熱輸入及熱處理對12Cr2Mo1R鋼埋弧焊熔敷金屬組織和性能的影響

胡曉波， 馮偉， 徐鍇， 陳波， 張慶素

(1. 哈爾濱威爾焊接有限責(zé)任公司，黑龍江 哈爾濱150028；2. 哈爾濱焊接研究院有限公司，黑龍江 哈爾濱150028)

0 前言

12Cr2Mo1R鋼是目前高溫高壓臨氫條件下加氫反應(yīng)器等設(shè)備應(yīng)用最為廣泛和成熟的材料[1-3]。對它而言，回火脆性是重要考核指標(biāo)。影響回火脆性的因素有很多，國內(nèi)也在很早就展開了相關(guān)的研究，產(chǎn)生了很多理論[4-5]。對于12Cr2Mo1R鋼而言，影響回火脆性的主要因素包括焊接熱輸入及焊后熱處理等[6-9]。所以，研究熱輸入及熱處理對焊縫熔敷金屬組織和性能的影響具有重大意義。焊接熱輸入是指焊接時(shí)焊接能源輸入給單位長度焊縫上的熱量。它是焊接工藝的一個(gè)綜合參數(shù)。焊后熱處理主要由2個(gè)影響因素決定，分別為熱處理溫度T和熱處理時(shí)間t。為了綜合考慮熱處理的溫度和時(shí)間對材料組織性能的共同影響，可以用一個(gè)參數(shù)來表征。目前國際上最常用的是拉爾森-米勒(Larson-Miller)參數(shù)，即P參數(shù)[10]。國際上，可根據(jù)EN 10028-2: 2017《Flat products made of steels for pressure purposes — part 2: non-alloy and alloy steels with specified elevated temperature properties》計(jì)算12Cr2Mo1R鋼的回火參數(shù)P。

近些年，哈爾濱威爾焊接有限責(zé)任公司一直致力于12Cr2Mo1R鋼配套焊接材料的研發(fā)及市場應(yīng)用。目前，其產(chǎn)品已經(jīng)通過了行業(yè)鑒定評(píng)審會(huì)，其性能穩(wěn)定各項(xiàng)指標(biāo)均已經(jīng)達(dá)到了國內(nèi)產(chǎn)品的相關(guān)設(shè)計(jì)要求。這在一定程度上，打破了國外產(chǎn)品長期壟斷的局面，為實(shí)現(xiàn)加氫反應(yīng)器焊材國產(chǎn)化奠定了基礎(chǔ)。

文中對研制的12Cr2Mo1R鋼埋弧焊絲極材料進(jìn)行了試驗(yàn)，分析了焊接熱輸入及焊后熱處理對熔敷金屬組織和性能的影響，研究了熔敷金屬顯微組織的特征，為國產(chǎn)化焊接材料的應(yīng)用推薦合理的工藝窗口，并且提供一定的理論和實(shí)踐依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

文中的試驗(yàn)材料為哈焊所威爾公司研制的用于12Cr2Mo1R鋼埋弧焊配套焊接材料。試驗(yàn)用焊絲牌號(hào)為H10Cr2MoG，規(guī)格為φ4.0 mm，焊絲化學(xué)成分見表1。試驗(yàn)用焊劑牌號(hào)為SJ150，規(guī)格為0.25～1.7 mm。

表1 焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

1.2 試驗(yàn)方法

焊接試驗(yàn)方法，采用埋弧自動(dòng)焊多層多道進(jìn)行，焊接設(shè)備為交直流兩用電焊機(jī)(Miller Summit Arc 1250)。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 不同焊接熱輸入的試驗(yàn)結(jié)果及分析

選取了6種不同的焊接工藝參數(shù)進(jìn)行了試驗(yàn)，見表2。6組試驗(yàn)的結(jié)果均采用了相同的焊后熱處理(690 ℃×26 h)，結(jié)果見表3。預(yù)熱溫度均為150～250

℃，道間溫度控制在150～250 ℃。圖1是焊接熱輸入對拉伸性能的影響?？梢钥闯?，隨著焊接熱輸入的增加，熔敷金屬的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度呈逐漸下降趨勢，斷后伸長率略有增加。圖2是焊接熱輸入對沖擊吸收能量的影響。隨著熱輸入增加，沖擊吸收能量呈上升后下降的趨勢。當(dāng)焊接熱輸入在22 kJ/cm時(shí)，-18 ℃和-30 ℃沖擊吸收能量都達(dá)到150 J以上，達(dá)到最高值；最大熱輸入33.42 kJ/cm時(shí)，-18 ℃，-30 ℃和-40 ℃沖擊吸收能量都到了相對最低的值。

表2 焊接工藝參數(shù)

