2.25Cr-1Mo-0.25V鋼加氫反應(yīng)器焊接接頭的性能影響因素研究

秦 牧，程光旭，李 青，王亞飛，宋 巖,張 莉

(1.西安交通大學(xué) 化學(xué)工程與技術(shù)學(xué)院，西安 710049；2.華東理工大學(xué) 機(jī)械與動(dòng)力工程學(xué)院，上海 200237)

0 引言

發(fā)展氫能和清潔利用化石能源是我國(guó)能源戰(zhàn)略的重要組成部分。壓力容器是煉油、化石能源清潔利用和氫能儲(chǔ)輸?shù)年P(guān)鍵單元之一，臨氫壓力容器主要有：加氫反應(yīng)器、氫氣儲(chǔ)罐、氫氣緩沖罐等，其中加氫反應(yīng)器是煉油和煤制清潔能源的關(guān)鍵裝備。隨著煉油生產(chǎn)大型化的發(fā)展需要、加氫精制工藝的廣泛應(yīng)用，以及焊接技術(shù)的進(jìn)步，我國(guó)已建造了全球最大的煤液化、漿態(tài)床、沸騰床加氫反應(yīng)器。加氫反應(yīng)器常選用抗氫腐蝕性能和制造工藝性能較好的2.25Cr-1Mo鋼和2.25Cr-1Mo-0.25V鋼，其中2.25Cr-1Mo-0.25V鋼(簡(jiǎn)稱(chēng)V改進(jìn)鋼)在2.25Cr-1Mo基礎(chǔ)上添加了V元素，能滿足更高溫度的煤液化加氫反應(yīng)器等服役要求[1-3]。ASME規(guī)范中，由于V改進(jìn)鋼的設(shè)計(jì)許用應(yīng)力強(qiáng)度要比2.25Cr-1Mo鋼高得多，V改進(jìn)鋼多用于482 ℃煤制油加氫反應(yīng)器，而用于制造設(shè)計(jì)溫度為454 ℃的煉油生產(chǎn)用加氫反應(yīng)器，可顯著減輕反應(yīng)器的重量，因此，大量的V改進(jìn)鋼替代了2.25Cr-1Mo鋼制加氫反應(yīng)器。由于2.25Cr-1Mo鋼中加V后在焊接與焊后熱處理時(shí)，碳化物的結(jié)構(gòu)和形貌相對(duì)比較復(fù)雜，會(huì)影響到鋼的氫陷阱、氫擴(kuò)散與應(yīng)力松弛等行為，以及產(chǎn)生冷裂紋和再熱裂紋，而這些影響規(guī)律至今還未充分了解清楚，因此，深入研究V改進(jìn)鋼焊接接頭質(zhì)量的影響因素成為重要的課題之一。

1 高溫塑性成形對(duì)顯微組織與氫脆性能的影響

加氫反應(yīng)器常用的結(jié)構(gòu)主要有板焊結(jié)構(gòu)和鍛焊結(jié)構(gòu)，板、鍛焊結(jié)構(gòu)的主要制造工藝包括：冶煉鑄錠、筒節(jié)鍛造、筒節(jié)卷制(板)、縱焊縫焊接(板)、環(huán)焊縫焊接(含封頭)、內(nèi)壁堆焊、焊后熱處理等?？梢?jiàn)，板、鍛焊結(jié)構(gòu)的關(guān)鍵工藝都是焊接和焊后熱處理等。本文以板焊結(jié)構(gòu)為對(duì)象，研究影響焊接接頭質(zhì)量的關(guān)鍵因素。

