放寬12Cr1MoV強制焊后熱處理的最小厚度

銀潤邦， 張濤， 王學， 張永光

(1.東方電氣集團東方鍋爐股份有限公司，四川 德陽 643001；2.武漢大學，武漢 430072)

0 前言

12Cr1MoV鋼為珠光體(或珠光體+貝氏體)耐熱鋼，有著良好的綜合性能，在國內(nèi)鍋爐產(chǎn)品制造中大量使用，尤其在鍋爐過熱器、再熱器等部件中使用廣泛。為了改善該焊接接頭的性能和消除接頭殘余應力，通常在焊后要進行熱處理。根據(jù)JB/T 1613及GB/T 16507的規(guī)定，12Cr1MoV鋼的承壓件焊接時，當公稱壁厚大于6 mm時要進行焊后熱處理，因此，鍋爐制造企業(yè)制定熱處理工藝時一般以6 mm為界，超過6 mm壁厚的12Cr1MoV接頭全部進行焊后熱處理，而鍋爐產(chǎn)品中存在大量的6～8 mm的12Cr1MoV部件，熱處理不僅成本高，周期長，而且天然氣或電能消耗量大，不利于節(jié)能減排。參考電力行業(yè)標準，其強制熱處理的臨界壁厚為8 mm，如《火力發(fā)電廠焊接技術(shù)規(guī)程》(DL/T 869)中規(guī)定：12Cr1MoV的管子當壁厚不大于8mm、直徑不大于108 mm，采用氬弧焊或低氫型焊條，焊前預熱和焊后適當緩慢冷卻的焊接接頭可以不進行焊后熱處理。電力行業(yè)標準是基于現(xiàn)場施工條件制定的，那么鍋爐制造企業(yè)能否將12Cr1MoV的熱處理臨界壁厚放大到8 mm呢，這樣既能降低制造成本和生產(chǎn)周期，也能有效節(jié)約能源。因此對8 mm厚度的12Cr1MoV鋼在制造企業(yè)免做焊后熱處理的研究十分必要，也十分有價值。

12Cr1MoV焊后熱處理具有改善力學性能、消除殘余應力和改善焊縫及熔合區(qū)顯微組織和作用[1]。為了研究8 mm及以下厚度的12Cr1MoV免做熱處理的可行性，需要從接頭性能、顯微組織殘余應力入手進行試驗分析。但該研究存在一定的難度，難點主要在于其可行性評價，對于力學性能的評價相對容易，因為標準中有明確規(guī)定，但對于顯微組織上的差別和殘余應力，沒有標準規(guī)定，在評價其可行性和適應性時就存在較大的難度。為此，研究設定了參考對象進行對比研究來予以評價，即將6 mm不熱處理的接頭作為參考對象，8 mm接頭組織和殘余應力與之相比較進行評價。選擇6 mm的不熱處理的接頭作為參考對象的原因如下：① 6 mm壁厚免做熱處理是國家標準規(guī)定；② 6 mm不熱處理接頭在國內(nèi)鍋爐行業(yè)中有超過25年以上的應用業(yè)績，實踐證明可行可靠。

根據(jù)DL/T 869規(guī)定，要取消≤8 mm厚度的12Cr1MoV焊接接頭的熱處理，需要增加焊前預熱、焊后緩冷的工藝，在制造企業(yè)的生產(chǎn)條件下，焊前預熱和焊后緩冷的措施是否有必要。電站進行鍋爐部件安裝時，接頭拘束度高、應力大，而且現(xiàn)場露天作業(yè)，受地區(qū)差異的影響，氣溫差異也很大，因此為了預防冷裂紋和緩解接頭應力，要求附加了預熱和緩冷措施。而在制造企業(yè)則不存在這些因素，是否可以取消預熱和緩冷措施，也有必要進行研究。

1 試驗條件

選用φ57 mm×6 mm，φ57 mm×8 mm的12Cr1MoVG鋼管和板厚6 mm，8 mm的12Cr1MoV鋼板。其化學成分標準規(guī)定值見表1，力學性能標準規(guī)定值見表2。圖1為不同焊接工藝的坡口形式，管子熱絲TIG焊坡口形式如圖1a所示進行加工，手工TIG坡口形式如圖1b所示進行加工；焊條電弧焊鋼板坡口形式如圖1c所示進行加工。焊接工藝條件見表3。

