Creep Crack Propagation Behavior of Different Regions in Domestic Vanadium Steel Welded Joint
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摘要:
以国产2.25Cr-1Mo-V加钒钢焊接接头为研究对象,在550 ℃和不同初始应力强度因子（19.04,17.57,16.40,14.64,13.47 MPa·m0.5）下对母材、焊缝和热影响区进行蠕变裂纹扩展试验,研究了焊接接头不同区域的蠕变裂纹扩展行为,探究了应力强度因子和C*参量表征蠕变裂纹扩展速率的适用性,并观察了断口形貌。结果表明：随着初始应力强度因子的增加,母材、焊缝和热影响区的蠕变断裂寿命缩短,归一化稳态蠕变裂纹扩展速率增大。在相同初始应力强度因子下,焊缝的蠕变断裂寿命最长、归一化稳态蠕变裂纹扩展速率最小,说明焊缝抵抗蠕变裂纹扩展的能力最强,蠕变性能最佳；热影响区的蠕变断裂寿命最短、归一化稳态蠕变裂纹扩展速率最大。接头不同区域的归一化蠕变裂纹扩展速率与应力强度因子的变化曲线都呈类似“V”字形状,对应蠕变裂纹的萌生、稳定扩展和加速扩展阶段；应力强度因子和归一化蠕变裂纹扩展速率的分布具有显著的分散性；C*参量与归一化蠕变裂纹扩展速率具有更强线性关系,且C*参量和归一化蠕变裂纹扩展速率的分布集中。随着初始应力强度因子的增加,母材、焊缝和热影响区的断裂模式由沿晶断裂或穿晶断裂向沿晶/穿晶混合断裂转变。
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关键词:
- 2.25Cr-1Mo-V加钒钢 /
- 焊接接头 /
- 蠕变裂纹扩展行为 /
- 应力强度因子
Abstract:Taking the domestically produced 2.25Cr-1Mo-V vanadium steel welded joint as the research object, creep crack propagation tests were conducted on the base metal, weld, and heat affected zone at 550 ℃ and different initial stress intensity factors (19.04, 17.57, 16.40, 14.64, 13.47 MPa · m0.5). The creep crack propagation behavior of different regions in the welded joint was studied, and the applicability of stress intensity factor and C* parameter to characterize creep crack propagation rate was investigated. The fracture morphology was observed. The results show that as the initial stress intensity factor increased, the creep fracture lives of the base metal, weld, and heat affected zone were all shortened, and the normalized steady-state creep crack propagation rate increased. Under the same initial stress intensity factor, the creep fracture life of the weld was the longest and the normalized steady-state creep crack propagation rate was the smallest , indicating that the weld had the strongest resistance to creep crack propagation and the best creep performance; the creep fracture life of the heat affected zone was the shortest and the normalized steady-state creep crack propagation rate was the highest. The curves of normalized creep crack propagation rate and stress intensity factor of different regions in welded joint all showed a“V”shape, corresponding to the initiation, stable propagation, and accelerated propagation stages of creep cracks. The distribution of stress intensity factor and normalized creep crack propagation rate exhibited significant dispersion. The C* parameter had a strong linear relationship with the normalized creep crack propagation rate, and the distribution of C* parameter and normalized creep crack propagation rate was concentrated. With the increase of initial stress intensity factor, the fracture mode of base metal, weld and heat affected zone changed from intergranular or transgranular fracture to intergranular/transgranular mixed fracture.