1.1 筒體溫卷成形工藝數(shù)值模擬

板焊式加氫反應(yīng)器主體包括筒節(jié)與封頭兩大部件，其中筒節(jié)卷制工藝為：加熱(650～675 ℃)、卷板、焊接，有時(shí)需進(jìn)行焊后熱處理，屬溫卷工藝；封頭成型工藝為：加熱(940±20 ℃)、熱沖壓、正火(920～945 ℃)、回火(710～735 ℃)。制造企業(yè)較為關(guān)注加氫反應(yīng)器在卷筒制造中發(fā)生塑性變形是否會(huì)對(duì)材料的微觀組織和力學(xué)性能產(chǎn)生影響，尤其是厚板加釩鋼，由于其化學(xué)成分的復(fù)雜性及其特殊的高溫卷板工藝，是否會(huì)發(fā)生碳化物析出及位錯(cuò)演變，制造過(guò)程中的塑性變形是否會(huì)對(duì)材料服役性能產(chǎn)生影響等問(wèn)題，目前尚未明確，抗氫性能對(duì)反應(yīng)器制造品質(zhì)如何影響亟待研究。由于篇幅所限，本文只給出筒體卷制研究結(jié)果。

為了研究溫卷塑性變形量對(duì)材料抗氫脆性能的影響，首先采用有限元方法分別對(duì)溫卷工藝進(jìn)行模擬，分析成形過(guò)程中的變形量及變形分布特點(diǎn)，為進(jìn)一步確定試驗(yàn)加載變形量提供理論基礎(chǔ)。

本文以某公司的W12LSZG260X3500重型全液壓四輥卷板機(jī)為例進(jìn)行建模。卷板機(jī)幾何尺寸如圖1所示。試驗(yàn)參數(shù)為：4個(gè)輥直徑分別為D1=1 500 mm,D2=1 350 mm,D3=D4=1 100 mm；側(cè)輥行程與垂直方向夾角α=25°；板厚150 mm,板寬1 500 mm，板長(zhǎng)約12 m。

圖1 四輥卷板機(jī)結(jié)構(gòu)尺寸示意Fig.1 Schematic diagram of four-roller plate rollingmachine and its dimensions

卷板一般在650～675 ℃溫度范圍內(nèi)進(jìn)行，材料屬性參數(shù)為：密度ρ=7 850 kg/m3，彈性模量E=160.7 GPa，泊松比μ=0.3。通過(guò)開(kāi)展660 ℃下的高溫拉伸試驗(yàn)獲得材料的工程應(yīng)力應(yīng)變數(shù)據(jù)，轉(zhuǎn)換為真實(shí)應(yīng)力應(yīng)變關(guān)系，并對(duì)頸縮點(diǎn)以后的區(qū)域進(jìn)行修正。將修正后的數(shù)據(jù)輸入Ansys軟件中的分段線性材料模型進(jìn)行模擬[4]。筒節(jié)卷制模型如圖2所示。

圖2 數(shù)值模型及網(wǎng)格劃分Fig.2 Finite element model and meshing

圖3 筒節(jié)溫卷過(guò)程中的熱處理工藝Fig.3 Heat treatment process of warm roll-forming process

Ansys/LS-DYNA軟件中對(duì)單步卷圓過(guò)程進(jìn)行了模擬。邊界條件和載荷定義如下：首先將下輥上移對(duì)板材進(jìn)行夾緊，左側(cè)輥沿行程方向移動(dòng)對(duì)板材預(yù)彎，之后側(cè)輥固定并旋轉(zhuǎn)上輥進(jìn)行卷圓。圖4示出筒節(jié)預(yù)彎及卷圓過(guò)程中的塑性變形云圖。對(duì)于板厚為150 mm的板材，卷圓直徑約為4 000 mm，計(jì)算得到最大塑性變形約為7.3%(最大變形發(fā)生在板材下表面靠近邊緣附近)。

(a)預(yù)彎

(b)卷圓圖4 筒節(jié)預(yù)彎及卷圓過(guò)程中的塑性變形云圖Fig.4 The plastic deformation nephogram of pre-bendingand curling process