表1 化學成分標準規(guī)定值

表2 力學性能標準規(guī)定值

圖1 不同焊接工藝下的坡口形式

表3 焊接工藝條件

2 試驗結(jié)果

2.1 接頭拉伸性能

接頭抗拉強度值及斷裂位置見表4。從表4可見，拉伸時均斷裂在母材，強度在標準規(guī)定的470～640 MPa，滿足鍋爐安全技術(shù)監(jiān)察規(guī)程(TSG G0001)要求。說明無焊后熱處理的接頭，無預熱緩冷措施下，強度均可滿足要求。

表4 接頭拉伸試驗結(jié)果

2.2 接頭彎曲性能

接頭彎曲試驗結(jié)果見表5。由彎曲試驗知，試樣彎曲后均未發(fā)現(xiàn)裂紋，說明8 mm厚的12Cr1MoV鋼在有、無焊后熱處理狀態(tài)下焊縫都有較好的塑性，有、無焊前預熱、焊后緩冷措施，焊縫都有較好的塑性，結(jié)果均滿足鍋爐安全技術(shù)監(jiān)察規(guī)程(TSG G0001)的要求。

表5 彎曲試驗結(jié)果

2.3 接頭沖擊性能

φ57 mm×8 mm的管子、8 mm的鋼板對接接頭的焊縫和熱影響區(qū)沖擊吸收能量見表6。由于壁厚所限，該沖擊試驗的取樣為非標取樣(5 mm×10 mm)。由表6可見，試樣熱處理后，焊縫和熱影響區(qū)的沖擊值明顯提高，但無熱處理的試樣，仍然具有良好的沖擊吸收能量。GB/T 5310—2017對母材規(guī)定的最小沖擊吸收能量為40 J，NB/T 47014規(guī)定12Cr1MoV焊縫和熱影響區(qū)的沖擊吸收能量不低于24 J,由于標準規(guī)定的沖擊吸收能量都是在標準試樣(10 mm×10 mm)條件下的，因此將試驗的沖擊吸收能量換算為標準試樣下的沖擊吸收能量可見，無熱處理狀態(tài)下的焊縫和熱影響區(qū)的沖擊吸收能量都有很大的富裕度。由此可見采用熱絲TIG、手工TIG、焊條電弧焊方法焊接的8 mm的鋼管、鋼板焊后不熱處理沖擊性能是完全滿足鍋爐安全技術(shù)監(jiān)察規(guī)程(TSG G0001)要求。此外，從G和H試樣對比可見，預熱和緩冷措施并沒有改善焊縫沖擊性能的作用。

表6 焊縫與熱影響區(qū)沖擊吸收能量 J

2.4 接頭硬度

接頭硬度見表7。由表7可見，試樣有無熱處理，有無預熱、緩冷，焊縫硬度值均滿足火力發(fā)電廠焊接技術(shù)規(guī)程(DL/T 869)的要求。熱處理后焊縫和熱影響區(qū)硬度值比不熱處理有一定幅度的下降(見B與C，E與F),預熱緩冷的試樣與不預熱緩冷的試樣硬度值十分相近(見G與H)，所以預熱緩冷的工藝措施對硬度值無影響。

表7 接頭硬度 HV

2.5 金相組織

試樣金相組織見表8。由金相組織可見，6 mm與8 mm厚的試件在不熱處理的狀態(tài)下焊縫、熱影響區(qū)的組織相同，焊縫為貝氏體+少量鐵素體，粗晶區(qū)和細晶區(qū)為貝氏體+少量鐵素體，不完全重結(jié)晶區(qū)為鐵素體+貝氏體+灰塊狀組織。8 mm厚的試件熱處理后焊縫組織為貝氏體+少量鐵素體，粗晶區(qū)和細晶區(qū)為貝氏體+少量鐵素體，熱影響區(qū)為貝氏體+少量鐵素體。由以上對比可見，不熱處理條件下，6 mm與8 mm厚試件的接頭組織相同，預熱和緩冷，并不改變組織形態(tài)。而熱處理后的接頭，不完全結(jié)晶區(qū)的灰塊狀組織消失，說明熱處理有改變組織的作用。那么灰塊狀組織是否對性能有影響尚需進一步的分析。

