熱處理工藝對超厚Q345R(R-HIC)容器封頭鋼板顯微組織和力學(xué)性能的影響

張 巧 劉 力 張洪偉

(1.二重(鎮(zhèn)江)重型裝備有限責(zé)任公司，江蘇212000；2.二重(德陽)重型裝備有限公司，四川618000)

Q345R(R-HIC)鋼作為在濕H2S腐蝕環(huán)境下可長期使用的低合金鋼種，在原油品質(zhì)不斷降低，原油中含硫量持續(xù)增加的今天，有著廣泛的應(yīng)用前景[1]。為了保障材料的耐H2S腐蝕性能，鋼廠除采用控軋控冷技術(shù)及微合金化等措施外，還需要對鋼板的化學(xué)成分進(jìn)行控制，制造出的鋼板C、Mn等強(qiáng)化元素含量有限[2]，鋼板強(qiáng)度處于中下限[3]。該類鋼板在封頭制造廠經(jīng)過高溫成型后進(jìn)行恢復(fù)性能熱處理時(shí)，易出現(xiàn)達(dá)不到強(qiáng)度下限要求的問題，特別是在超厚Q345R(R-HIC)容器制造中，這一問題尤為突出。由公司生產(chǎn)的某Q345R(R-HIC)鋼石化容器壁厚達(dá)到272 mm，封頭鋼板達(dá)到146 mm，成型后采用鋼廠推薦的熱處理工藝進(jìn)行恢復(fù)性能熱處理，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度不合格。經(jīng)過分析，這是由于鋼板偏析成分波動(dòng)造成的。本文通過實(shí)驗(yàn)，尋找不同正火溫度對Q345R(R-HIC)鋼厚板偏析組織和力學(xué)性能的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用Q345R(R-HIC)鋼板厚度146 mm，從某鋼廠同批次采購，共16塊，其中3塊鋼板出現(xiàn)偏析后強(qiáng)度不合格問題。對這3塊鋼板心部T/2位置化學(xué)元素成品分析的要求值和實(shí)測值見表1。

鋼板經(jīng)過945℃×3 h保溫后出爐成型制成半球形封頭，采用鋼廠推薦熱處理工藝進(jìn)行恢復(fù)性能熱處理后，力學(xué)性能檢驗(yàn)結(jié)果不能滿足產(chǎn)品要求。經(jīng)過顯微組織和性能試驗(yàn)分析，認(rèn)為主要是鋼廠未考慮厚板T/2處成分偏析，導(dǎo)致推薦的工藝參數(shù)僅適用于成分均勻、帶狀偏析較輕的鋼板。而試驗(yàn)用鋼板T/2位置的成分如表1所示，有較大波動(dòng)，已經(jīng)不再適用原熱處理參數(shù)。為了減輕鋼板心部的帶狀偏析對鋼板強(qiáng)度和沖擊韌性的不良影響，本實(shí)驗(yàn)采用提高正火溫度的方法對鋼板進(jìn)行重新奧氏體化后水冷，提高高溫保溫溫度，強(qiáng)化增加元素的擴(kuò)散速率，從而實(shí)現(xiàn)成分均勻化，減輕偏析，改善鋼板性能。鋼廠推薦的熱處理工藝和重新熱處理工藝參數(shù)見表2。

表1 T/2位置化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition at T/2(mass fraction, %)

表2 熱處理工藝參數(shù)Table 2 Heat treatment process parameters

對熱處理后的試驗(yàn)鋼檢測力學(xué)性能和觀察顯微組織。試驗(yàn)鋼的拉伸性能測試按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》要求，在拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，低溫沖擊韌性按照GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》要求，在擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)上完成，其中缺口類型為V型，尺寸為2 mm。試驗(yàn)鋼的顯微組織分析采用金相顯微鏡進(jìn)行觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 熱處理對金相組織的影響

兩次熱處理后的鋼板取樣觀察顯微組織，如圖1所示。兩次熱處理后試樣的顯微組織均為鐵素體、珠光體和貝氏體的混合組織。在低倍數(shù)下(50倍)，可以看到條帶狀偏析沿軋制方向分布；放大至500倍，觀察到條帶狀偏析的主要構(gòu)成為貝氏體。

