疲劳损伤对核电汽轮机焊接转子接头应力腐蚀开裂敏感性的影响

黄毓晖; 司晓法; 翁硕; 轩福贞

doi:10.12073/j.hjxb.20191113001

疲劳损伤对核电汽轮机焊接转子接头应力腐蚀开裂敏感性的影响

1.
华东理工大学，承压系统与安全教育部重点试验室，上海，200237
2.
上海理工大学，上海，200093

基金项目: 国家自然科学基金资助项目(51875202)

详细信息

作者简介:
黄毓晖，1983年出生，博士，副教授；主要从事核电材料在极端环境下的力学-化学行为研究；发表论文27篇；Email：yhhuang@ecust.edu.cn.

中图分类号: TG 407
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出版历程
- 收稿日期: 2019-11-12
- 网络出版日期: 2020-07-26
- 刊出日期: 2020-07-26

Effect of fatigue damage on stress corrosion cracking sensitivity of nuclear steam turbine welded joint

1.
Key Laboratory of Pressure Systems and Safety, Ministry of Education, East China University of Science and Technology, Shanghai, 200237, China
2.
University of Shanghai for Science and Technology, Shanghai, 200093, China

摘要

摘要: 采用慢应变速率拉伸试验(SSRT)研究了不同程度疲劳损伤对核电汽轮机焊接转子接头应力腐蚀开裂敏感性的影响，利用扫描电子显微镜等观察手段讨论了疲劳损伤对汽轮机焊接接头应力腐蚀开裂敏感性和二次裂纹的作用机理. 结果表明，疲劳损伤增强了核电汽轮机焊接转子接头应力腐蚀开裂敏感性. 此外，疲劳损伤的作用使空气中试样的塑性提高而在腐蚀溶液中塑性降低，也影响了试样内部二次裂纹的产生和扩展.
- 核电汽轮机转子 /
- 焊接接头 /
- 应力腐蚀 /
- 慢应变速率拉伸试验
Abstract: The effect of fatigue damage on the stress corrosion cracking susceptibility of nuclear steam turbine welded rotor was studied by slow strain rate test (SSRT). The mechanism of fatigue damage on stress corrosion cracking susceptibility and secondary crack of nuclear steam turbine welded joint was discussed by scanning electron microscope (SEM). The results show that fatigue damage enhances the stress corrosion cracking susceptibility of welded joints. In addition, the fatigue damage increased the plasticity of the samples in the air and decreased the plasticity in the corrosion environment, furthermore, it affected the formation and propagation of the secondary cracks in the samples.
- nuclear steam turbine rotor /
- welded joint /
- stress corrosion /
- slow strain rate test

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0. 序言

低合金高强钢在生产建设中起到了重要作用，实际工业应用中大多为调质(淬火 + 高温回火)状态，在焊接的过程中热影响区会出现不同程度的性能恶化^[1-4]，当加热温度超过了不完全淬火区的回火温度便会引起接头热影响区的软化. 目前抑制焊接热影响区软化现象的方法有选择小的焊接热输入^[5-7]、焊前预热^[8]、焊后热处理^[9]. 小的焊接热输入难以实现有效的连接. 预热可以有效地避免焊接接头热影响区的软化，但是焊前预热一方面恶化劳动环境，另一方面会在金属表面产生氧化膜，导致焊接缺陷. 对于大型焊接结构，采用整体热处理是非常困难的，局部热处理又会产生附加应力，从而影响焊接质量. 范成磊等人^[10]采用随焊冲击碾压法使得LY12CZ铝合金接头组织得到改善、硬度提高，接头软化区得到强化. 管建军等人^[11]应用数值模拟探讨焊前预拉伸、焊前温差拉伸、动态温差拉伸、低应力无变形焊接 (LSND) 等方法中应力、塑性应变等物理量的时程分布情况，认为任意时刻外加位移控制载荷产生的机械应变和热输入满足一定条件时焊后残余应力为零. 目前这些方法主要实现对焊接残余应力和焊接变形的有效控制，同时提高焊接质量. 表明采用随焊机械加载强化焊接接头性能是可行的. 由吉布斯相率可知：F = C − P + n (其中F为自由度，C为系统的组元数，P为在该点的相态数，n为外界因素). 对于凝固体系，由于压力的影响较小，故视为等压下进行.