表8 金相組織

A試樣(φ57 mm×6 mm管子焊后不熱處理)的不完全重結(jié)晶區(qū)組織如圖2所示。B試樣(φ57 mm×8 mm管子焊后不熱處理)的不完全重結(jié)晶區(qū)組織如圖3所示。由圖2和圖3可見，不同大小的灰塊點綴分布于鐵素體邊界，灰塊區(qū)域內(nèi)馬氏體板條特征不明顯，可以定義為粒狀貝氏體，主要為貝氏體+M-A組元構(gòu)成，金相分析發(fā)現(xiàn)距離FGHAZ越近的地方，灰塊區(qū)域數(shù)量越多；而靠近母材部位灰塊區(qū)域數(shù)量逐漸減少，灰塊區(qū)域內(nèi)組織呈團絮狀，針狀組織特征很不明顯，如圖4所示。C試樣經(jīng)過了焊后熱處理，近FGHAZ側(cè)ICHAZ的

圖2 A試樣ICHAZ的顯微組織(靠近FGHAZ)

圖3 B試樣ICHAZ的顯微組織(靠近FGHAZ)

圖4 ICHAZ的顯微組織(靠近母材)

顯微組織如圖5所示，近母材側(cè)ICHAZ的顯微組織如圖6所示。與焊態(tài)試樣相比，可以看出，灰色塊狀組織區(qū)域基本消失，只剩下一些點狀碳化物，這表明灰塊區(qū)域組織不穩(wěn)定，焊后熱處理使它們分解為鐵素體和碳化物。在A和B試樣的ICHAZ部位選擇5個以上的視場拍攝光學金相照片，放大倍數(shù)固定為100倍，用圖像分析軟件測量各視場中灰塊區(qū)域的面積分數(shù)，同時選擇灰塊組織進行硬度測試，測試結(jié)果見表9。

圖5 C試樣ICHAZ的顯微組織(靠近FGHAZ)

圖6 C試樣ICHAZ的顯微組織(靠近母材)

表9 灰塊區(qū)域面積分數(shù)及顯微硬度測量結(jié)果

從A,B試樣的對比可知，6 mm和8 mm不熱處理狀態(tài)下接頭組織相同，不完全重結(jié)晶區(qū)的灰塊狀組織所占面積分數(shù)也非常接近。由于以6 mm接頭在電廠有長期運行的業(yè)績，證明熱影響區(qū)一定數(shù)量的灰塊狀組織對使用性能沒有明顯影響，由此推斷8 mm接頭組織可滿足使用要求。

2.6 焊接殘余應力

焊接殘余應力的測量分為破壞性測量和非破壞性測量2大類，非破壞性檢測法技術(shù)成熟，常在工程應用中被接受和采納。破壞性檢測主要包括切條法、剝層法、鉆孔法、沖擊壓痕法等。切條法理論依據(jù)嚴密、測定技術(shù)簡單、測定結(jié)果可靠，常被用來作為校核其他測定方法的可靠性[2]。因此，試驗中殘余應力按切條法測定；試件的測點布置圖如圖7和圖8所示，圖7為沿管子母線展開圖，圖8為立體示意圖。沿軸向方向應變計粘貼間距為5 mm，將應變測點如圖8分為13個，編號為N1至N13，其中N6，N7，N8點位于焊縫上；沿環(huán)向方向?qū)⒃嚰譃?等份，編號(一)至(四)；在每個測點上布置一個單向應變計。上圖中“|”與“-”分別表示軸向方向與環(huán)向方向布置的應變計。

圖7 沿管子母線展開圖

圖8 測點布置圖

應變片布置好后，按圖7中所示的分割線進行切割，從而測出對應點的應變εt，εl，測得的殘余應變用二向應力—應變公式計算殘余應力：

σt=-E1-μ2(εt+με1)

