吳艷陽,龍 杰,侯敬超,趙燕青,尹衛(wèi)江,李樣兵

(河鋼集團(tuán) 舞鋼公司，河南舞鋼 462500)

0 引言

在加氫脫硫裝置、加氫裂化裝置中，為處理含氫高溫高壓工藝流體，反應(yīng)器和設(shè)備的母材，主要采用2.25Cr-1Mo鋼[1]。加氫反應(yīng)器長期在高溫高壓環(huán)境下工作，接觸介質(zhì)為氫氣及硫化氫等腐蝕性物質(zhì)，使用環(huán)境比較惡劣[2-3],而12Cr2Mo1R鋼由于具有較好的高溫強(qiáng)度、高溫抗氧化性能和高溫抗氫腐蝕等性能[4-5]，廣泛應(yīng)用于石油、電力、化工等能源行業(yè)核心壓力容器設(shè)備[6-9]。隨著設(shè)備大型化、加工油品重質(zhì)化的發(fā)展，操作溫度逐漸提高至454 ℃以上，因此石化設(shè)備用鋼逐漸選用升級換代的12Cr2Mo1VR材料，預(yù)計未來隨著石化行業(yè)的飛速發(fā)展，12Cr2Mo1VR鋼的使用量也將越來越大。12Cr2Mo1VR鋼板由于合金元素高，裂紋敏感性強(qiáng)，在生產(chǎn)過程中極易因表面裂紋問題而造成鋼板報廢。另外，12Cr2Mo1VR鋼板交付用戶后，一般需要卷制成型和焊接及焊后熱處理。焊后熱處理(PWHT) 是壓力容器在加工過程中或者加工完成之后的主要工序之一[10],其一方面用來提升焊接接頭的組織性能，軟化淬硬區(qū)，降低硬度、提高韌性以及蠕變極限；另一方面用來消除焊接應(yīng)力，防止延遲裂紋的產(chǎn)生以及擴(kuò)展，提高產(chǎn)品的壽命[11-12]，其對保證產(chǎn)品最終使用性能具有關(guān)鍵的作用。目前設(shè)計院所在設(shè)計該類材料時常常規(guī)定模焊溫度為705 ℃，由于壁厚及安全系數(shù)原因，設(shè)備制造廠往往根據(jù)設(shè)計院所的要求將該類鋼的最大模焊熱處理的保溫時間確定至32 h，長時模焊會惡化鋼板的力學(xué)性能。Jiang 等[13]研究了回火過程中2.25Cr-1Mo-0.25V鋼沖擊韌性的變化，回火初期組織結(jié)構(gòu)中馬氏體(M)-奧氏體(A)混合組織和粒狀貝氏體(B)中細(xì)小針狀碳化釩(VC)沉淀是造成材料強(qiáng)度高、沖擊韌性低的主要原因;而熱處理參數(shù)選擇不足時，焊接接頭硬度很高，沖擊吸收能量很低，又無法滿足產(chǎn)品規(guī)范要求。為了保證后續(xù)設(shè)備的焊接性能，設(shè)備制造廠往往在采購12Cr2Mo1VR鋼板技術(shù)要求中附加了長時模焊的力學(xué)性能要求，因此增加了生產(chǎn)此類鋼板的難度。該類鋼板由于生產(chǎn)難度大，在過去也主要依賴進(jìn)口。國內(nèi)某公司依據(jù)GB/T 713—2014《鍋爐和壓力容器用鋼板》中關(guān)于12Cr2Mo1VR,ASME SA542—2017《壓力容器用淬火加回火的鉻鉬和鉻鉬釩合金鋼板》及國內(nèi)外設(shè)計院的相關(guān)要求，進(jìn)行12Cr2Mo1VR鋼的研制開發(fā)，實(shí)現(xiàn)了批量生產(chǎn)及應(yīng)用。為了準(zhǔn)確了解該12Cr2Mo1VR鋼板的在正火狀態(tài)下不同冷速的組織變化，為后續(xù)工業(yè)化批量生產(chǎn)提供參考，重點(diǎn)對該類鋼板進(jìn)行取樣，分析不同冷速下試樣的組織變化及硬度的變化。

1 試驗(yàn)材料及方法

以某厚度150 mm的12Cr2Mo1VR鋼板為研究對象，該鋼板成分及力學(xué)性能符合GB/T 713—2014標(biāo)準(zhǔn)中12Cr2Mo1VR及ASME SA542GrDCl4a標(biāo)準(zhǔn)中的相關(guān)要求，對鋼板1/2位置進(jìn)行取樣并進(jìn)行加工成相變點(diǎn)測量試樣，尺寸為?4 mm×10 mm，同時加工成分測量試樣經(jīng)QSN750型光電直讀光譜儀測量，化學(xué)成分見表1。

