12Cr1MoV和TP304H異種鋼焊縫失效分析

陳國星，胡金力，吳樹輝，黃科峰，葉林，劉澤坤，尹嵩，史一嶺

（蘇州熱工研究院，江蘇省蘇州市，215004）

0 引言

異種金屬焊接在動力、石油、化工及機械零部件的制造和修復中廣泛應用，其焊接接頭由焊縫金屬區、熔合區和熱影響區組成[1]。焊縫金屬區中的顯微缺陷主要是非金屬夾雜物、偏析、析出碳化物和位錯等，它們對焊接裂紋的產生和擴展都有很大的敏感性[2]。現代電廠在對受熱面管道的設計和改造中充分利用奧氏體鋼材料的優良特性，在高溫、高壓段使用奧氏體不銹鋼，而在其他段采用鐵素體鋼進行優化組合，以降低制造成本，這樣就出現了大量的異種鋼對接焊縫[3]。

TP304H鋼[4]是奧氏體不銹鋼，相當于國產的1Cr18Ni9鋼，可焊性比較差；而12Cr1MoV鋼[5]則是常見的珠光體耐熱鋼，珠光體鋼的合金成分含量很低，對焊縫金屬的成分有沖淡作用，使得焊縫的奧氏體形成元素不足，結果焊縫里可能出現馬氏體相組織，從而惡化焊接接頭的質量，甚至引起裂紋。合理的焊接工藝及焊絲選擇是保證以上2異種鋼焊接接頭質量的關鍵。

1 樣品概況

某電廠托檢異種鋼焊接鋼管1根，焊縫兩側材質為12Cr1MoV和TP304H，規格為φ64 mm×4 mm。該管運行20個月發生爆管，檢查發現裂口位置在焊縫熔合線附近12Cr1MoV側，圓弧形裂紋占管件周長的1/4，如圖1所示。

2 試驗方法

（1）宏觀檢查。確定裂口的位置，大小及裂口周圍的宏觀環境，并作記錄。

（2）在無裂口的焊縫處進行拉伸試驗。根據GB 2651—89《焊接接頭拉伸試驗方法》和GB 2649—89《焊接接頭機械性能試驗取樣方法》，從管件無裂紋的焊縫處用機加工方法切取拉伸試樣，同時保證機加工后焊縫軸線位于拉伸試樣平行長度的中心，試樣厚度取管件原始厚度，加工樣品的尺寸如圖2所示。

（3）焊縫裂口兩側金相分析。先用電動切割機從異種鋼焊縫裂口處裂紋尖端切取包括12Cr1MoV和TP304H兩種材料的整塊焊縫接頭作為金相分析樣品，并在其外表面用砂輪進行打磨，然后按序分別在180、360、500、700、800、1 000號砂紙上磨樣品，進而用金剛石拋光膏進行拋光。將拋光好的金相樣品先用3％硝酸酒精溶液浸蝕，顯示出12Cr1MoV一側基體的顯微組織并進行金相拍照，然后再用王水浸蝕，顯示出TP304H一側基體和焊肉的顯微組織并進行金相拍照。

3 試驗結果及分析

3.1 室溫力學性能拉伸

拉伸完成后試樣的宏觀形貌如圖3和圖4，其中圖3是拉伸完后的縱向樣品，圖4是拉伸完的斷口截面圖。拉伸力學性能結果如表1。

表1 異種鋼焊縫處力學性能Tab.1 Mechanicalpropertiesof dissim ilar steelweldjointt

從圖3可以看出，拉伸試樣的斷裂處位于異種鋼焊縫的12Cr1MoV側，通過觀察可以發現斷裂處正好位于焊接熔合線附近。為了進一步分析拉伸試樣在焊縫附近的斷裂情況，對斷裂試樣的宏觀斷口進行對比觀察，發現在兩側斷口面分別存在1處黑色區域，其位置互相對稱，如圖4所示，判斷此黑色區域即為拉伸斷裂裂紋的起源處，這說明異種鋼焊縫在12Cr1MoV一側附近存在的局部缺陷是導致熱影響區薄弱的原因。

從表1可以看出，異種鋼焊縫拉伸樣品的塑性極差，幾乎沒有屈服和延伸，即屈服強度和伸長率為0，其抗拉強度處于12Cr1MoV標準強度的下限。這表明焊縫的12Cr1MoV側熔合線附近是整個焊接接頭強度的弱處，屬于脆性斷裂。

3.2 金相分析

為了分析泄漏處焊縫周圍的組織變化情況，以確認裂紋起源、擴展方向以及裂紋形成原因，現從泄漏裂紋尖端處取金相試樣，如圖5所示。

3.2.1 裂紋起源

為尋找到裂紋的起源及裂紋的擴展方向，首先將腐蝕好的金相試樣進行宏觀和低倍觀察。圖5為焊縫泄漏處尖端金相試樣的宏觀照片；圖6是通過拼湊法將5張不同部位放大倍數相同的裂紋照片合并而成的裂紋前端的低倍（50倍）照片。

從圖5、圖6以及送檢泄漏管裂紋的整體形貌特征（圖1）可知，裂紋應起源于焊縫熔合線，并一直沿著熔合線向兩側擴展，但當一側的裂紋擴展至圖4、圖5中的X處時其前端已偏離熔合線位置而進入12Cr1MoV基體一側的熱影響區，這可能與此時的裂紋擴展方向剛好與應力方向垂直有關。

由于裂紋的起源處已被破壞，無法在原始爆口上找到裂紋起源，也就無法判斷爆管的真正原因。通過以上分析可以推斷裂紋開始時主要發生在熔合線上，那么在裂紋開始出現的熔合線應是最弱區，如果在此處存在某種焊接缺陷，則這些缺陷很可能就是裂紋生成的主要原因，因此嘗試在其他還沒有裂開的熔合線處尋找是否存在此類缺陷。