(1)

σ1=-E1-μ2(ε1+μεt)

(2)

式中:E為材料彈性模量；μ為泊松比；εt為環(huán)向殘余應變；ε1為軸向殘余應變；σt為環(huán)向殘余應力σ1為軸向殘余應力；接頭殘余應力分布如圖9、圖10所示。

圖9 φ57 mm×6 mm管接頭殘余應力分布(試樣A)

圖10 未熱處理φ57 mm×8 mm管接頭殘余應力分布(試樣B)

對圖9和圖10中的受力情況進行對比可見，φ57 mm×6 mm和φ57 mm×8 mm管子的應力分布規(guī)律相近，最大焊接殘余應力相當。軸向應力分布如下：在焊縫上受拉應力，最大拉應力為20 MPa左右(A試樣為23，B試樣為17 MPa)，在焊縫兩側(cè)受壓應力，最大壓應力在-85左右(A試樣的最大壓應力為-87 MPa，B試樣為-81 MPa)；環(huán)向應力分布如下：在焊縫上受壓應力，最大壓應力值在-40 MPa左右(A試樣為-35 MPa，B試樣為-48 MPa)，焊縫兩側(cè)受拉應力最大拉應力在40 MPa左右。在遠離焊縫區(qū)域(在管子端部)的殘余應力都比較大，這是由于管端機加引起的加工應力。

2.7 接頭持久性能

從無熱處理、無預熱緩冷措施的B接頭中取樣，加工成標距為φ5 mm×50 mm的圓棒持久試樣，焊縫位于試樣中部。按GB/T 2039—1997《金屬高溫持久試驗方法》的規(guī)定進行持久試驗。試驗溫度為560 ℃，初始試驗應力分別為155 MPa，140 MPa和135 MPa，最長拉伸時間6 000 h，拉伸均斷裂在母材上，如圖11所示?？梢钥吹?，所有試樣斷裂位置均遠離焊縫，同時從斷口附近的光學金相分析，斷裂部位的顯微組織為鐵素體和珠光體，可確定斷裂位置在母材，而不在HAZ,這表明接頭的持久強度高于母材。由此可見8 mm接頭不熱處理，持久性能滿足要求。

圖11 接頭持久試驗斷裂試樣

對經(jīng)過持久性能試驗試樣的ICHAZ進行金相分析，如圖12所示，可以看到， ICHAZ經(jīng)過長時6 000 h的高溫(560 ℃)蠕變后，灰塊區(qū)域明顯減少，表明高溫蠕變起到焊后熱處理相同的作用。

圖12 ICHAZ顯微組織形貌

由持久試驗試樣金相分析，進一步說明，熱影響區(qū)中存在的灰塊組織，不會對持久性能或試用性能產(chǎn)生不利影響。

3 討論

3.1 常規(guī)力學性能

從試驗結(jié)果知，采用熱絲TIG、手工TIG、低氫型焊條電弧焊焊接的8 mm的接頭，在無預熱和緩冷措施且不進行焊后熱處理條件下，其拉伸、彎曲性能滿足鍋爐安全技術(shù)監(jiān)察規(guī)程(TSG G0001)要求，硬度值符合火力發(fā)電廠焊接技術(shù)規(guī)程(DL/T 869)的要求。參照鍋爐安全技術(shù)監(jiān)察規(guī)程(TSG G0001)，NB/T 47014對母材沖擊吸收能量的要求，焊縫及熱影響區(qū)沖擊吸收能量滿足要求，盡管無熱處理接頭比熱處理接頭的沖擊吸收能量低，但仍然具有良好的沖擊性能和較大的沖擊富裕度。接頭不進行熱處理一般擔心硬度超標和沖擊吸收能量達不到要求，但從試驗數(shù)據(jù)來看，接頭的硬度值完全滿足標準要求，且沖擊吸收能量具有較大的富裕度。因此，從接頭的抗拉強度、塑性、硬度及沖擊性能分析，采用熱絲TIG、手工TIG、低氫型焊條電弧焊焊接的8 mm的接頭焊后不熱處理可行。

