明裂紋尖端在該長條狀貫穿解理面上的擴展幾乎未受到阻礙，比一般的解理脆斷裂紋擴展更為迅速。

韌性是材料強度和塑性的綜合表現(xiàn)，材料的強度越高、塑性越好，則其韌性越好[13]，在材料力學中常常以斷后伸長率5%作為材料塑韌性的界限[14]。強度試驗結(jié)果可知，12Cr、過渡層的斷后伸長率分別為5.3%和5.1%，其強度均低于30Cr2Ni4MoV，其中過渡層強度最低。這表明12Cr和過渡層材料的整體脆性較大。組織方面，對于12Cr而言，粗大的板條狀馬氏體及沿馬氏體板條界分布的碳化物降低了裂紋擴展的阻力[15];對于過渡層而言，晶粒尺寸粗大，碳化物沿原奧氏體晶界分布，同樣降低了材料韌性，說明這兩個區(qū)域韌性較差，易于發(fā)生脆性斷裂。

圖9d為失穩(wěn)斷口的高倍形貌，可以發(fā)現(xiàn)尺寸較大的硬質(zhì)相。位置1處的能譜結(jié)果顯示，該硬質(zhì)相主要含Cr、Mo、C元素，富集的Mo元素和C、Cr、Fe元素共同形成富Mo硬質(zhì)相。大尺寸的硬質(zhì)相提高了基體性能的不連續(xù)性，且自身硬度較高，脆性較大。12Cr和過渡層的整體脆性較大，三點彎曲過程中，裂紋擴展至硬質(zhì)相處難以繞過，產(chǎn)生應力集中，隨著應力集中的加大，裂紋失穩(wěn)擴展。

3 結(jié)論

（1）異質(zhì)焊接接頭的整體強度低于母材，屬于低匹配，拉伸中的斷裂位置位于過渡層。

（2）異質(zhì)焊接接頭微區(qū)斷裂韌性不均勻。母材12Cr和過渡層均發(fā)生裂紋失穩(wěn)擴展，熱影響區(qū)斷裂韌性優(yōu)于母材;埋弧焊焊縫的裂紋擴展阻力低于30Cr2Ni4MoV。

（3）母材12Cr和過渡層中的富Mo硬質(zhì)相是裂紋產(chǎn)生失穩(wěn)擴展的主要原因。裂紋擴展至富Mo硬質(zhì)相處產(chǎn)生應力集中，使得硬質(zhì)相自身破碎或與基體脫離，引起裂紋失穩(wěn)擴展。

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