牛銳鋒，尚 亮，朱一喬，曹怡姍，譚永寧

（西安理工大學材料科學與工程學院，西安 710048）

0 引 言

12Cr1MoVG鋼屬鉻鉬系低合金珠光體耐熱鋼，焊接性良好，在580℃以下具有良好的抗氧化性及耐蝕性。電站鍋爐的過熱器、再熱器、蒸汽管道等高溫部件常使用該鋼材，它也是我國汽輪機、燃汽輪機、石油化工等領(lǐng)域使用最廣泛的珠光體耐熱鋼之一[1-2]。但12Cr1MoVG鋼中主要合金元素均為碳化物形成元素，有析出強化作用[3]，使12Cr1MoVG鋼存在再熱脆化敏感性，也可能發(fā)生再熱裂紋。近年來國內(nèi)多家電廠的12Cr1MoVG鋼厚壁管件焊接接頭在焊后熱處理或短期高溫運行后發(fā)生了開裂泄氣事故，其原因大都與焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)產(chǎn)生再熱裂紋有關(guān)[4-6]。為預防事故發(fā)生，提高設(shè)備的使用壽命，國內(nèi)外對12Cr1MoVG鋼再熱脆化行為開展了許多研究，但很多研究都是在特定焊接工況條件下進行的，且多為接頭整體性能研究，而針對再熱脆化嚴重及裂紋產(chǎn)生較多的粗晶區(qū)的研究還少見報道。因此，作者通過熱模擬試驗機得到12Cr1MoVG鋼焊接接頭粗晶區(qū)試樣，對粗晶區(qū)再熱脆化行為進行了研究，分析了再熱脆化產(chǎn)生的原因，為進一步優(yōu)化該鋼的焊接工藝提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗用12Cr1MoVG鋼取自正火加回火處理的厚壁管，化學成分如表1所示，其原始態(tài)顯微組織為鐵素體+珠光體（見圖1）。把坯料加工成11 mm×11 mm×80 mm 的試樣，采用Gleeble-1500D型熱模擬試驗機模擬焊接熱輸入為20 kJ·cm-1時熱影響區(qū)粗晶區(qū)的加熱和冷卻過程，熱模擬加熱峰值溫度定為1 300℃，高溫停留時間2 s，熱循環(huán)曲線及參數(shù)見圖2。其中，tm/8（從峰值溫度降至800℃所用時間）為9.5 s，t8/5（從800℃降至500℃所用時間）為19.03 s，t5/3（從500℃降至300℃所用時間）為175.62 s。

對得到的12Cr1MoVG鋼熱影響區(qū)粗晶區(qū)試樣，分別在550，590，630，670，710℃下進行1 h的再熱處理，爐冷后依照GB/T 229—2007加工成標準夏比V型缺口沖擊試樣（尺寸為10 mm×10 mm×55 mm）進行常溫沖擊試驗，結(jié)果取三次測試的平均值，并采用JEM-5700F型掃描電鏡對斷口進行觀察；在TUKON2100型顯微維氏硬度計上進行硬度測試（載荷為0.98 N，保壓時間為10 s），結(jié)果取三次測試平均值；用Olympus GX71型光學顯微鏡及JEM-5700F型掃描電鏡對顯微組織進行觀察，并用附帶的能譜儀（EDS）分析微區(qū)化學成分。

表1 12Cr1MoVG鋼的化學成分（質(zhì)量分數(shù)）Tab.1 The chemical composition of 12Cr1MoVG steel （mass） %

圖1 12Cr1MoVG鋼的原始顯微組織Fig.1 Original microstructure of 12Cr1MoVG steel

圖2 焊接接頭的模擬熱循環(huán)曲線Fig.2 Simulated thermal cycle curve of welded joint

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 沖擊吸收能及顯微硬度

試驗得12Cr1MoVG鋼母材硬度為165 HV，沖擊吸收能為328.5 J，韌性優(yōu)良。

從圖3可以看出，12Cr1MoVG鋼粗晶區(qū)試樣沖擊吸收能隨再熱溫度的提高先降低后升高，其硬度則表現(xiàn)為相反的趨勢；經(jīng)過630℃×1h再熱處理后，其沖擊吸收能達到最低值168 J，而硬度卻達到最高值336.3 HV，表現(xiàn)為再熱脆化；隨著再熱溫度的進一步提高，經(jīng)710℃再熱處理后硬度下降，但仍高于母材的硬度，沖擊吸收能恢復到再熱處理前，性能得到改善。

