焊后熱處理工藝對壓力容器用鋼板組織性能的影響

趙英杰，王月香，王建軍，麻 衡，曹 陽

（山東鋼鐵股份有限公司萊蕪分公司，山東 濟南271104）

1 前 言

隨著石化工業(yè)飛速發(fā)展，鋼制壓力容器被廣泛應用于化工、石化等行業(yè)，并向著大型化、復雜化、專用化、高參數(shù)、嚴工況發(fā)展，其所用材料亦日趨高強化和壁厚化［1-5］。作為焊接成型設備，由于焊接工藝短時間內局部驟熱驟冷的特點，導致焊接結構中存在較大殘余應力乃至產生變形，嚴重影響鋼制壓力容器在使用過程中的安全與穩(wěn)定，尤其結構復雜的大型壓力容器。焊后熱處理（Post Welding Heat Treatment，PWHT）是焊制壓力容器制造安裝過程中最后階段的關鍵工藝。通過合理的焊后熱處理，一方面改善焊接接頭組織，達到降低硬度、提高塑性和韌性的目的，進而防止焊縫裂紋產生；另一方面消除整體結構組裝與焊接時產生的殘余應力，穩(wěn)定設備幾何尺寸，提高其安全裕度與使用壽命［6-8］。

焊后熱處理工藝直接影響到壓力容器的整體內在質量，亦對焊接鋼板組織性能產生影響。故保證焊接鋼板基體在經歷多次焊后熱處理的熱循環(huán)后，其綜合力學性能依然滿足工程需求，系保障壓力容器整體質量的必要要求。本文根據(jù)某大型儲罐工程建設焊后熱處理工藝實際，通過實驗室模擬的方式，系統(tǒng)分析了PWHT工藝對壓力容器用鋼板組織性能的影響規(guī)律，揭示材料組織-性能-PWHT工藝之間的關系，為PWHT要求壓力容器鋼板的研發(fā)積累經驗和數(shù)據(jù)，同時為用戶焊后熱處理工藝制定，提供材料方面的參考。

2 實驗材料及方法

實驗所用鋼板材料為工業(yè)生產的25 mm 厚度規(guī)格正火態(tài)345 MPa壓力容器用鋼板，其化學成分如表1所示。其組織呈片層間距30～80 nm珠光體+鐵素體復相組織，如圖1所示。

表1 實驗樣品化學成分（質量分數(shù)） %

圖1 正火態(tài)試驗鋼厚向顯微組織

根據(jù)某大型儲罐工程建設焊后熱處理工藝實際，25 mm 厚度規(guī)格試驗鋼板鋸切為9 塊尺寸為250 mm×600 mm 的全厚度試樣，其長度方向對應原鋼板的寬度方向。將試樣放入小型工業(yè)熱處理爐中，分別加熱到550、600 ℃并進行1、2、3、6 h 的保溫，隨后冷卻至室溫。其中：升溫期間，溫度達到300 ℃以前不控制其升溫速度，達300 ℃后升溫速度按低于160 ℃/h控制；降溫期間，溫度高于300 ℃時降溫速度控制在210 ℃/h 以下，降至300 ℃以下打開爐門自然冷卻。

試樣經PWHT實驗并切除適量邊部后，按照相應標準進行室溫拉伸實驗和夏比沖擊試樣加工與檢測。利用光學顯微鏡（OM）+掃描電鏡（SEM）+透射電鏡（TEM）相結合的組織檢測分析技術并附以能譜分析，觀察不同PWHT工藝條件下實驗樣品的微觀形貌，探討加熱溫度和保溫時間對其組織性能的影響。采用HVS-1000型顯微硬度計對實驗樣品的橫截面進行顯微硬度測試，所載荷為24.5 N，加載時間為15 s，每隔1 mm取點測試。

采用線切割機截取金相試樣，用金相砂紙磨制；隨后在拋光機上先后進行普通拋光液粗拋與金剛石拋光膏精拋，直至拋光成鏡面；用4%硝酸酒精溶液進行腐蝕，至拋光鏡面變?yōu)榛疑螅们逅疀_刷，之后用無水酒精擦拭并吹干，進行OM、SEM 分析。TEM 試樣需切成約0.3 mm 厚的均勻薄片，金剛砂紙機械研磨到約100 μm厚。利用磨坑儀在圓片中央部位磨成一個50～70 μm 深度凹坑，以減少后序離子減薄過程時間，將已凹坑的Ф3 mm圓片放入離子減薄儀中進行減薄，制樣完畢后進行析出物成分和尺寸及亞結構分析。

圖2 不同PWHT工藝條件下試驗鋼力學性能

3 實驗結果分析及討論

對不同PWHT 工藝條件下試驗鋼進行了室溫拉伸試驗、系列夏比沖擊試驗及厚向硬度檢測，并結合其內部微觀組織檢測結果，分析了焊后熱處理工藝對壓力容器用鋼板組織、性能的影響規(guī)律。

