12Cr2Mo1R鋼帶極堆焊鎳基276的工藝性能

呂秀乾, 齊麗璟, 張瑞萍, 姚佳人, 林莎莎

(1.青島蘭石重型機械設備有限公司，青島 266426；2.上海材料研究所，上海 200437)

近年來，石化及煤化行業的發展逐漸趨于大型化、重型化，因帶極堆焊技術具有堆焊焊道平整光滑、熔深淺且均勻、稀釋率低、熔敷速率高等優點，而被廣泛應用于壓力容器的制造中。PTA(精對苯二甲酸)加氫反應器的工作介質通常具有很強的腐蝕性，因此要求在鋼板上帶極堆焊鎳基合金，以滿足設備的使用要求。從PTA加氫反應器腐蝕介質的溫度、腐蝕特性、抗裂因素以及成本設計等方面考慮，帶極堆焊鎳基合金通常選用鎳基276(NiCrMo-4鋼)[1-4]。

目前對帶極堆焊鎳基276的研究較少，筆者對不同熱處理工藝及不同堆焊工藝下，鎳基276的化學成分、腐蝕速率、力學性能、顯微組織進行分析，研究了鎳基276的最佳熱處理工藝及堆焊工藝，為設備的制造工藝提供了參考依據。

1 試驗方案

1.1 堆焊工藝方案

在12Cr2Mo1R鋼板上采用埋弧焊+電渣帶極堆焊的方法堆焊鎳基276，堆焊試樣的尺寸(長×寬×高)為400 mm×300 mm×50 mm。鎳基276的化學成分與基材12Cr2Mo1R鋼相差較大，直接在基材上堆焊鎳基合金會造成堆焊層的化學成分嚴重稀釋，且鎳基合金的線膨脹系數較大，直接堆焊容易產生較大的焊接應力，使接合面上形成裂紋，嚴重時甚至會形成堆焊層剝離，因此需在基材和鎳基合金之間先堆焊一層或兩層作為過渡。選擇鎳基276表層，309L鋼為過渡的第一層(過渡層)，具體堆焊工藝方案如表1所示。

表1 帶極堆焊工藝方案

1.2 熱處理工藝方案

根據PTA加氫反應器的制造要求，12Cr2Mo1R鋼板在焊后需要模擬最小程度(MinPWHT)和最大程度(MaxPWHT)的焊后熱處理，以消除焊接應力。模擬焊后熱處理工藝參數為(690±14)℃，8 h(MinPWHT)和(690±14)℃，32 h(MaxPWHT)。具體熱處理工藝方案如表2所示。

表2 熱處理工藝方案

1.3 試樣制備

將3種堆焊工藝方案和兩種熱處理工藝方案組合制備4組試樣，分別編號為1A，2A，2B，3B。

2 理化檢驗及結果分析

2.1 化學成分分析

在4組試樣距堆焊層表面約3 mm處分別取樣，進行堆焊表層的化學成分分析，結果如表3所示。

表3 4組試樣堆焊表層的化學成分分析結果 %

2.2 晶間腐蝕性能測試

在4組試樣距堆焊層表面約3 mm處分別取樣，依據ASTM G28—2015《鍛制高鎳鉻軸承合金晶間腐蝕敏感性檢測的標準試驗方法》中的A法對試樣進行晶間腐蝕試驗，結果如表4所示。從表4可知：當堆焊工藝相同，熱處理狀態分別為MaxPWHT，MinPWHT時，焊態對應的腐蝕速率依次遞減，因為鎳基276在650～1 090 ℃時對晶間腐蝕特別敏感，對于焊接試樣，尤其是堆焊試樣，敏化時間越長，腐蝕速率就越高；組合方案2A和組合方案1A相比，多堆焊了中間層(鎳基276)，在MaxPWHT狀態下，腐蝕速率由64.87 mm/a變為33.72 mm/a，表明在過渡層與表層中間多堆焊一層中間層，有利于腐蝕速率的降低；組合方案2B與組合方案2A相比，都堆焊了過渡層、中間層和表層，但熱處理工藝不同，組合方案2A試樣的腐蝕速率為33.72 mm/a，組合方案2B試樣的腐蝕速率為19.42 mm/a；組合方案3B與組合方案2B相比，都堆焊了過渡層、中間層和表層，且熱處理工藝一致，只是中間層的材料由鎳基276換成NiCrMo-3鋼，腐蝕速率由19.42 mm/a降至4.48 mm/a。從上述結果可以看出，組合方案3B的堆焊工藝和熱處理工藝最佳。