圖3 粗晶區(qū)沖擊吸收能及顯微硬度與再熱溫度的關(guān)系Fig.3 Toughness and microhardness variation with reheat temperature

2.2 沖擊斷口形貌

經(jīng)不同溫度再熱處理后的沖擊試樣斷口具有不同的形態(tài)，圖略。550，590，670℃再熱處理的試樣，宏觀斷口較粗糙，且有大小不一的啟裂區(qū)；微觀上啟裂區(qū)為韌窩斷裂，擴展區(qū)則以解理斷裂形式為主，但斷口上也能觀察到較多的準解理及韌窩斷裂特征，說明材料韌性較好。

從圖4可看出，630℃再熱處理的試樣斷口較平坦，有金屬光澤；微觀上啟裂區(qū)、裂紋擴展區(qū)均主要表現(xiàn)為脆斷形貌，斷面上呈現(xiàn)河流花樣、解理臺階、舌狀花樣等解理斷裂特征，也有少部分撕裂棱等準解理特征及沿晶斷裂形貌。斷口在整體上以解理斷裂為主，表明材料經(jīng)630℃再熱處理后發(fā)生再熱脆化，韌性顯著下降。

圖4 630℃再熱處理后粗晶區(qū)沖擊斷口的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of impact fracture of CGHAZ after reheat treatment at 630℃ :（a）overall fracture ;(b) fiber zone and(c) radioactive zone

2.3 顯微組織

從圖5可見，熱模擬時試驗鋼加熱到1 300℃，奧氏體晶粒急劇長大，在快速冷卻之后得到貝氏體+低碳馬氏體+碳化物，其中貝氏體主要為上貝氏體及粒狀貝氏體。經(jīng)550℃再熱處理后，粗晶區(qū)的馬氏體、貝氏體開始分解，相鄰鐵素體條合并粗化；同時，鐵素體中的過飽和碳析出，與鉻、鉬、釩結(jié)合生成合金碳化物顆粒，并分布于鐵素體基體之上，這些碳化物首先在位錯密度較高的區(qū)域形成，沿著原馬氏體、貝氏體板條位向及晶界析出長大[7]。但由于此時回火溫度較低，碳化物析出量少，分布也不均勻，方向性不明顯。

經(jīng)過630℃再熱處理后，鐵素體條繼續(xù)合并粗化，但仍保持原板條位向特征；碳化物析出量增加，并具有一定方向性，沿著晶內(nèi)原板條位向及晶界析出，呈斷續(xù)鏈狀。由于碳化物顆?；蚱^密集，碳化物之間的間距也較小，為裂紋擴展提供了通道，降低了材料韌性。同時從圖中可觀察到，碳化物開始在晶界及晶內(nèi)聚集長大，在晶界處的大顆粒碳化物也會影響材料強度及韌性。

當再熱溫度達到710℃時，生成回火索氏體+大顆粒碳化物，位錯密度顯著降低，沖擊韌性得以改善。

圖5 不同溫度再熱前后粗晶區(qū)試樣的顯微組織Fig.5 Microstructure of CGHAZ before(a) and after reheat treatment at different temperatures(b－d)

2.4 分析與討論

通常認為，焊后熱處理可以改善低合金鋼熱影響區(qū)的韌性。通過熱處理使粗晶區(qū)內(nèi)貝氏體、馬氏體分解，碳化物轉(zhuǎn)變及聚集球化，使鐵素體晶格畸變減小，大大消除殘余應力[8-9]。若鋼中含有多種碳化物形成元素，經(jīng)焊后熱處理后大量碳化物析出，而材料性能會受到碳化物形態(tài)及偏聚位置的影響，大顆粒碳化物和沿晶界生長的碳化物會降低材料韌性。