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0. 引言
在“双碳”背景[1]下,石化行业通过提高生产过程中的反应温度和压力来提高能源利用率,从而减少碳排放,但这也导致了生产设备的大型化与服役环境的严苛化[2-4]。加钒Cr-Mo钢作为石油炼制工业生产中加氢反应器的主要结构材料[5],其国产化一直是重大装备国产化的重要一环。焊接是加氢反应器制造过程中必不可少的工艺,但是高温构件的失效常常在焊接接头处发生[6]。蠕变裂纹扩展性能是评估焊接接头长期使用安全性的重要指标,研究国产加钒钢焊接接头的蠕变裂纹扩展性能对于保障加氢反应器这类高温承压设备的安全运行具有重大工程意义。目前,对焊接接头蠕变裂纹扩展性能的研究已经取得了丰富的成果,有关各种材料焊接接头的微区蠕变裂纹扩展性能均已进行深入探索[7-8],但有关国产加钒钢焊接接头的蠕变裂纹扩展行为的研究鲜有报道。为此,作者针对国产2.25Cr-1Mo-V钢焊接接头不同区域开展了蠕变裂纹扩展试验,揭示不同区域的蠕变裂纹扩展行为,这对理解焊接接头的蠕变性能和裂纹扩展机制,以及预测和控制焊接结构的长期可靠性有重要指导意义。
1. 试样制备与试验方法
试验材料为项目委托方提供的采用窄间隙埋弧焊方法得到的2.25Cr-1Mo-V钢（以下简称加钒钢）焊接接头,其中母材由国内某重型机械股份公司研制,热处理方式为正火（加速冷却）+回火,供货态组织为回火贝氏体组织。母材和焊缝金属的化学成分如表1所示。
表 1 母材和焊缝金属的化学成分Table 1. Chemical composition of base metal and weld metal材料 质量分数/% C Si Mn P S Cr Mo V 母材 0.07 0.08 0.86 0.006 0.003 2.29 1.08 0.34 焊缝金属 0.08 0.18 1.18 0.007 0.002 2.43 0.99 0.35 按照ASTM E1457—2019,分别在母材（BM）、焊缝（WM）和热影响区（HAZ）上截取紧凑拉伸（CT）试样,使用QBG-100型高频疲劳试验机预制裂纹,预制裂纹的长度a0为10.7 mm。将预制裂纹后的CT试样进行侧槽切割处理,即在试样两侧切割出深度等同于试样厚度10%的V形缺口[9-10],最终得到的CT试样的结构和尺寸如图1所示,试样宽度W为25.4 mm,名义厚度B为12.7 mm,净截面厚度Bn为10 mm,侧槽角度α为60°。热影响区试样由一半母材和一半焊缝组成,预制裂纹位于热影响区,裂纹一侧在热影响区粗晶区,一侧在热影响区细晶区。
采用RD2-3型高温蠕变持久试验机进行蠕变裂纹扩展试验,通过引伸计记录载荷线位移数据,基于直流电位法用KEYSIGHT E3633A型直流电源在试样中输入电流,用Agilent 34970A型电位数据采集仪监测和记录因裂纹扩展而引起的电位变化,采样周期为1 min。电位信息与裂纹长度之间的换算公式[11]为
(1) (2) 式中：af为试验结束时裂纹的长度；V0为试验开始时记录的电位；Vf为试验结束时记录的电位；V为裂纹长度为a时对应的电位；Y0为输出电位点之间距离的1/2。
载荷一般用应力强度因子来表示,CT试样应力强度因子的表达式[12]为
(3) (4) 式中：K为应力强度因子；P为载荷；a/W为裂纹深度；f(a/W)为裂纹深度的函数。
蠕变裂纹扩展试验的初始应力强度因子Kin为19.04,17.57,16.40,14.64,13.47 MPa·m0.5,试验温度为550 ℃。蠕变裂纹扩展试验结束时CT试样并未完全断开,继续用疲劳试验机拉开CT试样后,采用线切割截取高度不超过5 mm的断口试样,用超声波清洗仪清洗断口20 min,然后采用Zeiss EVO MA 15型扫描电子显微镜（SEM）观察断口形貌。
2. 试验结果与讨论
2.1 蠕变断裂寿命
由图2可见,随着初始应力强度因子的增加,3种试样的蠕变断裂寿命均缩短。在相同载荷,即相同初始应力强度因子条件下,焊缝试样蠕变断裂寿命最长,蠕变性能最佳,母材试样次之,热影响区试样的蠕变性能最差。焊接接头的热影响区是其结构中最脆弱的部分,在热影响区预制裂纹进一步削弱了热影响区抵抗裂纹扩展的能力,因此热影响区试样的蠕变性能最差。蠕变断裂寿命与初始应力强度因子之间呈现出指数函数的变化关系,拟合得到不同试样蠕变断裂寿命与初始应力强度因子之间的关系为
(5) 式中：tr为蠕变断裂寿命。
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图 2 不同试样的蠕变断裂寿命与初始应力强度因子的关系Figure 2. Relationship between creep rupture life and initial stress intensity factor of different specimens2.2 稳态蠕变裂纹扩展速率
