12Cr1MoV和TP304H异种钢焊缝失效分析

陈国星，胡金力，吴树辉，黄科峰，叶林，刘泽坤，尹嵩，史一岭

（苏州热工研究院，江苏省苏州市，215004）

0 引言

异种金属焊接在动力、石油、化工及机械零部件的制造和修复中广泛应用，其焊接接头由焊缝金属区、熔合区和热影响区组成[1]。焊缝金属区中的显微缺陷主要是非金属夹杂物、偏析、析出碳化物和位错等，它们对焊接裂纹的产生和扩展都有很大的敏感性[2]。现代电厂在对受热面管道的设计和改造中充分利用奥氏体钢材料的优良特性，在高温、高压段使用奥氏体不锈钢，而在其他段采用铁素体钢进行优化组合，以降低制造成本，这样就出现了大量的异种钢对接焊缝[3]。

TP304H钢[4]是奥氏体不锈钢，相当于国产的1Cr18Ni9钢，可焊性比较差；而12Cr1MoV钢[5]则是常见的珠光体耐热钢，珠光体钢的合金成分含量很低，对焊缝金属的成分有冲淡作用，使得焊缝的奥氏体形成元素不足，结果焊缝里可能出现马氏体相组织，从而恶化焊接接头的质量，甚至引起裂纹。合理的焊接工艺及焊丝选择是保证以上2异种钢焊接接头质量的关键。

1 样品概况

某电厂托检异种钢焊接钢管1根，焊缝两侧材质为12Cr1MoV和TP304H，规格为φ64 mm×4 mm。该管运行20个月发生爆管，检查发现裂口位置在焊缝熔合线附近12Cr1MoV侧，圆弧形裂纹占管件周长的1/4，如图1所示。

2 试验方法

（1）宏观检查。确定裂口的位置，大小及裂口周围的宏观环境，并作记录。

（2）在无裂口的焊缝处进行拉伸试验。根据GB 2651—89《焊接接头拉伸试验方法》和GB 2649—89《焊接接头机械性能试验取样方法》，从管件无裂纹的焊缝处用机加工方法切取拉伸试样，同时保证机加工后焊缝轴线位于拉伸试样平行长度的中心，试样厚度取管件原始厚度，加工样品的尺寸如图2所示。

（3）焊缝裂口两侧金相分析。先用电动切割机从异种钢焊缝裂口处裂纹尖端切取包括12Cr1MoV和TP304H两种材料的整块焊缝接头作为金相分析样品，并在其外表面用砂轮进行打磨，然后按序分别在180、360、500、700、800、1 000号砂纸上磨样品，进而用金刚石抛光膏进行抛光。将抛光好的金相样品先用3％硝酸酒精溶液浸蚀，显示出12Cr1MoV一侧基体的显微组织并进行金相拍照，然后再用王水浸蚀，显示出TP304H一侧基体和焊肉的显微组织并进行金相拍照。

3 试验结果及分析

3.1 室温力学性能拉伸

拉伸完成后试样的宏观形貌如图3和图4，其中图3是拉伸完后的纵向样品，图4是拉伸完的断口截面图。拉伸力学性能结果如表1。

表1 异种钢焊缝处力学性能Tab.1 Mechanicalpropertiesof dissim ilar steelweldjointt

从图3可以看出，拉伸试样的断裂处位于异种钢焊缝的12Cr1MoV侧，通过观察可以发现断裂处正好位于焊接熔合线附近。为了进一步分析拉伸试样在焊缝附近的断裂情况，对断裂试样的宏观断口进行对比观察，发现在两侧断口面分别存在1处黑色区域，其位置互相对称，如图4所示，判断此黑色区域即为拉伸断裂裂纹的起源处，这说明异种钢焊缝在12Cr1MoV一侧附近存在的局部缺陷是导致热影响区薄弱的原因。

从表1可以看出，异种钢焊缝拉伸样品的塑性极差，几乎没有屈服和延伸，即屈服强度和伸长率为0，其抗拉强度处于12Cr1MoV标准强度的下限。这表明焊缝的12Cr1MoV侧熔合线附近是整个焊接接头强度的弱处，属于脆性断裂。

3.2 金相分析

为了分析泄漏处焊缝周围的组织变化情况，以确认裂纹起源、扩展方向以及裂纹形成原因，现从泄漏裂纹尖端处取金相试样，如图5所示。

3.2.1 裂纹起源

为寻找到裂纹的起源及裂纹的扩展方向，首先将腐蚀好的金相试样进行宏观和低倍观察。图5为焊缝泄漏处尖端金相试样的宏观照片；图6是通过拼凑法将5张不同部位放大倍数相同的裂纹照片合并而成的裂纹前端的低倍（50倍）照片。

从图5、图6以及送检泄漏管裂纹的整体形貌特征（图1）可知，裂纹应起源于焊缝熔合线，并一直沿着熔合线向两侧扩展，但当一侧的裂纹扩展至图4、图5中的X处时其前端已偏离熔合线位置而进入12Cr1MoV基体一侧的热影响区，这可能与此时的裂纹扩展方向刚好与应力方向垂直有关。

由于裂纹的起源处已被破坏，无法在原始爆口上找到裂纹起源，也就无法判断爆管的真正原因。通过以上分析可以推断裂纹开始时主要发生在熔合线上，那么在裂纹开始出现的熔合线应是最弱区，如果在此处存在某种焊接缺陷，则这些缺陷很可能就是裂纹生成的主要原因，因此尝试在其他还没有裂开的熔合线处寻找是否存在此类缺陷。

