12Cr1MoVG鋼焊接接頭粗晶區(qū)的再熱脆化行為

牛銳鋒，尚 亮，朱一喬，曹怡姍，譚永寧

（西安理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，西安 710048）

0 引 言

12Cr1MoVG鋼屬鉻鉬系低合金珠光體耐熱鋼，焊接性良好，在580℃以下具有良好的抗氧化性及耐蝕性。電站鍋爐的過(guò)熱器、再熱器、蒸汽管道等高溫部件常使用該鋼材，它也是我國(guó)汽輪機(jī)、燃汽輪機(jī)、石油化工等領(lǐng)域使用最廣泛的珠光體耐熱鋼之一[1-2]。但12Cr1MoVG鋼中主要合金元素均為碳化物形成元素，有析出強(qiáng)化作用[3]，使12Cr1MoVG鋼存在再熱脆化敏感性，也可能發(fā)生再熱裂紋。近年來(lái)國(guó)內(nèi)多家電廠(chǎng)的12Cr1MoVG鋼厚壁管件焊接接頭在焊后熱處理或短期高溫運(yùn)行后發(fā)生了開(kāi)裂泄氣事故，其原因大都與焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)產(chǎn)生再熱裂紋有關(guān)[4-6]。為預(yù)防事故發(fā)生，提高設(shè)備的使用壽命，國(guó)內(nèi)外對(duì)12Cr1MoVG鋼再熱脆化行為開(kāi)展了許多研究，但很多研究都是在特定焊接工況條件下進(jìn)行的，且多為接頭整體性能研究，而針對(duì)再熱脆化嚴(yán)重及裂紋產(chǎn)生較多的粗晶區(qū)的研究還少見(jiàn)報(bào)道。因此，作者通過(guò)熱模擬試驗(yàn)機(jī)得到12Cr1MoVG鋼焊接接頭粗晶區(qū)試樣，對(duì)粗晶區(qū)再熱脆化行為進(jìn)行了研究，分析了再熱脆化產(chǎn)生的原因，為進(jìn)一步優(yōu)化該鋼的焊接工藝提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用12Cr1MoVG鋼取自正火加回火處理的厚壁管，化學(xué)成分如表1所示，其原始態(tài)顯微組織為鐵素體+珠光體（見(jiàn)圖1）。把坯料加工成11 mm×11 mm×80 mm 的試樣，采用Gleeble-1500D型熱模擬試驗(yàn)機(jī)模擬焊接熱輸入為20 kJ·cm-1時(shí)熱影響區(qū)粗晶區(qū)的加熱和冷卻過(guò)程，熱模擬加熱峰值溫度定為1 300℃，高溫停留時(shí)間2 s，熱循環(huán)曲線(xiàn)及參數(shù)見(jiàn)圖2。其中，tm/8（從峰值溫度降至800℃所用時(shí)間）為9.5 s，t8/5（從800℃降至500℃所用時(shí)間）為19.03 s，t5/3（從500℃降至300℃所用時(shí)間）為175.62 s。

對(duì)得到的12Cr1MoVG鋼熱影響區(qū)粗晶區(qū)試樣，分別在550，590，630，670，710℃下進(jìn)行1 h的再熱處理，爐冷后依照GB/T 229—2007加工成標(biāo)準(zhǔn)夏比V型缺口沖擊試樣（尺寸為10 mm×10 mm×55 mm）進(jìn)行常溫沖擊試驗(yàn)，結(jié)果取三次測(cè)試的平均值，并采用JEM-5700F型掃描電鏡對(duì)斷口進(jìn)行觀(guān)察；在TUKON2100型顯微維氏硬度計(jì)上進(jìn)行硬度測(cè)試（載荷為0.98 N，保壓時(shí)間為10 s），結(jié)果取三次測(cè)試平均值；用Olympus GX71型光學(xué)顯微鏡及JEM-5700F型掃描電鏡對(duì)顯微組織進(jìn)行觀(guān)察，并用附帶的能譜儀（EDS）分析微區(qū)化學(xué)成分。

表1 12Cr1MoVG鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 The chemical composition of 12Cr1MoVG steel （mass） %