表3 不同熱輸入下熔敷金屬拉伸試驗(yàn)和沖擊試驗(yàn)結(jié)果

圖1 焊接熱輸入對拉伸性能的影響

圖2 焊接熱輸入對沖擊吸收能量的影響

對熔敷金屬進(jìn)行組織分析，如圖3和圖4所示，經(jīng)過焊后熱處理后，不同熱輸入下熔敷金屬組織類型并無明顯區(qū)別，均為回火貝氏體B，在熱輸入達(dá)到33.43 kJ/cm時(shí)，重?zé)釁^(qū)出現(xiàn)大的塊狀亮白色鐵素體。圖3中回火貝氏體主要為貝氏體鐵素體上彌散分布著碳化物等析出物，這種組織的強(qiáng)度和韌性均較好，主要是由于這種貝氏體組織比較細(xì)小，并且呈一定的夾角互相交錯(cuò)，裂紋在擴(kuò)展時(shí)，走過的路徑比較曲折，消耗的能量比較多，表現(xiàn)為裂紋擴(kuò)展功較大，因此其沖擊韌性值較高。隨著焊接熱輸入的增加，組織中開始出現(xiàn)較粗大的貝氏體鐵素體塊狀板條。圖4所示，當(dāng)焊接熱輸入達(dá)到33.43 kJ/cm時(shí)，重?zé)釁^(qū)更是出現(xiàn)明顯的先共析組織鐵素體，這種先共析組織在原奧氏體晶界上形核長大，并且逐漸成長為塊狀鐵素體，在裂紋擴(kuò)展時(shí)，不利于阻礙裂紋擴(kuò)展。

圖3 熔敷金屬金相組織(E=22.0 kJ/cm)

從圖3和圖4中不難看出，熱輸入對組織強(qiáng)韌性造成影響的根本原因是，隨著焊接熱輸入的加大，貝氏體板條開始變得粗大并逐漸成為塊狀，使得熔敷金屬的韌性下降。從式(1)形核率的表達(dá)式中，也可以驗(yàn)證這種影響。

(1)

式中：N為貝氏體形核率；C0為常數(shù)；ΔG*為臨界形核功；R為氣體常數(shù)；T為溫度。從式(1)中可以看出，隨著焊接熱輸入的增大，環(huán)境溫度上升，則形核率降低，從而引起貝氏體鐵素體長大，進(jìn)而造成了熔敷金屬韌性降低。

圖4 熔敷金屬金相組織(E=33.43 kJ/cm)

綜上所述，造成熔敷金屬強(qiáng)韌性有較大差異的根本原因就是其微觀組織形態(tài)的變化引起的，而不同熱輸入會(huì)引起微觀組織的這種變化。因此，不同的焊接熱輸入就造成了焊后熔敷金屬強(qiáng)度和韌性的巨大差異。試驗(yàn)用焊接材料的焊接工藝窗口較為寬泛，適合焊接熱輸入在20～28.29 kJ/cm的范圍內(nèi)焊接，可以獲得較好的強(qiáng)度和韌性。

2.2 不同焊后熱處理的試驗(yàn)結(jié)果及分析

國內(nèi)外相關(guān)資料表明，耐熱鋼通常采用的熱處理溫度為690 ℃。對熔敷金屬分別進(jìn)行690 ℃×1 h，690 ℃×8 h，690 ℃×26 h，690 ℃×32 h，690 ℃×48 h，690 ℃×70 h等6個(gè)熱處理制度的試驗(yàn)，將不同熱處理制度轉(zhuǎn)化為相應(yīng)的回火參數(shù)P，見表4。根據(jù)上文試驗(yàn)結(jié)果，6組試驗(yàn)選取焊接工藝參數(shù)時(shí)，全部采取最優(yōu)的焊接熱輸入22.00 kJ/cm。其熔敷金屬拉伸和沖擊試驗(yàn)結(jié)果見表5。根據(jù)表5的試驗(yàn)結(jié)果，作出P值與熔敷金屬強(qiáng)度的關(guān)系曲線如圖5所示，作出P值與熔敷金屬?zèng)_擊吸收能量的關(guān)系曲線如圖6所示?？芍S著P值的增加，熔敷金屬的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度幾乎呈直線下降，斷后伸長率則隨著P值的增加而增加。而隨著P值的增加，熔敷金屬的沖擊韌性先增后降。當(dāng)P值為20.62左右時(shí)，熔敷金屬?zèng)_擊韌性最佳；隨著P值的繼續(xù)增加，當(dāng)其超過20.71時(shí)，熔敷金屬的沖擊韌性開始呈現(xiàn)直線下降的趨勢。

表4 不同熱處理保溫時(shí)間對應(yīng)的回火參數(shù)