表1 12Cr2Mo1VR鋼的化學(xué)成分 %

試樣統(tǒng)一加熱到奧氏體化溫度930 ℃,保溫時間600 s ，升溫速率200 ℃/h，降溫采用不同的冷速(見表2)冷卻至室溫20 ℃，在冷卻過程中采用K型熱電偶進(jìn)行實(shí)時溫度測試和記錄，將電偶鉚焊在試樣表面提取溫度-時間曲線。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

采用線膨脹法，繪制12Cr2Mo1VR鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線，試驗(yàn)結(jié)果見圖1、表2。

圖1 12Cr2Mo1VR鋼CCT曲線

表2 不同冷速下的相變點(diǎn)試驗(yàn)結(jié)果

表2中Ar3,Bs分別代表奧氏體、貝氏體的轉(zhuǎn)變開始溫度，Ar3f，Bf，Mf分別代表奧氏體、貝氏體、馬氏體的轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度，在溫度-時間半對數(shù)坐標(biāo)上描出相變點(diǎn)，并用光滑曲線將各物理意義相同的點(diǎn)連接起來,同時在該坐標(biāo)上標(biāo)出Ac1，Ac3，和Ms，Mf，即可獲得如圖1所示的CCT圖。

從圖1可以看出,12Cr2Mo1V鋼在設(shè)定的冷速下未發(fā)現(xiàn)珠光體(P)相變，但存在先共析鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)，在以不同速度的連續(xù)冷卻過程中，分別發(fā)生奧氏體(A)向鐵素體(F)的轉(zhuǎn)變、奧氏體向貝氏體(B)的轉(zhuǎn)變和奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變。當(dāng)冷卻速度為13.3 ℃/h時，組織轉(zhuǎn)變?yōu)锳→F，隨著溫度的下降至Bs線時，發(fā)生A→B轉(zhuǎn)變，最終室溫下得到B+F+A的混合組織；當(dāng)冷速增大至200 ℃/h后，組織中A全部轉(zhuǎn)變?yōu)镕和B，室溫下得到B+F的混合組織；隨著冷卻速度的增大，組織中B的比例不斷提高，當(dāng)冷速增至2 400 ℃/h，主要發(fā)生A→B轉(zhuǎn)變，組織為B+極少量的F；當(dāng)冷速增至4 800 ℃/h時，組織中F消失，只發(fā)生A→B轉(zhuǎn)變；繼續(xù)增大冷速至48 000 ℃/h，在發(fā)生A→B轉(zhuǎn)變的同時，隨著溫度的下降至Ms點(diǎn)時，發(fā)生A→M轉(zhuǎn)變，室溫下的組織為B+M；隨著冷速進(jìn)一步增大，當(dāng)增至72 000 ℃/h后，組織中B含量減少，M含量增多，但B和M形態(tài)和數(shù)量的變化不明顯。

將熱模擬后的試樣經(jīng)過金相砂紙打磨并拋光，用4%的硝酸酒精溶液腐蝕后的掃描組織如圖2所示。冷卻速度為13.3 ℃/h 時(見圖2(a))，室溫下的組織為鐵素體基體+少量的B+殘余A，同時在基體上還少量分布著合金碳化物顆粒；當(dāng)冷速達(dá)到200 ℃/h，由圖2(b)可知鐵素體含量明顯減少，B含量增加，組織仍為F+B；當(dāng)冷速增加至400，800 ℃/h 后，圖2(c)(d)組織中的B含量占據(jù)主導(dǎo)，數(shù)量多于F，此后隨著冷卻速度的進(jìn)一步增加，F(xiàn)含量一直呈減少趨勢；鐵素體尺寸及數(shù)量均隨著冷速的增加而減?。划?dāng)冷速增至1 920 ℃/h后組織中B含量進(jìn)一步增高，F(xiàn)含量減少；當(dāng)冷速增至2 400 ℃/h后，視場顯示基本為B組織，未發(fā)現(xiàn)F組織，B內(nèi)碳化物呈顆粒狀及短棒狀分布；進(jìn)一步提高冷速至 48 000 ℃/h ，組織中開始出現(xiàn)塊狀M，視場內(nèi)顯示為B+少量M，B內(nèi)碳化物主要在鐵素體晶內(nèi)仍然呈顆粒狀及短棒狀分布，由于冷速較快，M晶粒內(nèi)部未發(fā)現(xiàn)有合金碳化物；當(dāng)冷速增至72 000 ℃/h，組織仍為B+少量M，B數(shù)量有少量的減少但仍占據(jù)多數(shù)，M含量有升高趨勢，總體來看兩相的數(shù)量及形態(tài)變化并不明顯。