仔细观察发现，在裂纹前端（即无裂纹位置）12Cr1MoV侧熔合线附近存在一些焊接异常组织。图7是异种钢焊缝12Cr1MoV侧熔合线附近低倍形貌，图8是图7中标注X位置的放大图，图9是图7中标注B位置的放大图。从图可以看出，在熔合线附近存在一些从熔合线向12Cr1MoV侧基体内的异常延伸，形成类似裂纹的楔形形貌；同时在熔合线的部分区域还存在1层较宽的不耐腐蚀的发黑层，这可能是焊接过程由于各区域碳含量不同引起碳扩散而在熔合线上形成的1层富碳层。这种富碳层的存在势必造成其周围组织碳含量下降，从而导致这些低碳区强度下降，另外这些富碳层也会严重削弱焊缝在此位置的接合强度。这种类似裂纹的楔形形貌和熔合线处的异常发黑层（富碳层）可能就是引起爆口裂纹形成并沿熔合线扩展的内部原因，也就是说这些区域可能就是裂纹形成的起源，这也与前面进行的焊缝拉伸试验结果相符合。

3.2.2 裂纹位置的金相组织

为分析裂纹的扩展方式，现对裂纹尖端及其前沿组织进行观察分析。图10是裂纹尖端处的金相组织。参照DL/T 884—2004《火电厂金相检验与评定技术导则》，可以看出裂纹尖端及其稍后部位和附近区域的金相组织为铁素体+贝氏体+颗粒状碳化物，碳化物大多沿晶界聚集，老化等级为3.5～4级，且沿晶界存在一些蠕变孔洞，蠕变孔洞等级约为2b级。分析认为此爆管焊缝处裂纹的扩展路径是：裂纹起源于靠近12Cr1MoV一侧熔合线上的某些焊接缺陷处，然后沿结合力较弱的熔合线作周向扩展；当裂纹与管道所受应力方向垂直，且遇到具有蠕变孔洞的老化组织时，开始偏离熔合线进入12Cr1MoV侧的热影响区。

图8 焊缝熔合线上向12Cr 11MoV基体延伸的楔形延伸（X 位置500×）Fig.8 Cuneiform extension of 12 Cr11MoVmatrix aroundweld joint(X location，500×))

3.2.3 远离裂纹位置母材的金相组织

从图11不难看出，远离热影响区的12Cr1MoV侧的基体组织为铁素体+贝氏体，老化等级为2级，无蠕变孔洞。由此可知母材的老化等级较焊缝影响区低，材料状态相对较好。

4 结论及讨论

（1）裂纹形成的原因是异种钢焊缝12Cr1MoV一侧熔合线上形成的楔形延伸和熔合线处的异常富碳层。熔合线附近是焊缝与母材相邻的部位，该区域微观行为十分复杂，焊缝与母材的不规则结合形成了参差不齐的分界面。此区虽然窄，但由于在化学成分及组织性能上都有较大的不均匀性，进而影响焊接接头的强度和韧性，熔合线附近通常是裂纹和脆性破坏的发源地[6]。

（2）从拉伸试验结果来看，断裂处位于焊缝的12CrMoV一侧的熔合线上，其延伸率基本为零，属脆性断裂。说明异种钢焊缝12CrMoV一侧的熔合线是整个焊接接头的弱处，这同12Cr1MoV侧热影响区域组织老化严重，存在一定程度的蠕变孔洞有关。异种钢焊接接头中，在2种蠕变强度不同材料的界面上会形成特殊的冶金学和力学条件（主要是异种材料加热冷却过程由于线膨胀系数不同引起的热应力及焊接残余应力）。这些特殊的条件导致了蠕变孔洞在界面附近优先形成和优先发展，它们是界面脆性失效的根本原因[7]。

（3）对于焊缝熔合线上形成的楔形延伸这种焊接缺陷，在熔化焊工艺中出现的概率较高，只是这种楔形延伸的深度和宽度不同而已，主要取决于待焊件表面状况，比如表面粗糙度、表面清洁度等，待焊件具备良好的表面状态能够改善此类缺陷。对于熔合线处的异常发黑层（富碳层）这种焊接缺陷，主要存在于异种钢焊缝，尤其是在熔合区，其形成原因主要是碳含量不均而导致的碳扩散所致。这种焊接缺陷对焊缝性能的影响受热处理工艺的不同而改变：回火温度较高、保温时间较长，形成的扩散带加宽可以减少此类缺陷；在进行异种钢焊接时一定要严格控制热处理工艺，才能保证焊缝的最终质量。

[1]英若采.熔焊原理及金属材料焊接[M].2版.北京：机械工业出版社，2006.

[2]张文斌.金属熔焊原理及工艺[M].北京：机械工业出版社，1988：136-196.

[3]秦长荣.小径薄壁管异种钢焊缝的超声波探伤[J].电力建设，1999，20（4）：42-45.

[4]赵永宁，岳增武.TP304H奥氏体耐热钢锅炉管的组织性能研究[J].热力发电，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]张文钺.焊接冶金学（基本原理）[M].北京：机械工业出版社，1999：185.

[7]杨富，章应霖，任永宁，等.新型耐热钢焊接[M].北京：中国电力出版社，2007.