1.2 高溫預(yù)變形對(duì)材料抗拉強(qiáng)度的影響

根據(jù)上述模擬計(jì)算結(jié)果，可知卷筒最大塑性變形約為7.3%，為了研究高溫卷板塑性變形對(duì)材料宏觀力學(xué)性能的影響，在上述模擬卷板溫度660 ℃條件下使用高溫拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行預(yù)拉伸，分別設(shè)置不同預(yù)變形量(3%,5%,7%)，并與無(wú)預(yù)變形試樣拉伸試驗(yàn)比較，模擬實(shí)際制造中筒節(jié)、封頭成形過(guò)程材料發(fā)生的高溫塑性變形，高溫拉伸試樣尺寸如圖5所示。

圖5 高溫預(yù)變形拉伸試驗(yàn)試樣結(jié)構(gòu)及尺寸Fig.5 The structure and dimensions of the specimen forhigh temperature pre-deformation tensile test

表1 2.25Cr-1Mo-0.25V鋼化學(xué)成分Tab.1 The chemical composition of 2.25Cr-1Mo-0.25V steel %

試樣為供貨態(tài)鋼板(進(jìn)口法國(guó)阿賽洛鋼板)，其熱處理為：910 ℃(正火)+720 ℃(回火)狀態(tài)，材料成分如表1所示。拉伸試樣長(zhǎng)度方向垂直于鋼板軋制方向，試驗(yàn)溫度為660 ℃，保溫時(shí)長(zhǎng)5 h，拉伸速率為 2 mm/min(應(yīng)變率6.67×10-4/s)，使試樣產(chǎn)生不同的高溫塑性變形量后，在常溫下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。

采用高溫預(yù)變形試樣，通過(guò)拉伸試驗(yàn)研究溫卷過(guò)程的塑性變形對(duì)材料力學(xué)性能的影響，如圖6所示?？梢钥闯?，隨著變形量的增加，材料強(qiáng)度逐漸降低，即應(yīng)變軟化。當(dāng)預(yù)變形量為7%時(shí)，抗拉強(qiáng)度降低至690 MPa。但是，在這個(gè)卷板工藝條件下，該抗拉強(qiáng)度值仍然符合ASME規(guī)范對(duì)加氫反應(yīng)器用2.25Cr-1Mo-0.25V 鋼力學(xué)性能的指標(biāo)要求(抗拉強(qiáng)度≥585 MPa)，也符合GB/T 35012—2018《臨氫設(shè)備用鉻鉬合金鋼鋼板》要求(抗拉強(qiáng)度≥590 MPa)。試驗(yàn)結(jié)果表明，該鋼板經(jīng)過(guò)卷制高溫塑性變形，材料在室溫下的抗拉強(qiáng)度會(huì)有所降低；隨著卷板塑性變形的增加，需要控制材料的抗拉強(qiáng)度不能降低到標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定值以下。

每個(gè)預(yù)變形下的試樣加工4個(gè)，其中3個(gè)用于進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，并切取試樣觀察顯微組織；另1個(gè)直接截取拉伸試樣的平行段中部，通過(guò)掃描電子顯微鏡(SEM)觀察高溫變形后的微觀組織。無(wú)高溫變形的試樣組織如圖7(a)所示，可見(jiàn)碳化物數(shù)量和尺寸均較小。經(jīng)660 ℃高溫變形的試樣組織如圖7(b)所示[5]，可以看出，高溫變形導(dǎo)致材料析出相(碳化物)的數(shù)量明顯增多，且多數(shù)分布在晶界附近。通過(guò)透射電子顯微鏡(TEM)觀察高溫變形前后的碳化物及位錯(cuò)結(jié)構(gòu)，碳化物形狀可以分為塊狀、長(zhǎng)條狀(M3C)、針狀(VC)等。塊狀和長(zhǎng)條狀碳化物尺寸較大，一般在50～300 nm之間；針狀碳化物尺寸較小，一般在50 nm以內(nèi)。

圖6 高溫預(yù)變形(660 ℃)對(duì)力學(xué)性能的影響曲線Fig.6 The effect curve of high temperature pre-deformation (660 ℃) on mechanical properties

