12Cr2Mo1VR鋼連續(xù)冷卻轉變曲線的試驗分析

吳艷陽,龍 杰,侯敬超,趙燕青,尹衛(wèi)江,李樣兵

(河鋼集團 舞鋼公司，河南舞鋼 462500)

0 引言

在加氫脫硫裝置、加氫裂化裝置中，為處理含氫高溫高壓工藝流體，反應器和設備的母材，主要采用2.25Cr-1Mo鋼[1]。加氫反應器長期在高溫高壓環(huán)境下工作，接觸介質為氫氣及硫化氫等腐蝕性物質，使用環(huán)境比較惡劣[2-3],而12Cr2Mo1R鋼由于具有較好的高溫強度、高溫抗氧化性能和高溫抗氫腐蝕等性能[4-5]，廣泛應用于石油、電力、化工等能源行業(yè)核心壓力容器設備[6-9]。隨著設備大型化、加工油品重質化的發(fā)展，操作溫度逐漸提高至454 ℃以上，因此石化設備用鋼逐漸選用升級換代的12Cr2Mo1VR材料，預計未來隨著石化行業(yè)的飛速發(fā)展，12Cr2Mo1VR鋼的使用量也將越來越大。12Cr2Mo1VR鋼板由于合金元素高，裂紋敏感性強，在生產(chǎn)過程中極易因表面裂紋問題而造成鋼板報廢。另外，12Cr2Mo1VR鋼板交付用戶后，一般需要卷制成型和焊接及焊后熱處理。焊后熱處理(PWHT) 是壓力容器在加工過程中或者加工完成之后的主要工序之一[10],其一方面用來提升焊接接頭的組織性能，軟化淬硬區(qū)，降低硬度、提高韌性以及蠕變極限；另一方面用來消除焊接應力，防止延遲裂紋的產(chǎn)生以及擴展，提高產(chǎn)品的壽命[11-12]，其對保證產(chǎn)品最終使用性能具有關鍵的作用。目前設計院所在設計該類材料時常常規(guī)定模焊溫度為705 ℃，由于壁厚及安全系數(shù)原因，設備制造廠往往根據(jù)設計院所的要求將該類鋼的最大模焊熱處理的保溫時間確定至32 h，長時模焊會惡化鋼板的力學性能。Jiang 等[13]研究了回火過程中2.25Cr-1Mo-0.25V鋼沖擊韌性的變化，回火初期組織結構中馬氏體(M)-奧氏體(A)混合組織和粒狀貝氏體(B)中細小針狀碳化釩(VC)沉淀是造成材料強度高、沖擊韌性低的主要原因;而熱處理參數(shù)選擇不足時，焊接接頭硬度很高，沖擊吸收能量很低，又無法滿足產(chǎn)品規(guī)范要求。為了保證后續(xù)設備的焊接性能，設備制造廠往往在采購12Cr2Mo1VR鋼板技術要求中附加了長時模焊的力學性能要求，因此增加了生產(chǎn)此類鋼板的難度。該類鋼板由于生產(chǎn)難度大，在過去也主要依賴進口。國內(nèi)某公司依據(jù)GB/T 713—2014《鍋爐和壓力容器用鋼板》中關于12Cr2Mo1VR,ASME SA542—2017《壓力容器用淬火加回火的鉻鉬和鉻鉬釩合金鋼板》及國內(nèi)外設計院的相關要求，進行12Cr2Mo1VR鋼的研制開發(fā)，實現(xiàn)了批量生產(chǎn)及應用。為了準確了解該12Cr2Mo1VR鋼板的在正火狀態(tài)下不同冷速的組織變化，為后續(xù)工業(yè)化批量生產(chǎn)提供參考，重點對該類鋼板進行取樣，分析不同冷速下試樣的組織變化及硬度的變化。

1 試驗材料及方法

以某厚度150 mm的12Cr2Mo1VR鋼板為研究對象，該鋼板成分及力學性能符合GB/T 713—2014標準中12Cr2Mo1VR及ASME SA542GrDCl4a標準中的相關要求，對鋼板1/2位置進行取樣并進行加工成相變點測量試樣，尺寸為?4 mm×10 mm，同時加工成分測量試樣經(jīng)QSN750型光電直讀光譜儀測量，化學成分見表1。

