汽轮机12Cr/30Cr2Ni4MoV异质焊接转子接头组织与韧性研究

吴海峰　李勃　熊建坤　牛靖　曹天兰　张建勋　杨林　徐健　许德星

摘要：采用CTOD方法测试汽轮机12Cr/30Cr2Ni4MoV异质转子焊接接头微区断裂韧性，研究微观组织与微区断裂韧性的关系，并分析裂纹扩展阻力特征。结果表明，异质焊接接头的整体强度低于母材，属于低匹配，拉伸断裂位置位于过渡层;异质焊接接头微区断裂韧性不均匀，母材12Cr和过渡层均发生了裂纹失稳扩展，热影响区断裂韧性优于母材;埋弧焊焊缝的裂纹扩展阻力低于30Cr2Ni4MoV;母材12Cr和过渡层中的富Mo硬质相是裂纹产生失稳扩展的主要原因。

关键词：12Cr;30Cr2Ni4MoV;异质接头;断裂韧性;断口分析

中图分类号：TG457.1 文献标志码：A 文章编号：1001-2303（2020）02-0035-06

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.02.07

0 前言

在我国电力能源结构中，60%以上的电能由汽轮机发电机组电站提供，汽轮机作为电力工业的关键动力设备，研究其制造工艺及服役性能对于我国电力工业的发展具有重要意义[1-2]。汽轮机转子是汽轮机的核心结构部件，其性能决定了汽轮机服役性能的关键。在焊接转子制造过程中，焊接热源的局部和瞬时作用、局部快速加热和快速冷却导致焊接接头中不可避免地存在组织及力学性能的不均匀性，使得焊接接头成为整个焊接转子中最薄弱区域[3]。

焊接接头的抗脆性断裂性能一直是学术界和技术人员关心的重要问题[4]。为了避免焊接接头的脆性断裂，一般要求焊接接头满足起裂性能准则和止裂性能准则。前者是指接头薄弱区域的材料应该具备一定的抵抗裂纹开裂能力;后者要求一旦裂纹产生，材料应该具备阻止裂纹扩展的能力[5]。材料的断裂一般分为韧性断裂和脆性断裂。韧性断裂又称延性断裂，是指断裂前发生明显塑性变形的断裂，它是一个比较缓慢的过程，伴随着大量的塑性变形，在断裂过程中需要不断地消耗能量。脆性断裂是指无明显塑性变形、突然发生的一种断裂，在实际中难以察觉，往往造成重大的人身财产损失[6]。

天津大学吴世品[7]研究了海洋结构用钢DH36厚板焊接接头CTOD试验中失稳效应的原因。结果发现，裂纹尖端存在粗大的板条铁素体，当裂纹扩展方向与板条铁素体生长方向一致时会导致失稳效应;裂纹尖端的网状碳化物的存在造成局部脆化，引起裂纹失稳;同裂纹失稳对温度敏感，当温度升高7～8 ℃，失稳效应消失。

本文测试了12Cr/30Cr2Ni4MoV异质焊接接头的微区断裂韧性，研究了焊接接头的微观组织对微区断裂韧性的影响。

1 试验材料与过程

1.1 试验材料

以东方汽轮机有限公司制造的汽轮机高中低压一体式异质焊接转子试验环为研究对象，其尺寸及焊接接头截面区域划分如图1所示。试验环由高中压转子材料BM1（12Cr）和低压转子材料BM2（30Cr2Ni4MoV）焊接而成[8]，过渡层（BL）焊材为TG-S2CMH和ER110S-G。母材和焊材化学成分如表1所示。由图1可知，焊接接头有7个区域：BM1、HAZ-1（BM1侧热影响区）、BL、SAW、HAZ-2（BM2侧热影响区）、BM2和TIG。BL平均尺寸为6 mm，SAW焊缝为21 mm，HAZ-1约为2 mm，HAZ-2约为1.5 mm。

首先采用埋弧焊（SAW）在12Cr坡口侧堆焊过渡层，厚度6～8 mm，完成后对过渡层进行650 ℃×8 h回火热处理;然后采用氩弧焊（TIG）进行根部打底焊;随后采用SAW进行填充焊接;最后对整体试验环进行580 ℃×20 h回火热处理。