仔細觀察發現，在裂紋前端（即無裂紋位置）12Cr1MoV側熔合線附近存在一些焊接異常組織。圖7是異種鋼焊縫12Cr1MoV側熔合線附近低倍形貌，圖8是圖7中標注X位置的放大圖，圖9是圖7中標注B位置的放大圖。從圖可以看出，在熔合線附近存在一些從熔合線向12Cr1MoV側基體內的異常延伸，形成類似裂紋的楔形形貌；同時在熔合線的部分區域還存在1層較寬的不耐腐蝕的發黑層，這可能是焊接過程由于各區域碳含量不同引起碳擴散而在熔合線上形成的1層富碳層。這種富碳層的存在勢必造成其周圍組織碳含量下降，從而導致這些低碳區強度下降，另外這些富碳層也會嚴重削弱焊縫在此位置的接合強度。這種類似裂紋的楔形形貌和熔合線處的異常發黑層（富碳層）可能就是引起爆口裂紋形成并沿熔合線擴展的內部原因，也就是說這些區域可能就是裂紋形成的起源，這也與前面進行的焊縫拉伸試驗結果相符合。

3.2.2 裂紋位置的金相組織

為分析裂紋的擴展方式，現對裂紋尖端及其前沿組織進行觀察分析。圖10是裂紋尖端處的金相組織。參照DL/T 884—2004《火電廠金相檢驗與評定技術導則》，可以看出裂紋尖端及其稍后部位和附近區域的金相組織為鐵素體+貝氏體+顆粒狀碳化物，碳化物大多沿晶界聚集，老化等級為3.5～4級，且沿晶界存在一些蠕變孔洞，蠕變孔洞等級約為2b級。分析認為此爆管焊縫處裂紋的擴展路徑是：裂紋起源于靠近12Cr1MoV一側熔合線上的某些焊接缺陷處，然后沿結合力較弱的熔合線作周向擴展；當裂紋與管道所受應力方向垂直，且遇到具有蠕變孔洞的老化組織時，開始偏離熔合線進入12Cr1MoV側的熱影響區。

圖8 焊縫熔合線上向12Cr 11MoV基體延伸的楔形延伸（X 位置500×）Fig.8 Cuneiform extension of 12 Cr11MoVmatrix aroundweld joint(X location，500×))

3.2.3 遠離裂紋位置母材的金相組織

從圖11不難看出，遠離熱影響區的12Cr1MoV側的基體組織為鐵素體+貝氏體，老化等級為2級，無蠕變孔洞。由此可知母材的老化等級較焊縫影響區低，材料狀態相對較好。

4 結論及討論

（1）裂紋形成的原因是異種鋼焊縫12Cr1MoV一側熔合線上形成的楔形延伸和熔合線處的異常富碳層。熔合線附近是焊縫與母材相鄰的部位，該區域微觀行為十分復雜，焊縫與母材的不規則結合形成了參差不齊的分界面。此區雖然窄，但由于在化學成分及組織性能上都有較大的不均勻性，進而影響焊接接頭的強度和韌性，熔合線附近通常是裂紋和脆性破壞的發源地[6]。

（2）從拉伸試驗結果來看，斷裂處位于焊縫的12CrMoV一側的熔合線上，其延伸率基本為零，屬脆性斷裂。說明異種鋼焊縫12CrMoV一側的熔合線是整個焊接接頭的弱處，這同12Cr1MoV側熱影響區域組織老化嚴重，存在一定程度的蠕變孔洞有關。異種鋼焊接接頭中，在2種蠕變強度不同材料的界面上會形成特殊的冶金學和力學條件（主要是異種材料加熱冷卻過程由于線膨脹系數不同引起的熱應力及焊接殘余應力）。這些特殊的條件導致了蠕變孔洞在界面附近優先形成和優先發展，它們是界面脆性失效的根本原因[7]。

（3）對于焊縫熔合線上形成的楔形延伸這種焊接缺陷，在熔化焊工藝中出現的概率較高，只是這種楔形延伸的深度和寬度不同而已，主要取決于待焊件表面狀況，比如表面粗糙度、表面清潔度等，待焊件具備良好的表面狀態能夠改善此類缺陷。對于熔合線處的異常發黑層（富碳層）這種焊接缺陷，主要存在于異種鋼焊縫，尤其是在熔合區，其形成原因主要是碳含量不均而導致的碳擴散所致。這種焊接缺陷對焊縫性能的影響受熱處理工藝的不同而改變：回火溫度較高、保溫時間較長，形成的擴散帶加寬可以減少此類缺陷；在進行異種鋼焊接時一定要嚴格控制熱處理工藝，才能保證焊縫的最終質量。

[1]英若采.熔焊原理及金屬材料焊接[M].2版.北京：機械工業出版社，2006.

[2]張文斌.金屬熔焊原理及工藝[M].北京：機械工業出版社，1988：136-196.

[3]秦長榮.小徑薄壁管異種鋼焊縫的超聲波探傷[J].電力建設，1999，20（4）：42-45.

[4]趙永寧，岳增武.TP304H奧氏體耐熱鋼鍋爐管的組織性能研究[J].熱力發電，2009，38（3）：56-60.

[5]Thomson R C，Bhadeshia H K.Carbide precipitation in 12Cr1MoV power plant steel[J].Metallurgical and Materials Transactions A，1992，23（4）：1171-1179.

[6]張文鉞.焊接冶金學（基本原理）[M].北京：機械工業出版社，1999：185.

[7]楊富，章應霖，任永寧，等.新型耐熱鋼焊接[M].北京：中國電力出版社，2007.