表4 4組試樣晶間腐蝕性能的測試結果

2.3 晶間腐蝕性能差異分析

“貧鉻理論”是被普遍認可的解釋晶間腐蝕的主要理論。當金屬的碳含量(質量分數，下同)大于0.02%時，C元素與Cr元素能形成碳化物Cr23C6，這些碳化物以固溶態溶于奧氏體中，此時Cr元素均勻分布在合金中，使合金各部分的Cr元素含量均在鈍化所需的12%以上。這種過飽和固溶體是不穩定的，當合金加熱到敏化溫度范圍內時，碳化物就會沿晶界析出，Cr元素便從晶粒邊界的固溶體中分離出來，因Cr元素的擴散速率較慢，晶粒內部的Cr元素來不及向晶界擴散，故造成了晶粒邊界“貧鉻區”。當有腐蝕介質存在時，該區域將產生明顯的腐蝕現象。

在敏化溫度范圍內，鎳基276不僅會析出M6C，M2C，M23C6等碳化物，而且有可能產生金屬間化合物μ相(Co2Mo6型)，使材料的抗晶間腐蝕性能進一步下降。Cr元素和Mo元素含量高對合金的耐腐蝕性有利，但Mo元素的作用不如Cr元素明顯。Ni元素的主要作用是保持高鉻高鉬合金的穩定性，使之獲得單一的奧氏體組織結構。堆焊試樣的焊接時間較長，稀釋率較大，基層母材會造成堆焊層的Fe元素含量增加，而較高含量的Fe元素會降低其他合金元素的含量(比如Ni元素)，進而降低合金的穩定性，使材料的抗晶間腐蝕性能下降[5-7]。在所有的工藝方案中，組合方案3B中Cr，Ni元素含量最高，Mo元素含量也比較高，Fe元素含量最低，所以它的抗晶間腐蝕性能最好。

2.4 力學性能測試

為進一步驗證組合方案3B試樣的工藝性能，分別對其進行彎曲測試和維氏硬度測試，結果如表5，6所示。

表5 組合方案3B試樣的彎曲測試結果

2.5 金相檢驗

在組合方案3B試樣垂直焊道的截面處取樣，并對其進行金相檢驗，結果如圖1所示。由圖1可知：試樣表層和中間層的組織均為γ固溶體+析出物，呈枝晶特征，晶內和晶界處均可見析出物，中間層的析出物比表層多，這可能與過渡層和基層元素的遷移有關；過渡層為γ奧氏體+δ鐵素體組織，呈典型的樹枝晶特征；基層為貝氏體組織，熔合線附近存在不連續的黑色馬氏體帶，符合堆焊熔合區特性[8]。表明試樣的顯微組織正常，未見微觀裂紋和其他微觀缺陷。

表6 組合方案3B試樣的硬度測試結果 HV

圖1 組合方案3B試樣的顯微組織形貌

3 結論

(1)敏化時間對鎳基276帶極堆焊材料的抗晶間腐蝕性能影響較大，敏化時間越長，腐蝕速率越高。

(2)在12Cr2Mo1R鋼板上堆焊鎳基276時，堆焊過渡層和中間層有利于降低表層材料的腐蝕速率，另外堆焊過程中熱處理工藝也對材料的腐蝕性能產生較大影響。

(3)先堆焊309L鋼(過渡層)/NiCrMo-3鋼(中間層)，然后進行(690±14)℃，32 h的模擬焊后熱處理，最后再堆焊表層鎳基276，能獲得較低腐蝕速率、較好力學性能和顯微組織的試樣。