1.2 试验过程

依据GB/T21143-2014，采用多试样法进行断裂韧性CTOD试验，采用标准三点弯曲试样，尺寸120 mm×20 mm×10 mm。断裂韧性试样取样位置为图2中虚线处，分别在BM1、BM2和焊接接头取断裂韧性和室温拉伸试样。

试样缺口位置依次处于BM1、HAZ-1、BL、SAW、HAZ-2、BM2。为安装夹持引伸计，在试样缺口处加工燕尾槽。采用GPS-200高频试验机预制裂纹，裂纹长度3 mm，时间15～20 min。

采用多试样法测试CTOD断裂韧性。试验在Instron1195万能试验机上进行，首先对每组第一个试样进行完整三点弯曲，确定该试样发生屈服时的缺口张开位移和载荷快速下降时的缺口张开位移，将其6等分，对后续试样分别加载到计算好的缺口张开位移处停止，记录不同试样的P-V曲线。完成后，加热氧化试样并进行裂纹扩展区着色处理，然后在液氮冷却并砸断。利用九点法在影像仪下测量试样的初始裂纹长度a0和标称裂纹长度a。测量过程按照标准GB/T21143-2014，测量准确度±0.025 mm。

依次使用无水乙醇、丙酮对断口进行超声波清洗，去除表面杂质和油污。然后采用日立SU3500钨灯丝扫描电镜进行材料微观组织及断口分析。微观组织分析试样抛光后分别选用4%HNO3和CuSO4-HCl（CuSO4 5 g+HCl 50 mL+H2O 50 mL）腐蚀剂进行腐蚀，时间分别为25 s和20 s。其中BM-1、HAZ-1、BL、SAW用CuSO4-HCl腐蚀;HAZ-2、BM-2用4%HNO3腐蚀。

2 试验结果与分析

2.1 母材微观组织

母材的微观组织如图3所示。BM-1（12Cr）在扫描电镜下的微观组织为板条状回火马氏体（见图3a），碳化物形状不同、大小也存在差异，主要沿着马氏体板条的边界呈链状分布。30Cr2Ni4MoV（BM-2）为常用的低压转子材料，淬透性较好，其显微组织为下贝氏体和针状铁素体（见图3b）。BM-2中的Ni元素含量较高，而Ni元素能够促进具有高密度位错、大角度晶界的针状铁素体形成，下贝氏体和针状铁素体交叉分布，組织稳定性良好。

2.1 焊接接头微观组织与力学性能

焊接接头微观组织如图4所示。过渡层显微组织为粒状回火贝氏体（见图4a），其晶粒粗大，碳化物尺寸不均匀，主要呈链状沿原奥氏体晶界分布，基体上几乎没有碳化物。粒状回火贝氏体在外部载荷作用下变形不均匀，易产生微裂纹，韧性较差。SAW焊缝显微组织为粒状回火贝氏体（见图4b），碳化物在晶界和基体上弥散分布。HAZ-1的微观组织为回火马氏体（见图4c），马氏体中有碳化物析出。HAZ-2的显微组织为粒状回火贝氏体+回火马氏体（见图4d）。热影响区的组织尺寸较小，无明显长大。

BM-1、BM-2和焊接接头的拉伸试验结果如表2所示。由表2可知，母材和焊接接头的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率的分布不均匀;焊接接头的强度低于母材，属于低匹配，试样拉伸中的断裂位置位于过渡层（BL），说明过渡层强度较低。

2.2 CTOD断裂韧性

BM-1和BM-2的断裂韧性试验结果如图5所示，BM-2的断裂韧性优于BM-1。从组织上分析，BM-2的显微组织是下贝氏体和针状铁素体，下贝氏体为含碳过饱和的铁素体和渗碳体的混合物，铁素体与渗碳体之间成一定角度，细小的碳化物弥散分布在基体上，起到弥散强化的效果，因此具有良好的强度和韧性[9];12Cr组织为板条状回火马氏体，马氏体板条间距较大，碳化物脆化了马氏体板条边界。

BL和SAW焊缝的断裂韧性试验结果如图6所示。过渡层的断裂韧性远低于SAW焊缝。过渡层组织为粒状回火贝氏体，碳化物沿晶界链状分布，脆化了晶界[10];SAW焊缝所用焊材中Mn含量较高，它能降低焊接热裂纹的形成几率，抑制晶粒长大[11]，且块状铁素体基体上分布着细小弥散的第二相，形成弥散强化效果，同时埋弧焊焊缝中因多层多道焊的影响，柱状晶区和等轴晶区交替分布，增大了裂纹扩展的阻力，因此埋弧焊焊缝断裂韧性优于过渡层。