12Cr1MoVG鋼含鉻、鉬、釩等強碳化物形成元素，在焊后熱處理中易析出碳化物，影響材料性能。在熱模擬試驗時，母材被加熱到1 300℃，晶粒嚴重粗化，在隨后快速冷卻過程中，碳原子擴散受限，形成了貝氏體及馬氏體組織，如圖5（a）所示。在溫度550～710℃的再熱過程中，馬氏體、貝氏體分解，鐵素體條合并粗化；固溶于非平衡組織中的碳原子析出，可與鉻、鉬、釩結(jié)合生成M23C6、M7C3、M2C、MC等類型的合金碳化物分布在原奧氏體晶界和原馬氏體、貝氏體板條界上[10-11]。當這些碳化物剛在晶內(nèi)析出時，顆粒細小且彌散分布，將起到沉淀強化作用。但M2C及M7C3碳化物不穩(wěn)定，在高溫再熱時易溶解并向更穩(wěn)定的M23C6類碳化物轉(zhuǎn)化[12]，并聚集長大，降低強化作用。而富含釩的MC類碳化物作為基體的主要強化相，結(jié)構(gòu)穩(wěn)定且不易聚集長大，其沉淀強化作用可維持到0.7 TM（TM為熔點）[13]。

粗晶區(qū)試樣經(jīng)550℃再熱處理后，馬氏體、貝氏體開始分解，碳化物析出，在晶界呈斷續(xù)薄片狀，在晶內(nèi)呈細小顆粒狀，細小的碳化物顆粒起第二相強化作用，如圖5（b）中所示。據(jù)文獻[10，14]，這些碳化物為M23C6、M7C3、M2C、MC類型的碳化物。當再熱溫度提高到630℃時，碳原子擴散能力提高，偏聚在位錯線附近的碳原子與碳化物形成元素結(jié)合，生成碳化物沿板條位向析出；而馬氏體板條間的富碳殘留奧氏體在600℃以上會發(fā)生分解，析出第二相，連續(xù)分布時會導致材料韌性急劇降低[15-16]。從圖6可見，碳化物顆粒或片在晶內(nèi)析出呈斷續(xù)鏈狀，密集且間距小，具有一定方向性，一旦發(fā)生開裂，裂紋更易在這些區(qū)域連通擴展，形成穿晶斷裂。由圖7能譜分析可知，其中的大顆粒碳化物為鉻的碳化物，說明不穩(wěn)定碳化物已開始聚集長大并向鉻的M23C6型碳化物轉(zhuǎn)變，而這種粗大的碳化物在晶界附近出現(xiàn)會弱化晶界，使開裂變得更容易。從斷口形貌中可見，經(jīng)630℃再熱的斷口整體呈脆斷形貌，主要表現(xiàn)為解理斷裂，說明敏感溫度下的再熱處理降低了材料韌性。當再熱溫度升高到710℃，如圖5（d）所示，馬氏體、貝氏體板條特征已不明顯，板條合并轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀、等軸狀鐵素體，位錯密度顯著降低，塑、韌性得到改善；同時在晶內(nèi)板條間及晶界處偏聚生長的碳化物大多在晶內(nèi)聚集長大，轉(zhuǎn)變?yōu)榇只腗23C6類碳化物，降低了碳化物沉淀強化作用。但由于釩的MC類細粒碳化物在較高溫度下不易分解和轉(zhuǎn)化，其強化作用使材料硬度仍可維持在較高水平[17]。

圖6 630℃再熱處理粗晶區(qū)SEM形貌Fig.6 SEM morphology of CGHAZ at 630℃

圖7 大顆粒碳化物相的SEM形貌及其EDS譜Fig.7 SEM morphology(a) and EDS spectrum(b) of large granular carbide phases

3 結(jié) 論

（1）對12Cr1MoVG鋼模擬焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)試樣在550～710℃進行再熱處理，隨再熱溫度升高，沖擊吸收能先降低后升高，硬度變化則相反，經(jīng)630℃再熱處理后，試樣沖擊吸收能最小，硬度最大。

（2）12Cr1MoVG鋼模擬焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)顯微組織為貝氏體+馬氏體+碳化物，經(jīng)再熱處理后，隨著再熱溫度升高，馬氏體、貝氏體分解，鐵素體條合并，碳化物析出量增大并聚集長大。

（3）在630℃經(jīng)1 h再熱處理后的沖擊試樣斷口表現(xiàn)為脆性斷裂特征，表明在此再熱條件下12 Cr1MoVG鋼發(fā)生了再熱脆化。

（4）12 Cr1MoVG鋼脆化的主要原因在于晶內(nèi)碳化物的方向性析出，為裂紋擴展提供了通道；同時在粗晶區(qū)晶界處出現(xiàn)大顆粒碳化物，導致晶界弱化，使材料韌性下降。

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