焊后熱處理溫度和次數(shù)對(duì)P91鋼組織及性能的影響

曾凡偉， 謝逍原， 張學(xué)星， 曾 輝， 高淼淼， 陳莉君

(1. 東方電氣集團(tuán)東方鍋爐股份有限公司， 四川自貢 643001；2. 中國大唐集團(tuán)科學(xué)技術(shù)研究院有限公司， 北京 100040)

P91鋼具有良好的高溫持久強(qiáng)度和抗氧化性，廣泛應(yīng)用于超(超)臨界火力發(fā)電機(jī)組的集箱、管道等[1-3]。近年來，部分火電廠發(fā)現(xiàn)其P91鋼材質(zhì)的集箱和管道硬度偏低，不滿足DL/T 438—2016 《火力發(fā)電廠金屬技術(shù)監(jiān)督規(guī)程》的要求。如果不是P91鋼管原材料本身硬度偏低，那么只能是焊后熱處理超溫(即過回火)或因返修進(jìn)行的多次焊后處理所致。針對(duì)焊后熱處理次數(shù)，文獻(xiàn)[4-5]主要研究了多次回火對(duì)P91鋼焊縫組織和性能的影響；對(duì)于過回火問題，文獻(xiàn)[6-9]闡述了回火溫度過高，會(huì)造成P91鋼母材組織異常、力學(xué)性能下降，其主要對(duì)過回火進(jìn)行了定性分析，未對(duì)超溫溫度與性能、組織之間的對(duì)應(yīng)關(guān)系進(jìn)行深入研究。因此，筆者開展了不同焊后熱處理溫度和次數(shù)對(duì)P91鋼組織及力學(xué)性能的影響研究，為焊后熱處理P91鋼評(píng)估和預(yù)判提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)樣品取自P91鋼管，多次焊后熱處理試樣規(guī)格為d=335.6 mm、δ=68 mm，不同溫度焊后熱處理試樣規(guī)格為d=736 mm、δ=90 mm，并在鋼管上取6塊大小相同的試驗(yàn)塊，具體見圖1。交貨態(tài)P91鋼管的熱處理狀態(tài)均為正火+回火(750～780 ℃)，顯微組織均為回火馬氏體。

圖1 熱處理試塊取樣示意圖

760 ℃多次焊后熱處理試驗(yàn)的試樣號(hào)記為D0～D5，D0為交貨態(tài)，D1～D5為經(jīng)過1～5次焊后熱處理的試樣。

不同溫度焊后熱處理試驗(yàn)的試樣號(hào)記為G0～G5，G0為交貨態(tài)，其余分別模擬正常溫度焊后熱處理(G1，760 ℃)、略超溫但還未到Ac1溫度的過回火熱處理(G2，790 ℃)、Ac1溫度的過回火熱處理(G3，820 ℃)、略超Ac1溫度的過回火熱處理(G4，850 ℃)、接近Ac3溫度的過回火熱處理(G5，880 ℃)。

760 ℃多次焊后熱處理和不同溫度焊后熱處理試驗(yàn)方案的保溫時(shí)間和冷卻方式相同，即每次焊后熱處理保溫時(shí)間均為5 h，300 ℃以上升溫和冷卻速度均不大于50 K/h，冷卻到300 ℃以下后出爐空冷。

交貨態(tài)試樣化學(xué)成分分析結(jié)果與標(biāo)準(zhǔn)對(duì)比見表1。

表1 化學(xué)成分檢測(cè)結(jié)果 %

1.2 試驗(yàn)方法

對(duì)焊后熱處理試塊按標(biāo)準(zhǔn)加工試樣，采用微機(jī)電子控制萬能試驗(yàn)機(jī)(拉伸試樣尺寸d=12.5 mm)、布洛維三用硬度計(jì)(硬度試樣檢測(cè)范圍為全厚度)和示波沖擊機(jī)(沖擊試樣10 mm×10 mm×55 mm)對(duì)其進(jìn)行力學(xué)性能試驗(yàn)；利用三氯化鐵鹽酸水溶液浸蝕，采用Nikon MA300型倒置光學(xué)顯微鏡(OM)和JSM-6610型掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)其微觀組織和形貌進(jìn)行觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織分析