(b)5%高溫變形后試樣的顯微組織圖7 高溫變形前后碳化物的TEM圖Fig.7 TEM images of carbides before and after high temperature deformation

試驗(yàn)觀察發(fā)現(xiàn)，高溫變形后的試樣碳化物尺寸明顯增大、數(shù)量增多，且高溫變形使得材料的位錯(cuò)密度顯著增加[5]。由于位錯(cuò)和碳化物均為氫陷阱，在氫環(huán)境下碳化物內(nèi)部及附近可能聚集大量的氫原子，在工作應(yīng)力的作用下，材料有可能在碳化物附近形成微孔洞或微裂紋。加氫反應(yīng)器一般工作在高溫(400～482 ℃)、高壓(10～25 MPa)環(huán)境下，存在氫脆、氫腐蝕、硫化物腐蝕、Cr-Mo鋼回火脆化以及堆焊層的剝離等問(wèn)題。

材料氫脆敏感性試驗(yàn)，其試樣規(guī)格不同于上述的板狀拉伸試樣，而是采用圓棒狀拉伸試樣，結(jié)構(gòu)尺寸見(jiàn)圖8。拉伸試樣分為在660 ℃溫度下進(jìn)行預(yù)變形和無(wú)預(yù)變形兩組。將無(wú)預(yù)變形和高溫預(yù)變形的兩組試樣全部浸泡在質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20%、pH值為 4.8的硫氰酸銨(NH4SCN)水溶液中充氫，浸泡時(shí)間保持144 h[6]。浸泡過(guò)程中，溶液中的氫原子會(huì)逐漸滲入鋼內(nèi)，達(dá)到充氫的效果[6]。

無(wú)高溫變形的充氫試樣拉伸斷口形貌如圖9(b)所示，充氫后材料表現(xiàn)出明顯的氫脆現(xiàn)象，延伸率明顯降低，塑性損失明顯;高溫預(yù)變形的充氫試樣拉伸斷口形貌如圖9(d)所示。對(duì)于所有條件下的試樣，充氫后的抗拉強(qiáng)度對(duì)比充氫前均會(huì)略微增加，即充氫硬化現(xiàn)象。

圖8 充氫與未充氫拉伸試驗(yàn)的試樣結(jié)構(gòu)及尺寸Fig.8 Structure and dimensions of the specimen for tensile tests before and after hydrogen charging

圖9 不同試驗(yàn)條件下的斷口形貌Fig.9 Characteristics of fracture morphologies under different experimental conditions

對(duì)于充氫和未充氫延伸率的試驗(yàn)結(jié)果，無(wú)高溫變形的試樣(預(yù)變形量0%)，充氫后材料延伸率明顯降低；而對(duì)所有高溫預(yù)變形的試樣，隨著預(yù)變形量增加，充氫后和未充氫材料延伸率均有所下降，但幅度不大，如圖10所示。說(shuō)明高溫預(yù)變形對(duì)材料氫脆敏感性影響不大，延伸率的降低主要是高溫預(yù)變形引起的，即筒體卷制成形過(guò)程中高溫變形對(duì)材料在氫環(huán)境下的塑性損失不大。

通過(guò)透射電子顯微鏡對(duì)有高溫預(yù)變形與無(wú)預(yù)變形拉伸試樣微觀組織進(jìn)一步分析表明：高溫預(yù)變形導(dǎo)致的位錯(cuò)密度提升對(duì)抗氫脆性能影響不大，材料微觀碳化物特性才是影響氫脆敏感度的關(guān)鍵因素，而碳化物的類(lèi)型及數(shù)量與成形過(guò)程中的熱處理效應(yīng)有關(guān)，因此，控制好卷制工藝和成形質(zhì)量能一定程度降低材料的氫脆敏感性，但是最關(guān)鍵是控制好熱處理工藝。

圖10 充氫與未充氫試樣斷裂延伸率的變化曲線Fig.10 Variation curve of percentage elongation at rupture ofthe specimen with hydrogen charging and non-hydrogen charging