当存在较大的外界应力时，对于凝聚态体系则需要考虑压力对相变体系的影响. 徐祖耀^[12]系统的阐述了钢在应力(水静压力及单向应力)作用下的铁素体、珠光体和贝氏体相变的动力学特征，应力作用下的相变规律. 结果表明，通过施加应力作用促进相变是可行的. 基于上述研究及基本理论，文中采用随焊旋转冲击法^[13]，对焊接时处于较高温度的30CrMnSi钢接头软化区域进行随焊旋转冲击处理，并阐明随焊旋转冲击工艺抑制高强钢接头热影响区软化的机制.

1. 试验方法

试验选用3 mm厚30CrMnSi低合金高强钢板，试样尺寸为100 mm × 80 mm. 焊前进行调质处理，调质热处理工艺为870 ℃保温30 min，油冷淬火530 ℃保温1 h，空冷回火. 焊接方法采用的不添丝表面熔覆TIG焊. 焊接工艺参数为焊接电压12 V，焊接电流150 A，氩气流量7 L / min，焊接速度60 mm / min.

在焊接过程中，在较短时间对焊件热影响区发生软化的区域施加随焊旋转冲击作用. 焊枪、旋转冲击系统和试样被固定在刚性夹具上，其相对位置可通过十字滑台来调整. 图1所示为冲击杆的加载位置. 利用电子温度枪实测焊接过程中热影响区温度，发现距焊缝中心12 mm处热影响区温度已达到530 ℃，将该处作为冲击杆加载位置. 随焊旋转冲击电压是通过利用220 V单相调压器调整，随焊旋转冲击电压分别为150，160，170，180 和190 V. 并在焊接前使用角磨机将试样表面进行打磨，去除试样表面氧化膜.

图 1 随焊旋转冲击加载位置

Figure 1. Loading position of welding with rotation impact

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随焊旋转冲击试验完成后，使用线切割在垂直于焊缝方向切取硬度试验试样，在加载旋转冲击作用区截取金相试样，在旋转冲击作用结束位置沿焊接方向截取包含旋转冲击区与未旋转冲击区的金相试样. 使用4%硝酸酒精溶液腐蚀抛光后的金相试样，在Axiovert 40 MAT型倒置显微镜下进行金相组织观察. 使用HV-50型维氏硬度计进行硬度试验，载荷力为50 N，加载时间为10 s. 利用JSM-7500F型扫描电镜中的EDS分析旋转冲击作用区碳元素的分布情况.

2. 结果与分析

2.1 维氏硬度结果与分析

图2所示为调质态30CrMnSi的常规焊件和旋转冲击电压为150 ~ 190 V的焊件接头及热影响区硬度的测定结果. 由图2可知，在常规焊接过程中，接头两侧热影响区距离焊缝中心大约12 ~ 22 mm区间均出现硬度明显低于母材的软化区域，随焊旋转冲击处理的试件在未施加旋转冲击作用一侧也出现了硬度低于原始母材的软化区域. 对比加载了随焊旋转冲击作用的一侧，发现旋转冲击作用区域硬度较未作用区域均有不同程度的提高，随焊旋转冲击作用的软化区硬度值随冲击电压的增加而增大.

图 2 接头及热影响区维氏硬度

Figure 2. Vickers hardness of joint and heat-affected zone

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表1所示为常规焊接接头软化区及加载不同旋转冲击电压处理过的软化区维氏硬度值. 常规焊接接头软化区的平均硬度值为218.9 HV，相比母材区域硬度均值252.3 HV下降了33.4 HV，软化现象比较明显. 而进行了随焊旋转冲击处理的5组试件的硬度均大幅提升，且随着旋转冲击电压的提升，旋转冲击作用区的硬度提升更加明显. 加载旋转冲击电压190 V时，接头受旋转冲击作用区硬度平均值为310.7 HV，比常规焊接的接头软化区域硬度值提升了91.8 HV.