圖1 兩次熱處理后封頭鋼板的顯微組織Figure 1 Microstructure of head steel plateafter two heat treatments

對比兩次熱處理后的組織，主要有以下轉(zhuǎn)變：

(1)在第二次熱處理后，偏析帶的寬度和數(shù)量都要少于第一次熱處理后。這是由于第二次正火溫度提高，聚集在偏析組織中的合金元素得到有效擴(kuò)散。

(2)鐵素體形狀從尖銳的針片狀轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀，貝氏體含量降低。提高正火溫度后，較高的奧氏體化溫度使得鋼板軋制帶中的成分得到均勻化，正偏析帶的條狀變形組織中C與合金元素含量下降，奧氏體轉(zhuǎn)變溫度提高，C曲線左移，貝氏體轉(zhuǎn)變量下降，奧氏體在較高的溫度就完成了向鐵素體和珠光體的轉(zhuǎn)變，相變的方式從切變/半切變轉(zhuǎn)變?yōu)橐詳U(kuò)散為主，故而大大減少了針片狀鐵素體和貝氏體的含量。

(3)珠光體含量降低。正火溫度提高后，高溫?cái)U(kuò)散使得偏析得到改善，偏析區(qū)域碳當(dāng)量降低，相變過程形成的珠光體減少。

2.2 熱處理對力學(xué)性能的影響

鋼板經(jīng)過兩次熱處理后的力學(xué)性能如表3所示，從力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果來看，提高正火溫度重新熱處理對鋼板力學(xué)性能的影響表現(xiàn)在以下兩個(gè)方面：

表3 兩次熱處理后的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties after two heat treatments

(1)強(qiáng)度提高。三塊鋼板第一次熱處理后其強(qiáng)度值均不能滿足技術(shù)條件的要求。特別是抗拉強(qiáng)度，存在21～32 MPa的強(qiáng)度缺口，經(jīng)過提高正火溫度重新熱處理后，強(qiáng)度得到明顯改善，滿足技術(shù)條件要求。原因主要是：提高奧氏體化溫度促進(jìn)了C和合金元素的遷移，使得鐵素體基體中強(qiáng)化元素含量大大提高，從而提高了鋼板的強(qiáng)度。從鋼板的成品成分檢驗(yàn)結(jié)果看，鋼板T/2的碳含量在0.16%～0.20%之間波動(dòng)，碳當(dāng)量在0.38%～0.43%之間波動(dòng)，僅宏觀成分差已超過25%，微觀偏析帶上成分波動(dòng)顯然更加明顯。提高正火溫度后，C與其他合金元素充分?jǐn)U散，增加了鐵素體基體的晶格畸變和位錯(cuò)抗力，從而顯著地提高了合金整體的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，提高了鋼板的整體強(qiáng)度。

(2)低溫沖擊韌性改善。提高正火溫度后顯著地改善了最小模擬焊后熱處理狀態(tài)下鋼板的低溫沖擊韌性，即使回火時(shí)間較第一次熱處理短，仍然消除了低溫沖擊吸收能量波動(dòng)的現(xiàn)象。這是由于前文提到的組織形態(tài)變化，尖銳的針片狀鐵素體、沿晶分布的大塊珠光體消失，從而提高了材料抵抗低溫開裂的能力。

3 結(jié)論

(1)試驗(yàn)用146 mm厚Q345R(R-HIC)鋼板中存在帶狀偏析，采用880℃×3 h鋼廠推薦的工藝進(jìn)行奧氏體化水冷后，偏析組織以貝氏體條帶的形式存在；提高正火溫度至910℃，帶狀偏析明顯減輕，含量減少，鐵素體形狀從尖銳的針片狀轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀，貝氏體、珠光體含量降低。

(2)提高正火溫度熱處理后試驗(yàn)用鋼板的強(qiáng)度提高，低溫沖擊韌性的穩(wěn)定性增加。