圖1 12Cr1MoVG鋼的原始顯微組織Fig.1 Original microstructure of 12Cr1MoVG steel

圖2 焊接接頭的模擬熱循環(huán)曲線(xiàn)Fig.2 Simulated thermal cycle curve of welded joint

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 沖擊吸收能及顯微硬度

試驗(yàn)得12Cr1MoVG鋼母材硬度為165 HV，沖擊吸收能為328.5 J，韌性?xún)?yōu)良。

從圖3可以看出，12Cr1MoVG鋼粗晶區(qū)試樣沖擊吸收能隨再熱溫度的提高先降低后升高，其硬度則表現(xiàn)為相反的趨勢(shì)；經(jīng)過(guò)630℃×1h再熱處理后，其沖擊吸收能達(dá)到最低值168 J，而硬度卻達(dá)到最高值336.3 HV，表現(xiàn)為再熱脆化；隨著再熱溫度的進(jìn)一步提高，經(jīng)710℃再熱處理后硬度下降，但仍高于母材的硬度，沖擊吸收能恢復(fù)到再熱處理前，性能得到改善。

圖3 粗晶區(qū)沖擊吸收能及顯微硬度與再熱溫度的關(guān)系Fig.3 Toughness and microhardness variation with reheat temperature

2.2 沖擊斷口形貌

經(jīng)不同溫度再熱處理后的沖擊試樣斷口具有不同的形態(tài)，圖略。550，590，670℃再熱處理的試樣，宏觀(guān)斷口較粗糙，且有大小不一的啟裂區(qū)；微觀(guān)上啟裂區(qū)為韌窩斷裂，擴(kuò)展區(qū)則以解理斷裂形式為主，但斷口上也能觀(guān)察到較多的準(zhǔn)解理及韌窩斷裂特征，說(shuō)明材料韌性較好。

從圖4可看出，630℃再熱處理的試樣斷口較平坦，有金屬光澤；微觀(guān)上啟裂區(qū)、裂紋擴(kuò)展區(qū)均主要表現(xiàn)為脆斷形貌，斷面上呈現(xiàn)河流花樣、解理臺(tái)階、舌狀花樣等解理斷裂特征，也有少部分撕裂棱等準(zhǔn)解理特征及沿晶斷裂形貌。斷口在整體上以解理斷裂為主，表明材料經(jīng)630℃再熱處理后發(fā)生再熱脆化，韌性顯著下降。

圖4 630℃再熱處理后粗晶區(qū)沖擊斷口的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of impact fracture of CGHAZ after reheat treatment at 630℃ :（a）overall fracture ;(b) fiber zone and(c) radioactive zone

2.3 顯微組織

從圖5可見(jiàn)，熱模擬時(shí)試驗(yàn)鋼加熱到1 300℃，奧氏體晶粒急劇長(zhǎng)大，在快速冷卻之后得到貝氏體+低碳馬氏體+碳化物，其中貝氏體主要為上貝氏體及粒狀貝氏體。經(jīng)550℃再熱處理后，粗晶區(qū)的馬氏體、貝氏體開(kāi)始分解，相鄰鐵素體條合并粗化；同時(shí)，鐵素體中的過(guò)飽和碳析出，與鉻、鉬、釩結(jié)合生成合金碳化物顆粒，并分布于鐵素體基體之上，這些碳化物首先在位錯(cuò)密度較高的區(qū)域形成，沿著原馬氏體、貝氏體板條位向及晶界析出長(zhǎng)大[7]。但由于此時(shí)回火溫度較低，碳化物析出量少，分布也不均勻，方向性不明顯。

經(jīng)過(guò)630℃再熱處理后，鐵素體條繼續(xù)合并粗化，但仍保持原板條位向特征；碳化物析出量增加，并具有一定方向性，沿著晶內(nèi)原板條位向及晶界析出，呈斷續(xù)鏈狀。由于碳化物顆粒或片較密集，碳化物之間的間距也較小，為裂紋擴(kuò)展提供了通道，降低了材料韌性。同時(shí)從圖中可觀(guān)察到，碳化物開(kāi)始在晶界及晶內(nèi)聚集長(zhǎng)大，在晶界處的大顆粒碳化物也會(huì)影響材料強(qiáng)度及韌性。

當(dāng)再熱溫度達(dá)到710℃時(shí)，生成回火索氏體+大顆粒碳化物，位錯(cuò)密度顯著降低，沖擊韌性得以改善。

圖5 不同溫度再熱前后粗晶區(qū)試樣的顯微組織Fig.5 Microstructure of CGHAZ before(a) and after reheat treatment at different temperatures(b－d)

2.4 分析與討論

通常認(rèn)為，焊后熱處理可以改善低合金鋼熱影響區(qū)的韌性。通過(guò)熱處理使粗晶區(qū)內(nèi)貝氏體、馬氏體分解，碳化物轉(zhuǎn)變及聚集球化，使鐵素體晶格畸變減小，大大消除殘余應(yīng)力[8-9]。若鋼中含有多種碳化物形成元素，經(jīng)焊后熱處理后大量碳化物析出，而材料性能會(huì)受到碳化物形態(tài)及偏聚位置的影響，大顆粒碳化物和沿晶界生長(zhǎng)的碳化物會(huì)降低材料韌性。