3.1 PWHT工藝對試驗鋼力學性能的影響

圖2 為不同PWHT 工藝條件下試驗鋼室溫拉伸試驗和系列夏比沖擊試驗檢測，可看出：在實驗所涉熱處理溫度與保溫時間范圍內，PWHT實驗后試驗鋼的屈服強度和抗拉強度均有不同程度降低，且隨著熱處理溫度的升高和保溫時間的延長，降低幅度增大，最大降低幅度分別為39、37 MPa；同時0 ℃與-20 ℃夏比沖擊功在試驗范圍內未發(fā)現(xiàn)明顯變化，但-40 ℃與-50 ℃沖擊功在保溫時間大于3 h后有明顯減低，最大降低幅度達25 J。

3.2 PWHT工藝對試驗鋼顯微組織的影響

345 MPa級別正火態(tài)試驗鋼內部組織為典型的鐵素體+珠光體復相組織，其中珠光體為典型片層結構。經不同模擬PWHT試驗后，試樣內部組織類型和晶粒度未發(fā)生明顯變化，主要變化體現(xiàn)在珠光體中滲碳體片層的球化、鐵素體中亞結構的形成與第二相的彌散析出。

圖3為正火態(tài)試驗鋼在PWHT實驗在550 ℃不同保溫時間下珠光體滲碳體片層球化進程情況，可看出：正火態(tài)試驗鋼其內部組織珠光體中滲碳體為典型片層結構；隨著550 ℃焊后熱處理實驗的進行，滲碳體片層連續(xù)性被逐步打破，隨著保溫時間的延長逐步轉變?yōu)閿嗬m(xù)的短棒狀，并逐趨球狀。圖中3b保溫1 h的滲碳體片層已轉變?yōu)槎贪魻睿廊怀势瑢优帕?；隨著時間的推移，短棒狀滲碳體的長寬比逐漸減?。▓D3e），最終將呈球狀分布。

圖3 正火態(tài)試驗鋼與550 ℃PWHT不同保溫時間下珠光體滲碳體片層球化進程

實驗中，片狀滲碳體的球化過程是一個依靠表面能差值驅動的表面能降低熱力學自發(fā)過程。任何表面都有自發(fā)降低其自身表面能的傾向，在體積恒定前提下，以球體表面能為最小。緣于室溫下晶格中的原子擴散能力不夠，正火態(tài)試驗鋼中片狀滲碳體以亞穩(wěn)態(tài)存在，當加熱到較高的焊后熱處理溫度時，晶格上原子的振動頻率與振幅加大并足以擺脫晶格勢壘的約束進行擴散，發(fā)生球化所需的滲碳體相晶格原子的溶解和重構。球化保溫時，滲碳體首先開始局部溶解，片狀滲碳體斷開為若干斷續(xù)短棒狀滲碳體；在隨后的冷卻過程中，由于殘余未溶滲碳體表面曲率不同，保溫階段擴散溶解的碳原子趨向于在曲率小的部位沉積，即傾向于球體方式長大，最終形成以殘余滲碳體質點為核心的球狀或類球狀滲碳體，或擴散至晶界或位錯等缺陷位置呈點狀析出，同時鐵素體晶粒內部亦發(fā)現(xiàn)有小尺寸滲碳體顆粒析出，但數(shù)量少，這是碳原子向鐵素體內部擴散速度慢且距離長的緣故；隨著保溫時間的進一步延長，上述球狀滲碳體將進一步聚集長大。同時，熱處理溫度的升高可明顯促進碳原子的遷移過程，有利于球化進程。如圖4焊后熱處理600 ℃+6 h條件下試驗鋼試樣，其組織中的滲碳體球化程度較550 ℃焊后熱處理更高，尤其在晶界、位錯等缺陷處，原子擴散速度快，碳原子從滲碳體片脫離后可以沿著晶界、位錯快速擴散并析出。鐵素體晶界處出現(xiàn)大量沿晶界連續(xù)鏈狀分布滲碳體且更顯聚集粗化。滲碳體的球化增強了鐵素體的連續(xù)性，有利于試驗鋼塑性提高，但長時間高溫熱處理所帶來的滲碳體在晶界處的聚集，則弱化了晶界，于塑性不利。