稳态蠕变裂纹扩展速率是衡量材料抵抗蠕变能力的一种指标,参考文献[12]得到的归一化稳态裂纹扩展速率[d（a/W）/dt]s与初始应力强度因子之间的关系如图3所示。由图3可以看出：在相同初始应力强度因子下,热影响区试样的归一化稳态蠕变裂纹扩展速率最大,母材试样次之,焊缝试样最小,说明焊缝试样抵抗蠕变裂纹扩展的能力最强；随着初始应力强度因子的增加,不同试样的归一化稳态蠕变裂纹扩展速率增大。初始应力强度因子越大,裂纹尖端应力越大,试样内部空洞形核与长大的速率越大,因此稳态裂纹扩展速率越大。在对数坐标系下,归一化稳态蠕变裂纹扩展速率与初始应力强度因子呈线性关系,通过拟合得到3种试样的归一化稳态裂纹扩展速率与初始化应力强度因子的关系如下：
(6) ![]()
图 3 不同试样的归一化稳态蠕变裂纹扩展速率与初始应力强度因子之间的关系Figure 3. Relationship between normalized steady-state creep crack propagation rate and initial stress intensity factor of different specimens2.3 蠕变裂纹扩展速率表征参量
由图4可见,无论是母材、焊缝还是热影响区试样,不同初始应力强度因子下的归一化蠕变裂纹扩展速率与应力强度因子的变化曲线都类似“V”字形状。首先,随着应力强度因子的增大,归一化蠕变裂纹扩展速率下降,与蠕变裂纹的萌生阶段相对应。然后,随着应力强度因子增大,归一化蠕变裂纹扩展速率出现较短的稳定阶段,该阶段位于“V”型曲线的最底部,代表蠕变裂纹的稳定扩展阶段,此时应力强度因子与蠕变裂纹扩展速率之间的关系基本稳定。最后,随着应力强度因子增加,蠕变裂纹扩展速率显著增大[13-14],对应蠕变裂纹的加速扩展阶段[15]。
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图 4 不同试样在不同初始应力强度因子下的归一化蠕变裂纹扩展速率与应力强度因子的关系Figure 4. Relationship between normalized creep crack propagation rate and stress intensity factor of different specimens under different initial stress intensity factors: (a) base metal; (b) weld and (c) heat affected zone通常选用应力强度因子K和C*参量[12]对蠕变裂纹扩展速率进行表征。C*参量的计算公式[12]为
(7) 式中：n为Norton应力指数；
为载荷线位移速率。 由图5可以看出,在双对数坐标系中不同试样的归一化蠕变裂纹扩展速率与C*参量呈线性关系,且数据基本在一个区域内。同时,归一化蠕变裂纹扩展速率与C*参量的关系图中均存在“尾状”特征,该区域数据对应蠕变裂纹萌生阶段。C*参量与载荷线位移速率有关,试验初期的加载使原本闭合的预制裂纹面张开,载荷线位移讯速增大,因此C*参量较高。随着蠕变试验的进行,裂纹尖端应力松弛,蠕变损伤积累的速率也逐渐降低,导致相应的裂纹扩展速率变化较慢；由于应力的降低,裂纹尖端张开的能力也下降,加载线位移速率降低,相应C*参量降低[16]。
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图 5 不同试样在不同初始应力强度因子下的归一化蠕变裂纹扩展速率与C*参量的关系Figure 5. Relationship between normalized creep crack propagation rate and C* parameter of different specimens under different initial stress intensity factors: (a) base metal; (b) weld and (c) heat affected zone假设C*参量与d（a/W）/dt之间满足以下关系：
(8) 两边取对数可得
(9) 对d（a/W）/dt和C*取对数后进行线性拟合,拟合得到的直线斜率即为B1,截距为lg A1,拟合相关系数R2均大于0.95,拟合结果如下：
(10) 通过分析K和C*参量,可以更深入地了解和评价材料的蠕变行为和裂纹扩展性能。对比发现：同一种材料在不同载荷条件下的归一化蠕变裂纹扩展速率-应力强度因子分布具有显著的分散性；相反,归一化蠕变裂纹扩展速率-C*参量的分布更为集中,且二者之间表现出强的线性关系。K的计算依赖于电位监测法得到的裂纹长度a,C*参量则通过载荷线位移的测量数据直接得到,可知C*参量更能真实地反映试验过程中材料内部的应力状态。
2.4 断口形貌
不同载荷下焊接接头不同区域的断口形貌相似。由图6可以看出,断口包括线切割区域、预制裂纹区域、蠕变裂纹扩展区域和疲劳试验机拉伸韧断区域。蠕变裂纹扩展区域与拉伸韧断区域的交界呈现明显弧状特征,该特征与试样在厚度方向的应力状态相关：随着距表面距离的增加,材料的拘束度递减[17],裂纹扩展速率增加,这种速率的变化最终导致在蠕变裂纹扩展区与拉伸韧断区域的交界处形成弧状前沿线。