HAZ的断裂韧性试验结果如图7所示，HAZ无明显的脆化。因焊接线能量较小，HAZ-1、HAZ-2的组织晶粒尺寸较母材细小，因此其断裂韧性也较优。

综上可知，焊接接头各微区断裂韧性存在不均匀性。12Cr和BL在断裂韧性三点弯曲过程中均发生了脆性失稳现象，在失稳点之前，裂纹为稳定扩展，随着载荷的增大，当达到失稳点时，裂纹发生失稳扩展，裂纹稳定扩展区很小。HAZ的断裂韧性优于母材。焊缝的裂纹扩展阻力小于BM-2和HAZ。

2.3 CTOD断口分析

CTOD试样宏观断口如图8所示。由于热着色两者的断口表面分布着不同颜色区域，由上至下依次为机加工缺口、疲劳扩展区;疲劳扩展区后在三点弯曲过程中发生了裂纹的非稳定扩展，宏观断口表现为大块“U”型的失稳扩展区及“月牙”状的稳定扩展区[12]。

断裂韧性试样的微观断口形貌如图9所示。图9a为韧性断口稳定扩展区的微观断口，该断口表现为韧窝特征，因为三点弯曲过程中裂纹尖端的应力分布是非均匀的，韧窝形状为椭圆形，属于撕裂型韧窝。图9b为图9c的拍摄位置示意，拍摄位置选择在裂纹尖端钝化区和失稳扩展区的交界处。图9c为典型的失稳试样失稳扩展起始区域的微观断口，图中右上侧为裂纹尖端钝化区，并非所有的失稳试样在刚开始加载时就会失稳扩展，所以会有一部分区域韧窝特征，该区域虽然为韧窝断口特征，但是韧窝尺寸远远小于韧性断口稳定扩展区的，而韧窝尺寸越大，则韧性越好，这就说明失稳试样失稳前断口虽然为韧窝特征，但是韧窝尺寸细小，韧性较差。图9c中左下侧为裂纹失稳扩展区，是解理断裂特征，在韧性区和解理区的过渡区域中存在着长条状贯穿解理面，该解理面上几乎没有解理台阶，这说明裂纹尖端在该长条状贯穿解理面上的扩展几乎未受到阻碍，比一般的解理脆断裂纹扩展更为迅速。

韧性是材料强度和塑性的综合表现，材料的强度越高、塑性越好，则其韧性越好[13]，在材料力学中常常以断后伸长率5%作为材料塑韧性的界限[14]。强度试验结果可知，12Cr、过渡层的断后伸长率分别为5.3%和5.1%，其强度均低于30Cr2Ni4MoV，其中过渡层强度最低。这表明12Cr和过渡层材料的整体脆性较大。组织方面，对于12Cr而言，粗大的板条状马氏体及沿马氏体板条界分布的碳化物降低了裂纹扩展的阻力[15];对于过渡层而言，晶粒尺寸粗大，碳化物沿原奥氏体晶界分布，同样降低了材料韧性，说明这两个区域韧性较差，易于发生脆性断裂。

图9d为失稳断口的高倍形貌，可以发现尺寸较大的硬质相。位置1处的能谱结果显示，该硬质相主要含Cr、Mo、C元素，富集的Mo元素和C、Cr、Fe元素共同形成富Mo硬质相。大尺寸的硬质相提高了基体性能的不连续性，且自身硬度较高，脆性较大。12Cr和过渡层的整体脆性较大，三点弯曲过程中，裂纹扩展至硬质相处难以绕过，产生应力集中，随着应力集中的加大，裂纹失稳扩展。

3 结论

（1）异质焊接接头的整体强度低于母材，属于低匹配，拉伸中的断裂位置位于过渡层。

（2）异质焊接接头微区断裂韧性不均匀。母材12Cr和过渡层均发生裂纹失稳扩展，热影响区断裂韧性优于母材;埋弧焊焊缝的裂纹扩展阻力低于30Cr2Ni4MoV。

（3）母材12Cr和过渡层中的富Mo硬质相是裂纹产生失稳扩展的主要原因。裂纹扩展至富Mo硬质相处产生应力集中，使得硬质相自身破碎或与基体脱离，引起裂纹失稳扩展。

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