2.1.1 760 ℃多次焊后熱處理后的顯微組織

D0～D5的OM和SEM掃描結(jié)果分別見圖2和圖3。

圖2 D0～D5的OM掃描結(jié)果

圖3 D0～D5的SEM掃描結(jié)果

P91鋼歷經(jīng)5次760 ℃焊后熱處理后，其顯微組織特征相似。回火板條馬氏體中析出的第二相彌散分布于板條界上，且尺寸比較細(xì)小，未出現(xiàn)聚集和長大等現(xiàn)象，這與文獻(xiàn)[4]中得出的4次重復(fù)760 ℃回火對(duì)P91鋼焊縫顯微組織影響不是很大的結(jié)論一致。P91鋼中含有大量的合金元素，在760 ℃焊后熱處理(可視為高溫回火)時(shí)，回火馬氏體板條并沒有發(fā)生再結(jié)晶，此結(jié)果與束國剛等[10]研究的結(jié)果一致。760 ℃焊后熱處理，隨著熱處理次數(shù)的增加(可視其為回火保溫時(shí)間的延長)，其顯微組織結(jié)構(gòu)沒有明顯變化，主要是由于顯微組織結(jié)構(gòu)變化需要一定驅(qū)動(dòng)力，760 ℃時(shí)原子在晶內(nèi)和晶界的遷移能量有限，不會(huì)在短時(shí)間內(nèi)出現(xiàn)顯微組織結(jié)構(gòu)的明顯變化。

隨著熱處理次數(shù)的增加，P91鋼顯微組織與交貨態(tài)相比，無明顯差異。晶內(nèi)和板條界上彌散分布細(xì)小的第二相，部分第二相顆粒略微有所增大，顆粒大小為0.1～0.3 μm，板條位向有所減弱，組織形態(tài)依舊是回火板條馬氏體，按DL/T 884—2004 《火電廠金相檢驗(yàn)與評(píng)定技術(shù)導(dǎo)則》進(jìn)行老化評(píng)級(jí)，經(jīng)5次回火后的老化級(jí)別僅為1.5級(jí)(屬于未老化和輕度老化之間)，而交貨態(tài)顯微組織老化級(jí)別也是1級(jí)(未老化)。顯微組織均滿足GB/T 5310—2017 《高壓鍋爐用無縫鋼管》、 DL/T 1161—2012 《超(超)臨界機(jī)組金屬材料及結(jié)構(gòu)部件檢驗(yàn)技術(shù)導(dǎo)則》和DL/T 438—2016的要求。

2.1.2 不同溫度焊后熱處理后的顯微組織

G0～G5的OM和SEM的掃描結(jié)果見圖4和圖5。

圖4 G0～G5的OM掃描結(jié)果

圖5 G0～G5的SEM掃描結(jié)果

P91鋼的Ac1溫度在800～830 ℃，Ac3溫度在890～940 ℃；但通常Ac1溫度和Ac3溫度會(huì)根據(jù)化學(xué)成分和加熱速率的變化有微小浮動(dòng)[11]。

790 ℃回火熱處理時(shí)，與760 ℃回火熱處理相比，由于溫度提高導(dǎo)致原子活動(dòng)能力增強(qiáng)，回火馬氏體板條分解速度加劇，馬氏體板條位向特征逐漸消失，以M23C6為主的碳化物在晶界、板條界和板條內(nèi)不斷析出，聚集長大，并部分呈卵球狀，組織部分老化分解為鐵素體加碳化物。

當(dāng)回火溫度達(dá)到820 ℃及更高時(shí)，局部區(qū)域發(fā)生重結(jié)晶，溫度越高發(fā)生重結(jié)晶的區(qū)域越多。室溫組織中的鐵素體加碳化物，有部分來自重結(jié)晶相變(A→F+C的相變)，由于相變產(chǎn)生的鐵素體與回火馬氏體老化分解所得鐵素體混在一起，很難區(qū)分。