由图7可见：当初始应力强度因子为13.47 MPa·m0.5时,母材试样断口表面呈冰糖状的特征,微裂纹沿晶界扩展,表明试样发生了典型的脆性断裂；当初始应力强度因子为19.06 MPa·m0.5时,断口表面更为平整,且存在一些较浅的韧窝,同时一些裂纹倾向于以穿晶方式扩展,另外一些裂纹沿晶界扩展,表明试样发生韧脆混合断裂。不同初始应力强度因子下的断口表面均可见密布的纤维状析出物,这是蠕变导致的微观结构变化的直观表现。
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图 7 在不同初始应力强度因子下母材试样的断口SEM形貌Figure 7. SEM morphology of fracture of base metal specimens under different initial stress intensity factors: (a, c) at low magnification and (b, d) at high magnification由图8可见：当初始应力强度因子为13.47 MPa·m0.5时,焊缝试样断口表面相对平整,裂纹主要以穿晶方式扩展；当初始应力强度因子为19.06 MPa·m0.5时,断口表面存在大凹坑,可能是内部不均匀的应力分布或显著的材料破坏导致的,裂纹的断裂机制由穿晶/沿晶混合断裂模式主导。不同初始应力强度因子下的焊缝试样断口表面都出现微裂纹与组织破碎现象,这可能是局部蠕变损伤和应力集中导致的。
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图 8 在不同初始应力强度因子下焊缝试样的断口SEM形貌Figure 8. SEM morphology of fracture of weld specimens under different initial stress intensity factors: (a, c) at low magnification and (b, d) at high magnification由图9可见：在初始应力强度因子为13.47 MPa·m0.5时,热影响区试样断口表面存在显著层片状特征,说明试样的断裂方式为沿晶断裂。当初始应力强度因子为19.06 MPa·m0.5时,断口表面存在韧窝和孔洞,说明试样发生韧性断裂,同时可观察到沿晶裂纹,说明试样的断裂模式为穿晶/沿晶混合断裂模式；另外,韧窝内部有少量球状颗粒物,可能是在应力作用下局部塑性变形析出的产物。
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图 9 在不同初始应力强度因子下热影响区试样的断口SEM形貌Figure 9. SEM morphology of fracture of heat affected zone specimens under different initial stress intensity factors: (a, c) at low magnification and (b, d) at high magnification由图10可见,母材试样的蠕变裂纹尖端附近出现大小不一的孔洞。在高温和持续应力作用下,材料中的空位在晶体内部扩散和聚集而形成蠕变孔洞,相邻孔洞可能会连接形成更大的孔洞或裂纹,从而进一步降低材料的强度和韧性。不同试样的蠕变裂纹扩展机制在本质上是一致的,包括蠕变孔洞的形成、长大以及最终汇聚为微裂纹。这些微裂纹与裂纹尖端融合,导致裂纹前沿的有效承载面积降低,局部应力增强。当裂纹前沿的局部应力达到材料的拉伸强度时,便会发生局部断裂,引起裂纹扩展。在3种试样中,热影响区试样因其组织的非均匀性,内部应力集中现象显著[18],从而加快了裂纹在其内部的形核及扩展速率,因此相同载荷下的蠕变断裂寿命最短。
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图 10 母材试样蠕变裂纹尖端的微观形貌Figure 10. Micromorphology of creep crack tip in base metal specimen3. 结论
（1）随着初始应力强度因子的增加,焊接接头母材、焊缝和热影响区试样的蠕变断裂寿命缩短,归一化稳态蠕变裂纹扩展速率增大。在相同初始应力强度因子下,焊缝的蠕变断裂寿命最长、归一化稳态蠕变裂纹扩展速率最小,说明焊缝抵抗蠕变裂纹扩展的能力最强,蠕变性能最佳；热影响区的蠕变断裂寿命最短、归一化稳态蠕变裂纹扩展速率最大。
（2）拟合得到3种试样的归一化稳态裂纹扩展速率与初始化应力强度因子呈线性关系。3种试样在不同初始应力强度因子下的归一化蠕变裂纹扩展速率与应力强度因子的变化曲线都呈类似“V”字形状,对应蠕变裂纹的萌生、稳定扩展和加速扩展阶段；归一化蠕变裂纹扩展速率-应力强度因子的分布具有显著的分散性。C*参量与归一化蠕变裂纹扩展速率具有更强的线性关系,且二者的分布集中。
（3）随着初始应力强度因子的增加,3种试样的断裂模式由沿晶断裂或穿晶断裂向沿晶/穿晶混合断裂模式转变。