表1 12Cr2Mo1VR鋼的化學成分 %

試樣統(tǒng)一加熱到奧氏體化溫度930 ℃,保溫時間600 s ，升溫速率200 ℃/h，降溫采用不同的冷速(見表2)冷卻至室溫20 ℃，在冷卻過程中采用K型熱電偶進行實時溫度測試和記錄，將電偶鉚焊在試樣表面提取溫度-時間曲線。

2 試驗結果及分析

采用線膨脹法，繪制12Cr2Mo1VR鋼的連續(xù)冷卻轉變(CCT)曲線，試驗結果見圖1、表2。

圖1 12Cr2Mo1VR鋼CCT曲線

表2 不同冷速下的相變點試驗結果

表2中Ar3,Bs分別代表奧氏體、貝氏體的轉變開始溫度，Ar3f，Bf，Mf分別代表奧氏體、貝氏體、馬氏體的轉變結束溫度，在溫度-時間半對數(shù)坐標上描出相變點，并用光滑曲線將各物理意義相同的點連接起來,同時在該坐標上標出Ac1，Ac3，和Ms，Mf，即可獲得如圖1所示的CCT圖。

從圖1可以看出,12Cr2Mo1V鋼在設定的冷速下未發(fā)現(xiàn)珠光體(P)相變，但存在先共析鐵素體轉變區(qū)，在以不同速度的連續(xù)冷卻過程中，分別發(fā)生奧氏體(A)向鐵素體(F)的轉變、奧氏體向貝氏體(B)的轉變和奧氏體向馬氏體的轉變。當冷卻速度為13.3 ℃/h時，組織轉變?yōu)锳→F，隨著溫度的下降至Bs線時，發(fā)生A→B轉變，最終室溫下得到B+F+A的混合組織；當冷速增大至200 ℃/h后，組織中A全部轉變?yōu)镕和B，室溫下得到B+F的混合組織；隨著冷卻速度的增大，組織中B的比例不斷提高，當冷速增至2 400 ℃/h，主要發(fā)生A→B轉變，組織為B+極少量的F；當冷速增至4 800 ℃/h時，組織中F消失，只發(fā)生A→B轉變；繼續(xù)增大冷速至48 000 ℃/h，在發(fā)生A→B轉變的同時，隨著溫度的下降至Ms點時，發(fā)生A→M轉變，室溫下的組織為B+M；隨著冷速進一步增大，當增至72 000 ℃/h后，組織中B含量減少，M含量增多，但B和M形態(tài)和數(shù)量的變化不明顯。

將熱模擬后的試樣經(jīng)過金相砂紙打磨并拋光，用4%的硝酸酒精溶液腐蝕后的掃描組織如圖2所示。冷卻速度為13.3 ℃/h 時(見圖2(a))，室溫下的組織為鐵素體基體+少量的B+殘余A，同時在基體上還少量分布著合金碳化物顆粒；當冷速達到200 ℃/h，由圖2(b)可知鐵素體含量明顯減少，B含量增加，組織仍為F+B；當冷速增加至400，800 ℃/h 后，圖2(c)(d)組織中的B含量占據(jù)主導，數(shù)量多于F，此后隨著冷卻速度的進一步增加，F(xiàn)含量一直呈減少趨勢；鐵素體尺寸及數(shù)量均隨著冷速的增加而減小；當冷速增至1 920 ℃/h后組織中B含量進一步增高，F(xiàn)含量減少；當冷速增至2 400 ℃/h后，視場顯示基本為B組織，未發(fā)現(xiàn)F組織，B內(nèi)碳化物呈顆粒狀及短棒狀分布；進一步提高冷速至 48 000 ℃/h ，組織中開始出現(xiàn)塊狀M，視場內(nèi)顯示為B+少量M，B內(nèi)碳化物主要在鐵素體晶內(nèi)仍然呈顆粒狀及短棒狀分布，由于冷速較快，M晶粒內(nèi)部未發(fā)現(xiàn)有合金碳化物；當冷速增至72 000 ℃/h，組織仍為B+少量M，B數(shù)量有少量的減少但仍占據(jù)多數(shù)，M含量有升高趨勢，總體來看兩相的數(shù)量及形態(tài)變化并不明顯。