焊后熱處理試樣內部組織中鐵素體組織的微觀變化通過TEM進行了檢測分析，如圖5所示。發(fā)現(xiàn)：一方面，焊后熱處理的高溫條件下位錯可獲得足夠的能量，通過擴散攀移垂直排列形成亞晶界，多邊化亞晶粒，如圖5a、5b所示。模擬焊后熱處理之初，由于回復機制纏結位錯構成胞狀亞結構的邊界，胞內的位錯向胞壁滑移并異號抵消，位錯密度有所下降，胞壁中的位錯在熱處理實驗的推進中逐漸形成低能態(tài)的位錯網絡，胞壁變得比較明晰而成為亞晶界；隨著保溫時間進一步延長，所形成的亞晶粒通過晶界遷移而逐漸長大，亞晶粒內的位錯密度則進一步下降，位錯彈性畸變能降低。故熱處理后，試驗鋼的位錯強化效果減弱，但組織中亞晶界的產生在一定程度上挽回了強度損失并有利于沖擊韌性改善。另一方面，結合TEM 物相分析，發(fā)現(xiàn)在鐵素體晶界及晶內存在第二相Nb、Ti 微合金元素化合物的析出（如圖5c、5d所示），并有一定析出物彌散地分布在位錯線上，發(fā)揮有效釘扎作用，有利于強度的保持。在第二相析出物中，近似方形的大尺寸富Ti碳氮化物分布較為隨機，數(shù)量較少；近似球形的小尺寸鈮鈦碳化物分布較為彌散，數(shù)量較多；且隨著熱處理保溫時間的增加，大尺寸析出物數(shù)量基本不變，細小析出物數(shù)量明顯增多。TiN或Ti（C，N）在鐵基體中的固溶度積非常小且具有優(yōu)異高溫穩(wěn)定性。本文所觀察到的大尺寸富Ti 碳氮化物應存在于實驗前的正火態(tài)試樣組織中并在整個模擬焊后熱處理實驗中保持穩(wěn)定；而新增的小尺寸鈮鈦碳化物則是從正火熱處理后的過飽和鐵素體中析出得到的，從而使（Nb，Ti）（C，N）在鋼中溶度積更趨平衡。第二相的析出勢必會降低試驗鋼的固溶強化效果，但同時亦會在析出強化方面有所貢獻。

圖4 試驗鋼在焊后熱處理600 ℃保溫6 h后厚向內部組織

圖5 600 ℃焊后熱處理后試驗鋼內部組織中鐵素體亞結構及第二相析出物情況

綜上，在模擬焊后熱處理實驗所涉范圍內，其試驗鋼試樣內部組織類型和晶粒度并未發(fā)生明顯的組織變化，熱處理所帶來的珠光體中滲碳體片層球化、鐵素體中亞結構形成以及第二相彌散析出對于鋼性能影響均具有兩面性，其耦合作用下產生了前面所述的試驗鋼性能小幅度變化。但隨著熱處理溫度的升高和保溫時間的增長，組織內第二相的聚集長大勢必弱化其析出強化效果，同時晶界的嚴重弱化將導致試驗鋼塑性與沖擊韌性更大程度的降低。故，壓力容器用鋼板產品研發(fā)應結合并充分考慮具體工程焊后熱處理實際，從材料性能裕度方面保證所建容器的安全運行。

同時，硬度作為壓力容器用鋼的一個重要性能指標，其在本次模擬焊后熱處理中的變化規(guī)律如果圖6 所示。連鑄板坯偏析系鋼水在冷卻凝固過程流動傳熱和溶質再分配的結果，無法避免［12］。正火態(tài)試驗鋼由于所用連鑄坯心部偏析導致其鋼板心部硬度高于表面硬度，圖中顯示焊后熱處理使試驗鋼硬度降低并可一定程度減少鋼板厚向硬度差別。此變化與熱處理期間試驗鋼厚度方向合金元素由心部向表面的下坡擴散及組織變化有關。

圖6 600 ℃焊后熱處理試驗鋼厚向硬度數(shù)據(jù)

4 結 論

作為焊制壓力容器制造安裝過程中最后階段的關鍵保障工藝，PWHT工藝直接影響到壓力容器的整體內在質量。根據(jù)某大型儲罐工程建設焊后熱處理工藝實際，通過模擬焊后熱處理的方式，系統(tǒng)分析了焊后熱處理工藝對345 MPa 級壓力容器用鋼板組織、性能的影響規(guī)律，在實驗所涉熱處理溫度與保溫時間范圍內，得出以下結論。

4.1 PWHT 實驗后試驗鋼的屈服強度與抗拉強度均有不同程度降低，且隨著熱處理溫度的升高和保溫時間的延長，降低幅度增大，最大降低幅度分別為39 MPa、37 MPa；同時0 ℃與-20 ℃夏比沖擊功在試驗范圍內變化不明顯，但是，-40 ℃與-50 ℃沖擊功在保溫時間大于3 h 后有明顯減低，降低幅度達25 J。

4.2 PWHT 實驗后，試樣內部組織類型和晶粒度并未發(fā)生明顯的組織變化，熱處理所帶來的珠光體中滲碳體片層球化、鐵素體中亞結構形成以及第二相彌散析出對于鋼性能影響均具有兩面性，其耦合作用下產生了試驗鋼性能小幅度變化。隨著熱處理溫度的升高和保溫時間的增長，組織中第二相的聚集長大勢必弱化其析出強化效果，同時晶界的嚴重弱化將導致試驗鋼塑性與沖擊韌性更大程度的降低。

4.3 壓力容器用鋼板產品研發(fā)與壓力容器焊后熱處理方案制定，均應結合并充分考慮多周期焊后熱處理對鋼鐵材料性能的影響，并科學制定其性能裕度方面以滿足所建容器的安全運行需求。