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图 2 不同试样的蠕变断裂寿命与初始应力强度因子的关系
Figure 2. Relationship between creep rupture life and initial stress intensity factor of different specimens
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图 3 不同试样的归一化稳态蠕变裂纹扩展速率与初始应力强度因子之间的关系
Figure 3. Relationship between normalized steady-state creep crack propagation rate and initial stress intensity factor of different specimens
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图 4 不同试样在不同初始应力强度因子下的归一化蠕变裂纹扩展速率与应力强度因子的关系
Figure 4. Relationship between normalized creep crack propagation rate and stress intensity factor of different specimens under different initial stress intensity factors: (a) base metal; (b) weld and (c) heat affected zone
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图 5 不同试样在不同初始应力强度因子下的归一化蠕变裂纹扩展速率与C*参量的关系
Figure 5. Relationship between normalized creep crack propagation rate and C* parameter of different specimens under different initial stress intensity factors: (a) base metal; (b) weld and (c) heat affected zone
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图 7 在不同初始应力强度因子下母材试样的断口SEM形貌
Figure 7. SEM morphology of fracture of base metal specimens under different initial stress intensity factors: (a, c) at low magnification and (b, d) at high magnification
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图 8 在不同初始应力强度因子下焊缝试样的断口SEM形貌
Figure 8. SEM morphology of fracture of weld specimens under different initial stress intensity factors: (a, c) at low magnification and (b, d) at high magnification
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图 9 在不同初始应力强度因子下热影响区试样的断口SEM形貌
Figure 9. SEM morphology of fracture of heat affected zone specimens under different initial stress intensity factors: (a, c) at low magnification and (b, d) at high magnification
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图 10 母材试样蠕变裂纹尖端的微观形貌
Figure 10. Micromorphology of creep crack tip in base metal specimen
表 1 母材和焊缝金属的化学成分
Table 1 Chemical composition of base metal and weld metal
材料 质量分数/% C Si Mn P S Cr Mo V 母材 0.07 0.08 0.86 0.006 0.003 2.29 1.08 0.34 焊缝金属 0.08 0.18 1.18 0.007 0.002 2.43 0.99 0.35 
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