表 1 接头软化区维氏硬度值(HV)

Table 1. Vickers hardness value HV in softening zone of joint

不同旋转冲击电压U/V	测量值1	测量值2	测量值3	测量值4	测量值5
无	221.5	216.5	217.0	220.0	219.5
150	270.0	274.5	271.5	278.0	277.0
160	273.0	274.0	273.5	283.0	273.0
170	284.0	281.0	281.5	281.5	281.0
180	281.0	292.0	294.0	295.5	285.5
190	284.0	314.0	321.5	318.0	316.0

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2.2 组织与分析

图3为调质态30CrMnSi加载150 ~ 190 V的旋转冲击电压试样的旋转冲击作用区与未旋转冲击作用区交界处金相组织形貌. 图中左侧为未冲击作用区，右侧为冲击作用区. 对比5组交界处金相组织发现，在加载了随焊旋转冲击作用的区域中，在原调质组织中出现了大量的细小均匀的针状铁素体. 由焊接冶金学相变过程可知：温度低于30CrMnSi的A_c1区域未发生相变，而是发生了再结晶^[14]，由于外加的随焊旋转冲击作用，宏观上将使仍处于较高温度的区域发生塑性变形，微观上是位错密度的增加，同时外加载荷的作用促进了针状铁素体相的生成，有效的细化晶粒并拥有较强的强韧性匹配^[15].

图 3 不同的旋转冲击电压下冲击交界处金相组织形貌

Figure 3. Rotary impact junction metallography with rotational impulse voltage. (a) 150 V; (b) 160 V; (c) 170 V; (d) 180 V; (e) 190 V

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为了对产生组织变化的区域进一步分析，如图4所示，分别为调质态30CrMnSi的常规焊接接头软化区和加载了旋转冲击电压为150 ~ 190 V的接头软化区显微组织形貌. 从图4a中可以看出，常规焊件回火软化区组织为珠光体和层片状铁素体混合组织. 从图4b ~ 4f可以看出随着旋转冲击电压的增大，旋转冲击作用区铁素体含量明显增加. 依据Johnson-Mehl-Avrami相变动力学方程的扩展型^[12]，即应力作用下铁素体的等温相变动力学方程

图 4 不同的旋转冲击电压下软化区金相组织形貌

Figure 4. Metallography of softening zone structure with rotational impulse voltage. (a) conventional welding; (b) 150 V; (c) 160 V; (d) 170 V; (e) 180 V; (f) 190 V

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$$f = 1 - {\rm{exp}}\left( { - b\left( {\overline \sigma } \right){t^n}} \right)$$

(1)

式中：f是相变程度；$ {\overline \sigma } $为等效应力；b(σ)为应力σ下的b参量；t是时间；常数n与没有应力作用时基本一致，温度不同n值不同.

由旋转冲击带来的应力作用$ {\overline \sigma } $随着旋转冲击电压的增加而增大，因此在施加随焊旋转冲击作用后，软化区内铁素体相随旋转冲击电压的增加而增加，反映了以应力所做的功对增加铁素体形核率和孕育期的缩短具有明显效果，旋转冲击作用力使得铁素体的孕育期缩短，继而促进晶粒细化.

随焊旋转冲击试验时旋转冲击作用区温度处于500 ℃附近，针状铁素体在此温度形核、长大，因此该温度下的力学作用有利于针状铁素体形成，针状铁素体具有良好的力学性能. 随着针状铁素体的增加，软化区的力学性能逐渐提高.

2.3 软化区C元素分布与分析

焊接过程中在焊接热循环作用下，接头热影响区被加热至回火温度以上的区域内会出现碳化物偏聚长大，这是形成硬度和强度低于母材的软化区出现的一个原因^[16]. 图5为调质态30CrMnSi的常规焊接接头软化区和加载了旋转冲击电压为150 ~ 190 V的接头软化区C元素面扫描的结果. 由图5a可以看出，常规焊接接头软化区的C元素出现局部聚集分布不均匀出现碳化物偏聚长大现象. 由图5b ~ 5f可知，经旋转冲击作用过的试样软化区C元素分布整体上更加均匀，随着加载的旋转冲击电压的增大，对应的作用区域内碳化物的弥散程度越高.