關(guān)于Cr-Mo低合金鋼回火過(guò)程的組織演變研究，一直受到國(guó)內(nèi)外研究者的高度重視。溫卷塑性成形工藝與氫脆敏感性機(jī)理如圖11所示。將高溫預(yù)變形后未經(jīng)熱處理與經(jīng)過(guò)705 ℃回火熱處理的顯微組織進(jìn)行比較，認(rèn)為高溫成形后的回火熱處理過(guò)程引起M3C,VC的分解和粒狀M7C3碳化物的析出，這與蔣中華等[7]分析的2.25Cr-1Mo-0.25V鋼回火溫度對(duì)顯微組織和力學(xué)性能的研究結(jié)果一致。結(jié)合TDS(Thermal Desorption Spectroscopy，氣體熱脫附儀)氫釋放測(cè)試結(jié)果分析認(rèn)為，M3C碳化物為可逆氫陷阱，VC為不可逆氫陷阱。一方面，高溫變形后，碳化物發(fā)生分解、轉(zhuǎn)變及粗化，由以條狀M3C為主變?yōu)橐粤頜7C3為主，可逆氫陷阱減少，使氫含量降低，碳化物(M3C)的分解及粗化是改善氫脆的根本原因；另一方面，2.25Cr-1Mo-0.25V鋼中含有非常穩(wěn)定的礬碳化物，使H和C不易反應(yīng)，有很好的抗氫腐蝕和氫脆能力，抗氫溫度可達(dá)到510 ℃。

圖11 高溫塑性成形工藝與氫脆微觀機(jī)理Fig.11 High temperature plastic forming technology andmicromechanism of hydrogen embrittlement

2 加氫反應(yīng)器的氫脆研究

2.1 試驗(yàn)材料準(zhǔn)備

焊接使材料經(jīng)歷了高溫?zé)嵫h(huán)，易產(chǎn)生顯微組織不均勻、焊接殘余應(yīng)力等制造殘余影響，尤其是厚板焊接殘余應(yīng)力的特征更復(fù)雜。本文建立焊接殘余應(yīng)力數(shù)值模型，以研究不同焊接和熱處理工藝下的焊接殘余應(yīng)力分布規(guī)律，這對(duì)保證焊接質(zhì)量具有工程指導(dǎo)意義。

采用上述2.25Cr-1Mo-0.25V鋼材料進(jìn)行研究，鋼板規(guī)格如表2所示。焊接選用埋弧自動(dòng)焊，焊接試板兩邊無(wú)約束固定，焊接試板坡口為V形，上、下表面坡口寬度分別為40,20 mm，如圖12 所示。采用多層多道焊接工藝進(jìn)行焊接，層間預(yù)熱溫度為200 ℃左右，焊絲和焊劑材料規(guī)格牌號(hào)選擇如表3所示，焊絲的化學(xué)成分如表4所示。焊接工藝選取3組焊接參數(shù)，變化焊接電流，列于表5，層間溫度在200 ℃左右。每種焊接參數(shù)采用兩種不同保溫時(shí)間進(jìn)行焊后熱處理工藝，焊后熱處理保溫溫度為705 ℃，保溫時(shí)間分別為：8 h(Min PWHT)，32 h(Max PWHT)，降溫過(guò)程為爐冷到400 ℃左右再空冷。

表2 試驗(yàn)鋼板規(guī)格Tab.2 Specification of test steel plate

圖12 厚板對(duì)接焊試驗(yàn)試板及坡口結(jié)構(gòu)尺寸Fig.12 Dimensions of butt welding test plate for thick plate and groove