當(dāng)回火溫度到850 ℃和880 ℃時(shí)，此時(shí)P91鋼將發(fā)生不完全退火。由于超過Ac1溫度但未達(dá)Ac3溫度，致使過熱度不大，相變驅(qū)動(dòng)力也不大，部分區(qū)域奧氏體無法形核發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變。在慢冷(≤50 K/h)過程中過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體+碳化物(即A→F+C的相變)，在300 ℃以下的空冷時(shí)，由于殘留下來的過冷奧氏體很少，自然新形成的馬氏體量也特別少，甚至可以忽略；而未發(fā)生相變的回火馬氏體的老化組織(鐵素體加碳化物)將繼續(xù)保留下來。故當(dāng)回火熱處理溫度到850 ℃和880 ℃時(shí)，最終得到的組織已為鐵素體+碳化物，未發(fā)現(xiàn)新生成的淬火馬氏體。

P91鋼交貨態(tài)的馬氏體板條位向特征明顯，碳化物顆粒細(xì)小(0.1～0.4 μm)，呈點(diǎn)狀、桿狀彌散分布于晶內(nèi)和晶界。正常溫度(760 ℃)處理后，顯微組織變化不明顯。當(dāng)溫度達(dá)到790 ℃(G2)和820 ℃(G3)時(shí)，馬氏體板條位向性開始減弱，碳化物聚集長大，部分碳化物呈卵球狀，組織中度老化。當(dāng)溫度達(dá)850 ℃(G4)和880 ℃(G5)時(shí)，組織呈完全老化狀態(tài)，碳化物呈卵球狀，較大顆粒直徑近1 μm。

謝航云等[12]提及P91鋼焊后過回火會(huì)導(dǎo)致馬氏體板條內(nèi)的多邊化亞晶明顯長大，板條粗化，M23C6碳化物向板條界和原奧氏體晶界聚集長大并呈卵球化。歷經(jīng)5次760 ℃焊后熱處理后所有顯微組織均無此特征，而790 ℃及以上溫度過回火時(shí)，組織呈完全老化狀態(tài)，碳化物呈卵球狀，較大顆粒直徑近1 μm，顯微組織特征與謝航云等[12]的研究結(jié)果基本一致。

P91鋼的強(qiáng)化機(jī)理為固溶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化。分布于原奧氏體晶界、板條界等位置的M23C6及板條內(nèi)部彌散分布的MX是主要強(qiáng)化相，特定條件下的Laves相也起強(qiáng)化作用。其弱化機(jī)理則與強(qiáng)化相反，弱化主要表現(xiàn)為馬氏體板條粗化，板條內(nèi)的多邊化亞晶明顯長大，位錯(cuò)數(shù)量減少，M23C6粗大且呈卵球化，并向板條界和原奧氏體晶界聚集，馬氏體板條位向特征弱化等[12-14]。

2.2 力學(xué)性能分析

2.2.1 760 ℃多次焊后熱處理后的力學(xué)性能

D0～D5的力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果見圖6。

圖6 D0～D5的力學(xué)性能

從多次760 ℃焊后熱處理試驗(yàn)結(jié)果看，隨著熱處理次數(shù)的增加，微觀上顯微組織的表現(xiàn)為馬氏體板條位向特征的輕微弱化，但組織形態(tài)未出現(xiàn)明顯老化，析出的碳化物無熟化特征；宏觀上力學(xué)性能的表現(xiàn)為屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和硬度的降低，但降幅較小，其組織和力學(xué)性能均滿足ASME SA-335M、GB/T 5310—2017和DL/T 438—2016要求。

2.2.2 不同溫度焊后熱處理的力學(xué)性能

不同溫度焊后熱處理后的力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果見圖7。與交貨態(tài)性能相比，760 ℃溫度下焊后熱處理，其力學(xué)性能基本沒有變化。當(dāng)回火熱處理溫度達(dá)到790 ℃及以上時(shí)，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和硬度下降明顯，均已略低于標(biāo)準(zhǔn)要求，不同熱處理溫度下的沖擊功波動(dòng)較小，滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。

圖7 G0～G5的力學(xué)性能

3 結(jié)語

(1) 與交貨態(tài)母材相比，歷經(jīng)5次760 ℃焊后熱處理后，P91鋼的顯微組織未明顯老化，仍為回火板條馬氏體，其強(qiáng)度和硬度有所下降，但幅度較小，滿足相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)要求。

(2) 在790 ℃及以上溫度焊后熱處理后，馬氏體分解，碳化物聚集長大并粗化，顯微組織的老化隨溫度的升高而加劇，其強(qiáng)度和硬度下降明顯，已不能滿足相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)要求。