圖2 不同冷速下的12Cr2Mo1VR鋼掃描組織照片

為了研究不同冷卻速度對鋼的硬度影響，對不同冷卻速度的金相試樣在維氏硬度計上進行硬度檢測，試樣冷卻速度與試樣硬度之間的關系曲線如圖3所示，隨著冷卻速度的增加，試樣的硬度隨之升高，當冷卻速度處于相變臨界速度時，硬度變化明顯。硬度變化規(guī)律與不同冷卻速度下各相的種類和所占百分比有很好的對應關系，當冷卻速度≤13.3 ℃/h時，基體大部分組織為F+少量的B+少量A，硬度HV可控制在200以下;當冷卻速度在 200～2 400 ℃/h時，隨著冷卻速度的增加，組織中B含量增多且晶粒明顯細化，F(xiàn)含量減少直至在2 400～4 800 ℃/h之間消失，硬度HV可控制在217～394;當冷卻速度在 48 000～72 000 ℃/h時，組織為B+M組織，硬度HV變化不明顯，主要是因為針對12Cr2Mo1VR類鋼的試樣，當冷卻速度在48 000～72 000 ℃/h，B和M比例及形態(tài)未見明顯改變，因此HV硬度變化不明顯。

圖3 12Cr2Mo1VR試樣不同冷速下對應的硬度

考慮到鋼板實際生產(chǎn)過程中，厚度斷面上的冷卻速度存在變化，鋼板表面冷卻過程中與冷卻水直接進行接觸換熱，心部依靠與表面的溫度梯度通過傳導進行熱量傳輸，而心部依靠傳導的冷卻速度遠小于接觸換熱冷卻速度，且鋼板心部實際的冷速遠遠小于 72 000 ℃/h。同時由于鋼板的交貨狀態(tài)為正火(加速冷卻)+回火，鋼板經(jīng)正火(加速冷卻)后心部得到晶粒度較粗的粒狀貝氏體，隨后回火過程中，從鐵素體基體中析出合金碳化物，降低了鋼中固溶合金元素含量，雖然降低了固溶強化效果，但析出合金碳化物由于產(chǎn)生析出強化作用，抵消了一部分固溶強化強度損失量。同時，碳化物顆粒硬度大，與滑移位錯交互作用的強化機制為Orowan 機制[14]，其強化效果大致與析出相顆粒尺寸成反比，隨著碳化物顆粒平均尺寸的減小，析出強化作用增加，固溶強化和析出強化此消彼長，保證了鋼具備一定的硬度值，因此正火+回火供貨的12Cr2Mo1VR鋼板HV硬度雖然達不到400以上，但可控制在235以上。API RP934(第一版)對12Cr2Mo1VR特厚板基體組織提出嚴格要求，要求鋼板貝氏體組織比例至少≥90%[15],根據(jù)實際檢測交貨的12Cr2Mo1VR鋼板數(shù)據(jù)，當組織達到90%以上貝氏體組織時，12Cr2Mo1VR鋼板厚度斷面上實際交貨態(tài)HV硬度可控制在245～260區(qū)間范圍內(nèi)，基本可以保證鋼板后續(xù)成型及長時模焊后強度的需要。因此結合API RP934(第一版)對12Cr2Mo1VR特厚板基體組織的要求，結合本試驗的相關冷卻曲線，實際生產(chǎn)過程中通過淬火機高壓段、低壓段冷卻水量及水壓的精確控制，將鋼板厚度1/2處的正火冷速控制在2 400 ℃/h以上，配合后續(xù)回火工藝的適當調整，基本可以保證鋼板滿足加氫反應器用12Cr2Mo1VR鋼的組織和硬度要求。

3 結論

(1)文中的12Cr2Mo1VR鋼板的Ac3，Ac1和Bs分別為895,794,441 ℃。隨著冷卻速度在13.3～2 400 ℃/h范圍內(nèi)的增加，試樣組織從B+F+A轉變?yōu)锽+F；當冷速增大至48 000 ℃/h后，組織為B+M，進一步增大冷卻速度至72 000 ℃/h未造成M及B的數(shù)量及形態(tài)的明顯變化。

(2)冷卻速度對12Cr2Mo1VR鋼試樣的硬度的影響與對應的相變類型和比例大小有較強對應關系，隨著冷卻速度的增加，硬度先增大、后趨于平緩，隨后再增大、再平緩。

(3)實際生產(chǎn)12Cr2Mo1VR鋼板過程中，采用正火加速冷卻方式應保證鋼板厚度1/2處的冷卻速度控制在2 400 ℃/h以上，可保證組織中貝氏體含量滿足加氫反應器用12Cr2Mo1VR鋼的組織和硬度要求。