3.2 殘余應力

無熱處理的φ57 mm×6 mm，φ57 mm×8 mm的接頭殘余應力的分布規(guī)律相同，且最大殘余應力也相近。從殘余應力測試結(jié)果看，不熱處理的φ57 mm×8 mm的焊接殘余應力并不高，雖然不熱處理的接頭的殘余應力會高于熱處理的接頭，但其自身殘余應力不高，甚至不大于由機加工引起的應力(機械加工產(chǎn)生的殘余應力為圖10中的1點和13點)，因此不會對接頭性能產(chǎn)生不良影響。不論從8 mm接頭殘余應力絕對值分析，還是從與6 mm接頭的對比值分析，接頭殘余應力都不高(甚至不高于管段機加引起的應力)，且與6 mm無熱處理接頭的殘余應力值相近，基于不熱處理的12Cr1MoVG蛇形管接頭在電廠多年安全運行的事實，可以得出8 mm的蛇形管接頭焊后不熱處理從殘余應力分析是可行的。如果在膜式屏或其他拘束應力更大的結(jié)構(gòu)中，是否能取消熱處理要根據(jù)具體情況確定。

3.3 接頭組織

從前面微觀分析結(jié)果來看，焊縫、粗晶區(qū)、細晶區(qū)的組織在熱處理前或在熱處理后并無明顯差別，只有不完全重結(jié)晶區(qū)存在差別，不熱處理接頭在ICHAZ中存在較多的灰塊區(qū)域，根據(jù)目前業(yè)內(nèi)對12Cr1MoV的研究分析，灰塊組織有2種組織形態(tài)，一種是黃塊馬氏體，另一種是未完全轉(zhuǎn)變的貝氏體組織。黃塊馬氏體組織主要是在母材熱處理不當?shù)那闆r下產(chǎn)生的，當12Cr1MoV材料如果回火溫度過高則母材中會出現(xiàn)黃塊馬氏體，該組織是由馬氏體、殘余奧氏體和貝氏體組成的混合物，黃塊馬氏體的顯微硬度很高，一般達到500～600 HV[3]。王憲軍等人[4]認為，12Cr1MoV中的黃塊馬氏體對持久性能有明顯不利影響。另一種黃塊組織為未完全轉(zhuǎn)變的貝氏體，楊訊等人[5]認為，12Cr1MoV中的黃塊組織既不是黃塊馬氏體，也不是鐵素體，而應為未完全轉(zhuǎn)變的貝氏體組織，只所以在金相下呈黃色，是因為未完全轉(zhuǎn)變的貝氏體組織由鐵素體和晶界微量的片狀或顆粒狀的析出相組成，因為在鐵素體基體上有微量細小的析出相產(chǎn)生，散射了部分入射光，因此反射光呈現(xiàn)黃色，該組織的產(chǎn)生對材料性能并無影響。

試驗發(fā)現(xiàn)的灰塊組織，主要由貝氏體+M-A組元構(gòu)成。M-A組元形成的必要條件是焊接快速冷卻過程中形成殘余奧氏體，產(chǎn)生的充分條件是在兩相區(qū)內(nèi)的焊接熱作用[6]，因此接頭的ICHAZ產(chǎn)生M-A組元具備條件。通過金相觀察，M-A組元呈細小的島狀或顆粒狀，沒有觀察到有長針狀特征的馬氏體。ICHAZ的高溫停留時間短，冷卻速度快，合金元素的擴散很不充分，在原始組織貝氏體和珠光體部位合金元素富集程度不高，降低了奧氏體的穩(wěn)定性，冷卻時不易得到淬硬的馬氏體組織，而形成粒狀貝氏體和細小的島狀M-A組元。同時從表9的顯微硬度分析，硬度值較低，該組織不屬于馬氏體組織。另外持久性能試驗的斷裂位置均在母材而不是熱影響區(qū)，由此可見，灰塊組織對性能沒有明顯影響。而且M-A組元在經(jīng)過熱處理或高溫運行后會分解為碳化物和鐵素體[7]，在持久性能試驗(560 ℃×6 000 h)后灰塊組織基本消失，根據(jù)不熱處理接頭經(jīng)歷了高溫時效(560 ℃×6 000 h)的試樣與熱處理接頭的金相對比發(fā)現(xiàn)，金相組織相同，可見，不熱處理接頭在高溫服役階段也會起到焊后熱處理的作用，ICHAZ中的灰塊組織會逐漸消失。此外，根據(jù)6 mm與8 mm接頭的ICHAZ對比，兩者組織相同，灰塊狀組織所占比例相近，基于6 mm接頭不熱處理的產(chǎn)品在電廠有長期大量應用業(yè)績這一事實可以證明，ICHAZ中存在的灰塊組織，不會影響產(chǎn)品使用。因此，從組織分析，8 mm厚度的12Cr1MoV取消焊后熱處理可行。