圖2 不同冷速下的12Cr2Mo1VR鋼掃描組織照片

為了研究不同冷卻速度對鋼的硬度影響，對不同冷卻速度的金相試樣在維氏硬度計上進(jìn)行硬度檢測，試樣冷卻速度與試樣硬度之間的關(guān)系曲線如圖3所示，隨著冷卻速度的增加，試樣的硬度隨之升高，當(dāng)冷卻速度處于相變臨界速度時，硬度變化明顯。硬度變化規(guī)律與不同冷卻速度下各相的種類和所占百分比有很好的對應(yīng)關(guān)系，當(dāng)冷卻速度≤13.3 ℃/h時，基體大部分組織為F+少量的B+少量A，硬度HV可控制在200以下;當(dāng)冷卻速度在 200～2 400 ℃/h時，隨著冷卻速度的增加，組織中B含量增多且晶粒明顯細(xì)化，F(xiàn)含量減少直至在2 400～4 800 ℃/h之間消失，硬度HV可控制在217～394;當(dāng)冷卻速度在 48 000～72 000 ℃/h時，組織為B+M組織，硬度HV變化不明顯，主要是因?yàn)獒槍?2Cr2Mo1VR類鋼的試樣，當(dāng)冷卻速度在48 000～72 000 ℃/h，B和M比例及形態(tài)未見明顯改變，因此HV硬度變化不明顯。

圖3 12Cr2Mo1VR試樣不同冷速下對應(yīng)的硬度

考慮到鋼板實(shí)際生產(chǎn)過程中，厚度斷面上的冷卻速度存在變化，鋼板表面冷卻過程中與冷卻水直接進(jìn)行接觸換熱，心部依靠與表面的溫度梯度通過傳導(dǎo)進(jìn)行熱量傳輸，而心部依靠傳導(dǎo)的冷卻速度遠(yuǎn)小于接觸換熱冷卻速度，且鋼板心部實(shí)際的冷速遠(yuǎn)遠(yuǎn)小于 72 000 ℃/h。同時由于鋼板的交貨狀態(tài)為正火(加速冷卻)+回火，鋼板經(jīng)正火(加速冷卻)后心部得到晶粒度較粗的粒狀貝氏體，隨后回火過程中，從鐵素體基體中析出合金碳化物，降低了鋼中固溶合金元素含量，雖然降低了固溶強(qiáng)化效果，但析出合金碳化物由于產(chǎn)生析出強(qiáng)化作用，抵消了一部分固溶強(qiáng)化強(qiáng)度損失量。同時，碳化物顆粒硬度大，與滑移位錯交互作用的強(qiáng)化機(jī)制為Orowan 機(jī)制[14]，其強(qiáng)化效果大致與析出相顆粒尺寸成反比，隨著碳化物顆粒平均尺寸的減小，析出強(qiáng)化作用增加，固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化此消彼長，保證了鋼具備一定的硬度值，因此正火+回火供貨的12Cr2Mo1VR鋼板HV硬度雖然達(dá)不到400以上，但可控制在235以上。API RP934(第一版)對12Cr2Mo1VR特厚板基體組織提出嚴(yán)格要求，要求鋼板貝氏體組織比例至少≥90%[15],根據(jù)實(shí)際檢測交貨的12Cr2Mo1VR鋼板數(shù)據(jù)，當(dāng)組織達(dá)到90%以上貝氏體組織時，12Cr2Mo1VR鋼板厚度斷面上實(shí)際交貨態(tài)HV硬度可控制在245～260區(qū)間范圍內(nèi)，基本可以保證鋼板后續(xù)成型及長時模焊后強(qiáng)度的需要。因此結(jié)合API RP934(第一版)對12Cr2Mo1VR特厚板基體組織的要求，結(jié)合本試驗(yàn)的相關(guān)冷卻曲線，實(shí)際生產(chǎn)過程中通過淬火機(jī)高壓段、低壓段冷卻水量及水壓的精確控制，將鋼板厚度1/2處的正火冷速控制在2 400 ℃/h以上，配合后續(xù)回火工藝的適當(dāng)調(diào)整，基本可以保證鋼板滿足加氫反應(yīng)器用12Cr2Mo1VR鋼的組織和硬度要求。

3 結(jié)論

(1)文中的12Cr2Mo1VR鋼板的Ac3，Ac1和Bs分別為895,794,441 ℃。隨著冷卻速度在13.3～2 400 ℃/h范圍內(nèi)的增加，試樣組織從B+F+A轉(zhuǎn)變?yōu)锽+F；當(dāng)冷速增大至48 000 ℃/h后，組織為B+M，進(jìn)一步增大冷卻速度至72 000 ℃/h未造成M及B的數(shù)量及形態(tài)的明顯變化。

(2)冷卻速度對12Cr2Mo1VR鋼試樣的硬度的影響與對應(yīng)的相變類型和比例大小有較強(qiáng)對應(yīng)關(guān)系，隨著冷卻速度的增加，硬度先增大、后趨于平緩，隨后再增大、再平緩。

(3)實(shí)際生產(chǎn)12Cr2Mo1VR鋼板過程中，采用正火加速冷卻方式應(yīng)保證鋼板厚度1/2處的冷卻速度控制在2 400 ℃/h以上，可保證組織中貝氏體含量滿足加氫反應(yīng)器用12Cr2Mo1VR鋼的組織和硬度要求。