图 5 不同的旋转冲击电压下软化区碳元素面扫描结果

Figure 5. Scanning results of carbon surface in softening zone with rotational impulse voltage. (a) conventional welding; (b) 150 V; (c) 160 V; (d) 170 V; (e) 180 V; (f) 190 V

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经过随焊旋转冲击作用的接头软化区内的C元素的扩散将受到由随焊旋转冲击作用带来的应力和C元素浓度梯度的共同影响. 由菲克第一定律可知，非均匀体系中碳原子在单位时间内通过垂直扩散方向的单位面积的流量为

$$ J = - D\frac{{\partial C}}{{\partial x}}$$

(2)

式中：J为碳原子的流量；D为扩散系数；C为浓度.

如果在均匀体系中存在应力作用，由于应力所产生的碳原子流量为^[17]

$$ J = \frac{{DC}}{{kT}}F $$

(3)

式中：F为应力；k为玻尔兹曼常量；T为绝对温度.所以随焊旋转冲击处理后的软化区内碳原子扩散流量J为^[17]

$$ J = D\left( {\frac{{\partial C}}{{\partial x}} + \frac{{CF}}{{kT}}} \right) $$

(4)

随着随焊旋转冲击电压的增大，接头软化区受到的作用力也随之增大，导致碳原子的运动速度增大，碳原子的扩散流量增大，对应的作用区域内碳原子的弥散分布.

3. 结论

(1)常规焊件接头两侧热影响区均出现硬度低于母材的软化区，软化区平均硬度值为218.9 HV，比母材下降了33.4 HV，软化现象明显. 随焊旋转冲击作用的试样软化区平均硬度随着旋转冲击电压增大而增大，由旋转冲击电压150 V的274.2 HV增加至旋转冲击电压190 V的310.7 HV，旋转冲击强化效果较明显，接头热影响区软化现象得到改善，接头力学性能得到提升.

(2)随焊旋转冲击作用的软化区中，针状铁素体的含量相较于常规焊接接头软化区有明显增多. 随焊旋转冲击作用能够促进作用区域中的组织转变.

(3) C元素面扫描结果表明，在随焊旋转冲击作用下，有利于碳的迁移扩散、消除局部偏聚，从而抑制了作用区内碳化物局部聚集长大，使得作用的软化区内性能得到提升.

图 1 试样示意图(mm)

Figure 1. Schematic diagram of specimens. (a) pre-fatigue specimen；(b) SSRT specimen

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图 2 焊接接头的微观组织

Figure 2. Microstructure of welded joint. (a) base metal; (b) weld metal; (c) coarse-grain zone; (d) fine-grain zone; (e) welded joint

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图 3 焊接接头的显微硬度

Figure 3. Microhardness of welded joint

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图 4 不同疲劳周次下载荷与位移曲线

Figure 4. Load-displacement curves under different fatigue. (a) air; (b) 3.5% NaCl solution

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图 5 SSRT试样的断裂位置

Figure 5. Fracture location of SSRT specimens

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图 6 空气中0周次下SSRT的断口形貌

Figure 6. Fracture morphology of SSRT under 0 cycle in air.(a) fracture morphology; (b) enlarged morphology at 1; (c) enlarged morphology at 2

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图 9 3.5% NaCl溶液中0周次下SSRT的断口形貌

Figure 9. Fracture morphology of SSRT under 0 cycle in 3.5% NaCl solution.(a) enlarged morphology at 1；(b) enlarged morphology at 2；(c) enlarged morphology at 3

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图 8 空气中9 000周次下SSRT的断口形貌

Figure 8. Fracture morphology of SSRT under 9 000 cycles in air.(a) enlarged morphology at 1; (b) enlarged morphology at 2; (c) enlarged morphology at 3

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图 10 3.5% NaCl溶液中9 000周次下SSRT的断口形貌