表5 不同回火參數(shù)下熔敷金屬拉伸和沖擊試驗(yàn)結(jié)果

圖5 P值與熔敷金屬強(qiáng)度關(guān)系曲線

圖6 P值與熔敷金屬?zèng)_擊吸收能量關(guān)系曲線

從表5和圖6中熔敷金屬的沖擊試驗(yàn)結(jié)果可以知道，在-18 ℃，-30 ℃和-40 ℃時(shí)，選取的回火參數(shù)不同，其沖擊試驗(yàn)結(jié)果有很大的差異。當(dāng)P不大于20.71時(shí)，沖擊試驗(yàn)結(jié)果差別不大，韌性基本保持穩(wěn)定；當(dāng)P大于20.71時(shí)，沖擊韌性開始呈現(xiàn)下降趨勢；當(dāng)P大于20.88時(shí)，熔敷金屬的低溫沖擊韌性開始呈現(xiàn)明顯的下降，與P小于20.71的作比較，其熔敷金屬的脆化非常明顯。

對熔敷金屬進(jìn)行組織分析。在光學(xué)金相顯微鏡下，不同回火參數(shù)下的熔敷金屬顯微組織如圖7和圖8所示。從圖上可以清楚看到，當(dāng)P不大于20.71時(shí)，熔敷金屬顯微組織沒有明顯區(qū)別，主要為回火貝氏體組織，晶粒呈針狀且大小相當(dāng)，第二相粒子彌散分布在基體上，因此這時(shí)候熔敷金屬的低溫沖擊韌性差異不大。沖擊試驗(yàn)時(shí)，裂紋要想穿越這種貝氏體組織，裂紋擴(kuò)展需要的能量很大，因此沖擊韌性較好。當(dāng)P達(dá)到20.88時(shí)，基體組織有轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體+碳化物組織的趨勢；當(dāng)P超過20.88時(shí)，有部分回火貝氏體組織開始轉(zhuǎn)變成為鐵素體+碳化物組織；當(dāng)P達(dá)到或超過21.04時(shí)，原來的回火貝氏體組織已經(jīng)全部轉(zhuǎn)化為鐵素體+碳化物組織，低溫沖擊韌性呈現(xiàn)顯著的降低。國內(nèi)有學(xué)者研究表明[11]，12Cr2Mo1R鋼在回火時(shí)析出物主要為高鉬高鉻碳化物，在P=19.18～20.30的區(qū)間內(nèi)，沖擊韌性最好，該試驗(yàn)結(jié)果與其研究結(jié)果基本保持一致。這種鐵素體+碳化物組織的出現(xiàn)造成了熔敷金屬強(qiáng)度和韌性不同程度的降低。

綜上所述，造成熔敷金屬強(qiáng)韌性有較大差異的根本原因就是其微觀組織形態(tài)的變化引起的，而不同熱處理會(huì)引起微觀組織的這種變化。因此，不同的熱處理就造成了焊后熔敷金屬強(qiáng)度和韌性的較大差異。該試驗(yàn)使用的焊接材料熔敷金屬適合的P值為19.26～20.71。當(dāng)P值為20.62左右時(shí)，熔敷金屬?zèng)_擊韌性最佳。

圖7 不同P值熔敷金屬顯微組織圖

圖8 P=20.71,20.88,21.04時(shí)熔敷金屬顯微組織圖

3 結(jié)論

(1)12Cr2Mo1R鋼焊接材料熔敷金屬組織主要為回火貝氏體組織。造成熔敷金屬強(qiáng)韌性有較大差異的根本原因就是其微觀組織形態(tài)發(fā)生變化引起的，而不同熱輸入及熱處理會(huì)引起微觀組織的這種變化。因此，不同熱輸入及熱處理下熔敷金屬微觀組織的變化是造成強(qiáng)韌性有較大差異的主要原因。

(2)隨著焊接熱輸入的增加，熔敷金屬的強(qiáng)度呈下降趨勢，而其沖擊韌性先升高后降低。熱輸入過大或者過小，熔敷金屬的韌性均下降。試驗(yàn)用焊接材料的焊接工藝窗口較為寬泛，適合焊接熱輸入在20～28.29 kJ/cm的范圍內(nèi)焊接，可以獲得較好的強(qiáng)度和韌性。當(dāng)熱輸入為22 kJ/cm時(shí)，熔敷金屬獲得最佳韌性。

(3)隨著P值的增加，熔敷金屬的強(qiáng)度呈現(xiàn)下降趨勢，而其沖擊韌性先升高后降低。試驗(yàn)用焊接材料的焊后熱處理P值為19.26～20.71，可以獲得較好的強(qiáng)度和韌性。當(dāng)P值為20.62時(shí)，熔敷金屬?zèng)_擊韌性最佳。