12Cr1MoVG鋼含鉻、鉬、釩等強(qiáng)碳化物形成元素，在焊后熱處理中易析出碳化物，影響材料性能。在熱模擬試驗(yàn)時(shí)，母材被加熱到1 300℃，晶粒嚴(yán)重粗化，在隨后快速冷卻過(guò)程中，碳原子擴(kuò)散受限，形成了貝氏體及馬氏體組織，如圖5（a）所示。在溫度550～710℃的再熱過(guò)程中，馬氏體、貝氏體分解，鐵素體條合并粗化；固溶于非平衡組織中的碳原子析出，可與鉻、鉬、釩結(jié)合生成M23C6、M7C3、M2C、MC等類(lèi)型的合金碳化物分布在原奧氏體晶界和原馬氏體、貝氏體板條界上[10-11]。當(dāng)這些碳化物剛在晶內(nèi)析出時(shí)，顆粒細(xì)小且彌散分布，將起到沉淀強(qiáng)化作用。但M2C及M7C3碳化物不穩(wěn)定，在高溫再熱時(shí)易溶解并向更穩(wěn)定的M23C6類(lèi)碳化物轉(zhuǎn)化[12]，并聚集長(zhǎng)大，降低強(qiáng)化作用。而富含釩的MC類(lèi)碳化物作為基體的主要強(qiáng)化相，結(jié)構(gòu)穩(wěn)定且不易聚集長(zhǎng)大，其沉淀強(qiáng)化作用可維持到0.7 TM（TM為熔點(diǎn)）[13]。

粗晶區(qū)試樣經(jīng)550℃再熱處理后，馬氏體、貝氏體開(kāi)始分解，碳化物析出，在晶界呈斷續(xù)薄片狀，在晶內(nèi)呈細(xì)小顆粒狀，細(xì)小的碳化物顆粒起第二相強(qiáng)化作用，如圖5（b）中所示。據(jù)文獻(xiàn)[10，14]，這些碳化物為M23C6、M7C3、M2C、MC類(lèi)型的碳化物。當(dāng)再熱溫度提高到630℃時(shí)，碳原子擴(kuò)散能力提高，偏聚在位錯(cuò)線(xiàn)附近的碳原子與碳化物形成元素結(jié)合，生成碳化物沿板條位向析出；而馬氏體板條間的富碳?xì)埩魥W氏體在600℃以上會(huì)發(fā)生分解，析出第二相，連續(xù)分布時(shí)會(huì)導(dǎo)致材料韌性急劇降低[15-16]。從圖6可見(jiàn)，碳化物顆粒或片在晶內(nèi)析出呈斷續(xù)鏈狀，密集且間距小，具有一定方向性，一旦發(fā)生開(kāi)裂，裂紋更易在這些區(qū)域連通擴(kuò)展，形成穿晶斷裂。由圖7能譜分析可知，其中的大顆粒碳化物為鉻的碳化物，說(shuō)明不穩(wěn)定碳化物已開(kāi)始聚集長(zhǎng)大并向鉻的M23C6型碳化物轉(zhuǎn)變，而這種粗大的碳化物在晶界附近出現(xiàn)會(huì)弱化晶界，使開(kāi)裂變得更容易。從斷口形貌中可見(jiàn)，經(jīng)630℃再熱的斷口整體呈脆斷形貌，主要表現(xiàn)為解理斷裂，說(shuō)明敏感溫度下的再熱處理降低了材料韌性。當(dāng)再熱溫度升高到710℃，如圖5（d）所示，馬氏體、貝氏體板條特征已不明顯，板條合并轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀、等軸狀鐵素體，位錯(cuò)密度顯著降低，塑、韌性得到改善；同時(shí)在晶內(nèi)板條間及晶界處偏聚生長(zhǎng)的碳化物大多在晶內(nèi)聚集長(zhǎng)大，轉(zhuǎn)變?yōu)榇只腗23C6類(lèi)碳化物，降低了碳化物沉淀強(qiáng)化作用。但由于釩的MC類(lèi)細(xì)粒碳化物在較高溫度下不易分解和轉(zhuǎn)化，其強(qiáng)化作用使材料硬度仍可維持在較高水平[17]。

圖6 630℃再熱處理粗晶區(qū)SEM形貌Fig.6 SEM morphology of CGHAZ at 630℃

圖7 大顆粒碳化物相的SEM形貌及其EDS譜Fig.7 SEM morphology(a) and EDS spectrum(b) of large granular carbide phases