3.4 接頭持久性能

對于評價用于高溫高壓下的鍋爐管的性能，最具代表性的試驗是高溫持久性能試驗，由試驗結(jié)果可知，試樣均斷裂在母材上，而不在焊縫和熱影響區(qū)，說明焊接接頭的性能不低于母材，可見8 mm厚度的12Cr1MoV不熱處理的焊接接頭持久性能滿足要求。

3.5 預熱緩冷措施的必要性

從彎曲試驗知，有、無預熱緩冷，接頭都有良好的塑性；從沖擊試驗看，預熱緩冷后接頭沖擊吸收能量并無提高的趨勢或規(guī)律，且有、無預熱緩冷措施，焊縫、熱影響區(qū)都有良好的沖擊韌性；從硬度值分析，有預熱緩冷的接頭硬度與無預熱緩冷的接頭硬度值十分接近，預熱緩冷對接頭硬度值無明顯影響；從金相組織看，熔合區(qū)、過熱區(qū)、正火區(qū)、不完全正火區(qū)的組織相同，預熱緩冷后，不完全正火區(qū)仍有灰塊組織存在。因此，預熱、緩冷措施對接頭性能并無明顯影響。

焊前預熱、焊后緩冷的工藝措施對8 mm厚的12Cr1MoV管接頭性能既然無明顯影響，《火力發(fā)電廠焊接技術(shù)規(guī)程》作相關(guān)規(guī)定主要是根據(jù)電廠的實際提出的，因為在電廠鍋爐安裝中，管子兩端不能自由伸縮，接頭的拘束度較大，另外由于電廠所處的地理位置的原因，有些電廠在鍋爐安裝中溫度很低，濕度較大，在這種情況下，12Cr1MoV鋼產(chǎn)生冷裂紋的傾向增大。預熱和緩冷具有延緩焊接冷卻速度，從而有利于擴散氫逸出，同時可降低焊接應力和實現(xiàn)焊接結(jié)構(gòu)拘束度降低的作用[8]。擴散氫和拘束應力正是引起焊接冷裂紋的主要因素，因此為了防止冷裂紋的產(chǎn)生，電力標準作了焊前預熱，焊后緩冷的規(guī)定。而制造企業(yè)在車間生產(chǎn)中，因為管子兩端是不固定的，可以自由伸縮，其拘束度小，且車間的最低溫度一般不低于5 ℃，所以8 mm厚的12Cr1MoV接頭產(chǎn)生冷裂紋的傾向很小。此外，許波等研究表明，預熱溫度提高對冷卻速度的影響很大，預熱溫度越高，t8/5越大[9]。而t8/5越大，粗晶區(qū)的M-A組元越多，韌性下降也越大[10]，由此可見，增加預熱和緩冷對減少M-A組元并無益處。

在制造廠生產(chǎn)中，當采用TIG焊或低氫型焊條電弧焊時，當室溫不低于5 ℃的條件下，對8 mm厚的12Cr1MoV鋼焊前預熱和焊后緩冷的工藝措施并不是必須的。

4 結(jié)論

(1)對8 mm及以下厚度的12Cr1MoV鋼，采用鎢極氬弧焊(TIG)、低氫型焊條電弧焊方法焊接的接頭不進行焊后熱處理是可行的。

(2)取消8 mm及以下厚度的12Cr1MoV焊后熱處理，焊前預熱和焊后緩冷措施不是必須的。