Figure 10. Fracture morphology of SSRT under 9 000 cycles in 3.5% NaCl solution. (a) enlarged morphology at 1; (b) enlarged morphology at 2; (c) enlarged morphology at 3

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图 7 典型疲劳周次下SSRT的断口形貌

Figure 7. Fracture morphology of SSRT under typical fatigue cycles. (a) 9 000 cycles in air; (b) 0 cycle in 3.5% NaCl solution; (c) 9 000 cycles in 3.5% NaCl solution

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图 11 空气中0周次断裂位置附近的表面形貌

Figure 11. Surface topography near the typical fatiguefracture location of 0 cycle in air

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图 12 3.5%NaCl溶液中典型疲劳周次SSRT断裂位置附近表面形貌与裂纹形貌

Figure 12. Surface topography near the typical fatigue fracture location and crack morphology in 3.5% NaCl solution. (a) 0 cycle ；(b) amplifying at A of 0 cycle； (c) 9 000 cycles; (d) amplifying at B of 9 000 cycles； (e) crack morphology of 0 cycle； (f) crack morphology of 9 000 cycles

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表 1 25Cr2Ni2MoV钢焊接接头母材和焊缝的化学成分(质量分数，%)

Table 1 Chemical compositions of 25Cr2Ni2MoV welded joint base metal and weld

材料	C	Si	Mn	P	S	Cr	Ni	Mo	V
BM	0.23	0.10	0.18	0.005	0.005	2.33	2.21	0.75	0.1
WM	0.12	0.20	1.48	0.005	0.005	0.57	2.18	0.51	—

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表 2 SSRT试验参数与应力腐蚀开裂敏感性指标

Table 2 SSRT experimental parameters and stress corrosion cracking sensitivity indexes

疲劳寿命C(周次)	环境	屈服强度R_eL/MPa	强度极限R_TS/MPa	断后伸长率A(%)	断面收缩率Z(%)	敏感性参数(%)
疲劳寿命C(周次)	环境	屈服强度R_eL/MPa	强度极限R_TS/MPa	断后伸长率A(%)	断面收缩率Z(%)	I₁	I₂
0	空气	647	708	13.5	59.5	—	—
0	腐蚀	602	666	7.0	29.5	51.85	49.58
2 500	空气	710	738	15.0	66.0	—	—
2 500	腐蚀	665	724	5.5	12.0	36.67	18.18
5 000	空气	688	763	15.0	62.0	—	—
5 000	腐蚀	681	742	5.0	17.5	33.33	28.23
9 000	空气	705	759	14.5	64.5	—	—
9 000	腐蚀	679	726	4.5	12.5	31.03	19.38
15 000	空气	707	751	14.0	63.0	—	—
15 000	腐蚀	675	717	6.0	16.0	42.86	25.40

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表 3 典型周次裂纹形貌EDS元素分布(质量分数，%)

Table 3 Distribution of crack morphology EDS element under typical cycles

位置	O		Cl		Cr		Fe		Ni
位置	0周次	9 000周次	0周次	9 000周次	0周次	9 000周次	0周次	9 000周次	0周次	9 000周次
1	25.73	25.35	0.09	0.07	0.61	1.06	63.53	71.14	1.93	2.38
2	16.27	21.57	0.01	0.11	0.3	0.65	29.36	75.56	0.7	2.11
3	18.67	18.05	0.11	0.11	1.3	0.98	59.49	77.69	1.35	2.36
4	0	0.43	0	0.07	0.71	0.85	80.67	95.63	1.73	3.01

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施引文献(3)

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图(12) / 表(3)

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0. 序言
1. 试验方法
2. 结果与分析
2.1 维氏硬度结果与分析
2.2 组织与分析
2.3 软化区C元素分布与分析
3. 结论

疲劳损伤对核电汽轮机焊接转子接头应力腐蚀开裂敏感性的影响

作者简介: 黄毓晖，1983年出生，博士，副教授；主要从事核电材料在极端环境下的力学-化学行为研究；发表论文27篇；Email：yhhuang@ecust.edu.cn.

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