表3 焊絲/焊劑材料規(guī)格牌號(hào)Tab.3 Specifications and grades of welding wire/flux

表4 焊絲的主要化學(xué)成分Tab.4 Main chemical composition of welding wire %

表5 焊接工藝參數(shù)Tab.5 Welding parameters

2.2 焊接工藝及熱處理對(duì)氫脆敏感性能、抗拉強(qiáng)度的影響

針對(duì)不同焊接工藝參數(shù)的試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)和充氫宏觀力學(xué)性能試驗(yàn)，研究焊接接頭性能變化情況。試樣形狀及尺寸與圖8相同，此時(shí)，焊接接頭試樣和焊縫金屬試樣截取位置如圖13所示。為實(shí)現(xiàn)對(duì)試樣充氫和拉伸同步進(jìn)行，試樣被置于一個(gè)密閉的容器中，該容器充當(dāng)電解槽。在試樣中間段的兩側(cè)涂抹有防導(dǎo)電的硅膠，以控制與溶液的接觸面積，從而控制其充氫的電流密度，通過(guò)在試樣兩頭套上橡膠墊圈和加蓋帶螺紋的套蓋，實(shí)現(xiàn)試樣以及容器之間的密封[8]。試樣上焊接一根導(dǎo)線連接至恒流源的負(fù)極，恒流源的正極接鉑電極插入溶液中，構(gòu)成充氫電流回路，在作為陰極的試樣表面產(chǎn)生H2，電解液中加入有阻止H結(jié)合為H2的毒化劑，使得大量H原子聚集在試樣表面而后滲入金屬材料。值的注意的是，氣相充氫也需要H2在試樣表面解離為H原子而后滲入材料，因此二者在這一點(diǎn)上是非常相似的。

圖13 母材金屬、焊縫金屬和焊接接頭拉伸試樣取樣位置Fig.13 Sampling locations of tensile samples forbase metal,weld metal and welded joint

采用電化學(xué)滲氫(0.5 mol/L稀硫酸溶液)以及慢拉伸試驗(yàn)相結(jié)合的技術(shù)，研究了熱處理時(shí)間和焊接熱輸入對(duì)V改進(jìn)鋼母材和焊縫金屬氫脆敏感性的影響，結(jié)果如圖14所示。通過(guò)拉伸試驗(yàn)測(cè)定不同熱處理?xiàng)l件和焊接工藝下的試樣的氫脆敏感性，在試驗(yàn)參數(shù)條件下，隨著熱處理保溫時(shí)間增長(zhǎng)，母材的氫脆敏感性無(wú)明顯變化，焊縫金屬的氫脆敏感性顯著下降；隨著焊接熱輸入增加，焊縫金屬的氫脆敏感性下降。氫脆敏感性指數(shù)如下：

(1)

式中,δp為未充氫試樣斷面收縮率；δH為充氫試樣斷面收縮率。

圖14 焊縫金屬抗氫脆敏感性試驗(yàn)結(jié)果Fig.14 Experimental results of resistance of weld metalto hydrogen embrittlement susceptibility

2.3 氫對(duì)焊接接頭斷裂韌性的影響

根據(jù)美國(guó)材料試驗(yàn)協(xié)會(huì)斷裂韌性試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)ASTM-E1820，采用三點(diǎn)彎曲試樣進(jìn)行斷裂韌性測(cè)試，研究了氫對(duì)V改進(jìn)鋼焊接接頭斷裂韌性(J積分計(jì)算公式見(jiàn)式(2))的影響，試樣切取部位和試樣尺寸[9-10]見(jiàn)圖15。采用上述浸泡法充氫，浸泡溶液為質(zhì)量分?jǐn)?shù)20%、pH值為 4.8的硫氰酸銨(NH4SCN)水溶液，浸泡時(shí)間保持96 h。

(2)