3 結(jié) 論

（1）對(duì)12Cr1MoVG鋼模擬焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)試樣在550～710℃進(jìn)行再熱處理，隨再熱溫度升高，沖擊吸收能先降低后升高，硬度變化則相反，經(jīng)630℃再熱處理后，試樣沖擊吸收能最小，硬度最大。

（2）12Cr1MoVG鋼模擬焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)顯微組織為貝氏體+馬氏體+碳化物，經(jīng)再熱處理后，隨著再熱溫度升高，馬氏體、貝氏體分解，鐵素體條合并，碳化物析出量增大并聚集長(zhǎng)大。

（3）在630℃經(jīng)1 h再熱處理后的沖擊試樣斷口表現(xiàn)為脆性斷裂特征，表明在此再熱條件下12 Cr1MoVG鋼發(fā)生了再熱脆化。

（4）12 Cr1MoVG鋼脆化的主要原因在于晶內(nèi)碳化物的方向性析出，為裂紋擴(kuò)展提供了通道；同時(shí)在粗晶區(qū)晶界處出現(xiàn)大顆粒碳化物，導(dǎo)致晶界弱化，使材料韌性下降。

[1]于啟湛，史春元.耐熱金屬的焊接[M].北京∶機(jī)械工業(yè)出版社，2009：112-115.

[2]陳忠兵，趙彥芬，趙建倉(cāng)，等.厚壁12Cr1MoVG鋼焊接接頭裂紋分析及其控制[J].中國(guó)電機(jī)工程學(xué)報(bào)，2012，32(35)：137-143.

[3]姚欽.HQ-80鋼再熱裂紋機(jī)理[J].焊接學(xué)報(bào)，2004，25(6)：77-81.

[4]任曉，王傳標(biāo).壓力容器用低合金鋼焊接接頭再熱裂紋的研究進(jìn)展[J].機(jī)械工程材料，2012，36(5)：5-8.

[5]代小號(hào)，馮硯廳.某電廠(chǎng)再熱器出口聯(lián)箱管接頭連續(xù)開(kāi)裂原因分析[J].熱加工工藝，2012，41(12)：222-223.

[6]姜運(yùn)建，馮硯廳，鄭相鋒，等.300MW電站鍋爐高溫聯(lián)箱裂紋原因分析[J].熱加工工藝，2012，41(1)：168-169.

[7]李立英，王勇，韓濤，等.焊后熱處理對(duì)ASTM 4130鋼焊接粗晶區(qū)韌性的影響[J].壓力容器，2011，28(2)：16-21.

[8]周志良，劉書(shū)華.焊后熱處理對(duì)DQTHT80鋼熱影響區(qū)斷裂韌性的影響[J].焊接學(xué)報(bào)，1998，19(1)：37-40.

[9]白世武，李午申，邸新杰，等.07MnNiCrMoVDR鋼焊接粗晶熱影響區(qū)的韌化機(jī)理[J].焊接學(xué)報(bào)，2008，29（3）：25-28.

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

[11]AUZOUX Q，ALLAIS L，CA?S C，et al.Effect of prestrain on creep of three AISI 316 austenitic stainless steels in relation to reheat cracking of weld-affected zones[J].Journal of Nuclear Materials，2010，400(2)：127-137.

[12]楊峰，于慶波.12CrlMoV鋼高溫運(yùn)行過(guò)程中組織和性能的研究[J].熱加工工藝，2009，38(20)：28-30.

[13]杜則裕.焊接科學(xué)基礎(chǔ)[M].北京：機(jī)械工業(yè)出版社，2012：267-280.

[14]MOON H K，LEE K B，KWON H.Influences of Co addition and austenitizing temperature on secondary hardening and impact fracture behavior in P/M high speed steels of W-Mo-Cr-V(-Co) system[J].Materials Science and Engineering：A，2008，474(1/2)：328-334.

[15]MENG Yi，SUGIYAMA S，YANAGIMOTO J.Effects of heat treatment on microstructure and mechanical properties of Cr-V-Mo steel processed by recrystallization and partial melting method[J].Journal of Materials Processing Technology，2014，214(1)：87-96.

[16]楊鋼，劉新權(quán)，楊沐鑫，等，1Cr12Ni3Mo2VN( M152) 耐熱鋼的脆化機(jī)制[J].特鋼技術(shù)，2009，15(4)：14-24.

[17]胥永剛，李寧，蔡光軍，等.鉻、鈮和釩對(duì)9Cr-1Mo鋼焊縫回火組織性能的影響[J].焊接學(xué)報(bào)，2002，23（5）：49-52.