式中，K為應(yīng)力強(qiáng)度因子；E為楊氏彈性模量；υ為泊松比；Jpl為變形塑性部分J積分。

圖16示出斷裂韌性計(jì)算結(jié)果?？梢钥闯?，不論是未充氫狀態(tài)還是充氫狀態(tài)，回火熱處理都可以使材料的斷裂韌性有所提高或有所恢復(fù)[11]。為了深入分析氫對(duì)焊縫斷裂韌性影響的微觀機(jī)理，采用掃描電子顯微鏡對(duì)斷口進(jìn)行分析,圖17,18 示出未充氫的空氣環(huán)境試樣的斷口形貌。焊態(tài)母材試樣表現(xiàn)為韌性斷裂，斷口特征為韌窩的形成、微孔的形核與長(zhǎng)大；而焊態(tài)的焊縫試樣，表現(xiàn)為典型的解理斷裂[11]。熱處理態(tài)，母材試樣的斷口特征為微孔的聚合與韌窩的形成，而焊縫試樣斷口特征轉(zhuǎn)化為韌窩的形成，均為韌性斷裂。因此，經(jīng)熱處理后，焊縫的斷裂韌性得到明顯提高。

(a)

(b)圖15 三點(diǎn)彎曲試樣取樣位置及結(jié)構(gòu)尺寸Fig.15 Sampling position and dimensions of three-pointbending specimen

圖19,20示出充氫條件下各試樣的斷口形貌。焊態(tài)母材試樣表現(xiàn)為韌性斷裂和脆性斷裂的混合斷裂模式，斷口特征為解理斷裂和韌窩的形成；焊態(tài)的焊縫試樣表現(xiàn)為典型的脆性斷裂，其斷口特征為解理臺(tái)階和河流狀花樣。熱處理態(tài)，母材試樣和焊縫試樣均表現(xiàn)為韌性斷裂和脆性斷裂的混合斷裂模式，其中母材試樣的斷口特征為準(zhǔn)解理斷裂、韌窩和微孔的形成，而焊縫試樣斷口特征為解理斷裂、韌窩和微孔的形成。

(a)母材試樣 (b)焊縫試樣圖18 空氣環(huán)境中熱處理母材與焊縫試樣的斷口形貌Fig.18 Fracture morphology of base metal and weld metal with heat treatment in air environment

(a)母材試樣 (b)焊縫試樣圖19 充氫但未熱處理狀態(tài)母材與焊縫試樣的斷口形貌Fig.19 Fracture morphology of base metal and weld metal without heat treatment in hydrogen charging environment

(a)母材試樣 (b)焊縫試樣圖20 充氫又熱處理狀態(tài)母材與焊縫試樣的斷口形貌Fig.20 Fracture morphology of base metal and weld metal with heat treatment in hydrogen charging environment

表6列出了各類(lèi)型試樣的斷口形貌特征及斷裂機(jī)理?？梢钥闯?，氫的存在導(dǎo)致材料的斷裂機(jī)理發(fā)生了變化。對(duì)于焊態(tài)母材、熱處理態(tài)母材和焊縫試樣，氫的存在導(dǎo)致原有的韌性斷裂機(jī)理轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂和脆性斷裂的混合斷裂機(jī)理。

表6 斷口形貌特征及斷裂機(jī)理Tab.6 Fracture morphology characteristics and fracture mechanism

3 結(jié)論

(1)高溫預(yù)變形量從0%增加到7%時(shí)，材料抗拉強(qiáng)度逐漸降低，但材料強(qiáng)度仍然滿足ASME相關(guān)規(guī)范要求值。試驗(yàn)研究表明高溫塑性變形后，回火熱處理對(duì)材料抗氫脆敏感性具有改善作用。

(2)氫濃度和材料微觀碳化物特性是影響氫脆敏感性的關(guān)鍵因素，氫脆敏感性一般隨氫濃度的增加而逐漸升高，改善氫脆敏感性應(yīng)該主要與成形過(guò)程中的熱處理效應(yīng)有關(guān)。

(3)對(duì)于焊后熱處理試樣，充氫導(dǎo)致母材和焊縫試樣的J積分分別降低21.6%和36.1%，也使得斷裂模式由單一的韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂和脆性斷裂的混合斷裂模式。因此，加氫反應(yīng)器運(yùn)行和啟停時(shí)應(yīng)嚴(yán)格遵守操作規(guī)程，避免停車(chē)不規(guī)范引起的氫滲入，這對(duì)于保證焊接接頭具有良好的斷裂韌性非常重要。