伏 瑋,馬韓韓,孔令瑞,沈志鵬,於孝春,賀小華,周昌玉

(南京工業(yè)大學(xué) 機(jī)械與動(dòng)力工程學(xué)院,江蘇 南京 211800)

加氫反應(yīng)器是石油化工加氫裝置的關(guān)鍵設(shè)備,由于其特殊服役環(huán)境:高溫(345～454 ℃)、高壓(6.9～28 MPa)、臨氫(H2/H2S),使得對(duì)加氫反應(yīng)器的材料綜合力學(xué)性能要求較高。早期加氫反應(yīng)器用鋼2.25Cr-1Mo材料綜合力學(xué)性能較好,但在長(zhǎng)期使用過程中出現(xiàn)了回火脆、堆焊層氫致剝離、高溫氫腐蝕、氫脆、高溫腐蝕[1-3]等一系列問題,其中回火脆和氫脆對(duì)加氫反應(yīng)器威脅最大。研究發(fā)現(xiàn)在2.25Cr-1Mo鋼中加入合金元素V能顯著提高其高溫強(qiáng)度[4],目前2.25Cr-1Mo-0.25V鋼成為加氫反應(yīng)器的典型用鋼,同時(shí)該鋼也是一種沉淀強(qiáng)化鋼,由于其含有Cr、Mo、V等合金元素,可形成穩(wěn)定的彌散碳化物,從而固定組織中的C元素,提高材料的高溫強(qiáng)度和抗氫脆性能[5-7]。相比于上一代鋼種2.25Cr-1Mo,2.25Cr-1Mo-0.25V鋼能適應(yīng)更加嚴(yán)苛的高溫、高壓、高氫分壓的服役環(huán)境,具有更高的許用應(yīng)力和服役溫度[8-9]。根據(jù)API RP 941:2016中的納爾遜曲線[10],2.25Cr-1Mo-0.25V鋼在高溫、高氫分壓環(huán)境中，最高操作溫度比傳統(tǒng)鋼高出12.3%;高溫、高氫分壓環(huán)境下具有更高的許用應(yīng)力意味著加氫反應(yīng)器設(shè)備質(zhì)量更輕,該鋼是大型設(shè)備輕量化的重要材料。

文獻(xiàn)[11-13]表明:合金鋼在一定溫度下長(zhǎng)時(shí)間保溫后發(fā)生回火脆化的主要原因是，材料中的雜質(zhì)元素，如P、Sn、Sb等在晶界處偏聚,降低了晶界處的原子結(jié)合力,其中P元素為主要的有害元素。同時(shí),文獻(xiàn)[14-17]用二次離子質(zhì)譜與原子探針法對(duì)B元素在鋼中的偏聚進(jìn)行了研究,發(fā)現(xiàn)連續(xù)冷卻過程中,B元素在晶界上存在平衡和非平衡兩類偏聚。Huang等[18]采用二次離子質(zhì)譜法再次證明了718種合金中存在B的平衡與非平衡偏聚現(xiàn)象。氫脆也一直是加氫反應(yīng)器面臨的重要問題[19-21],加氫反應(yīng)器的服役環(huán)境中由于存在H2、H2S等腐蝕性物質(zhì)，因而有利于形成電化學(xué)作用。同樣,在高溫狀態(tài)下氫分子會(huì)直接分解為氫原子進(jìn)入材料中,從而降低材料力學(xué)性能,最明顯的表現(xiàn)為材料韌性下降,甚至誘發(fā)產(chǎn)生裂紋。在停工和冷卻期間器壁母材和焊縫易發(fā)生脆化。

對(duì)于加氫反應(yīng)器材料回火脆及氫脆的評(píng)定,一般試驗(yàn)方法主要有夏比沖擊試驗(yàn)、慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)、斷裂韌性試驗(yàn)、小沖桿試驗(yàn)等。朱兵[19]利用等溫回火脆化處理、電化學(xué)充氫試驗(yàn)、夏比沖擊試驗(yàn)等方法,開展了2.25Cr-1Mo鋼在回火脆、氫脆以及兩者共同作用下材料的力學(xué)性能研究。在溫度、時(shí)間和應(yīng)力等因素下,通過韌脆轉(zhuǎn)變溫度以及斷口纖維率(FATT)來定量表征2.25Cr-1Mo鋼的脆化程度。華麗等[20]通過電化學(xué)充氫、夏比沖擊試驗(yàn)等方式,得出無氫與有氫兩組試樣的韌脆轉(zhuǎn)變溫度與斷口纖維率,通過比較試樣斷口的形貌和韌脆轉(zhuǎn)變溫度的變化能準(zhǔn)確地評(píng)價(jià)材料在氫作用下的脆化程度。陳學(xué)輝[21]利用小沖桿試驗(yàn)節(jié)約材料、簡(jiǎn)單方便等優(yōu)點(diǎn)研究3Cr-1Mo-0.25 V鋼氫脆問題,得到母材及焊縫在一定氫濃度下的韌脆轉(zhuǎn)變溫度,從而研究氫脆作用以及氫脆與回火脆協(xié)同作用下的材料性能。

本文主要根據(jù)夏比沖擊試驗(yàn),掌握氫對(duì)不同回火脆態(tài)下2.25Cr-1Mo-0.25V鋼母材及焊縫韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響,并結(jié)合斷口形貌觀察分析氫脆和回火脆協(xié)同作用下材料的脆化機(jī)制。

1 試驗(yàn)

1.1 材料

試驗(yàn)材料取自加氫反應(yīng)器2.25Cr-1Mo-0.25V鋼焊接鍛件,鍛件的熱處理工藝見表1,母材及焊縫的化學(xué)成分見表2。

表1 熱處理工藝

表2 2.25Cr-1Mo-0.25V鋼原始態(tài)母材和焊縫的主要化學(xué)成分

1.2 試驗(yàn)方法

1.2.1 回火脆及脫脆試驗(yàn)

一般回火脆的方式主要為等溫脆化以及步冷脆化(階梯冷卻)。為了評(píng)價(jià)2.25Cr-1Mo鋼母材及焊縫的抗回火脆性能,談金祝等[22-24]通過對(duì)比步冷前后韌脆轉(zhuǎn)變溫度的變化,發(fā)現(xiàn)步冷能在短時(shí)間內(nèi)快速使得原始態(tài)2.25Cr-1Mo鋼發(fā)生脆化,但對(duì)于已經(jīng)發(fā)生脆化的材料卻不能進(jìn)一步脆化,隨后對(duì)步冷曲線進(jìn)行優(yōu)化,從而達(dá)到加劇材料脆化的目的。馬韓韓等[25]對(duì)脫脆態(tài)2.25Cr-1Mo-0.25V鋼母材及焊縫進(jìn)行步冷脆化試驗(yàn),發(fā)現(xiàn)母材脆化不明顯、焊縫脆化顯著,說明母材抗回火脆性能明顯優(yōu)于焊縫。根據(jù)前人研究基礎(chǔ)[19-20],本文采用API 934-A:2019規(guī)范[26]中關(guān)于對(duì)材料進(jìn)行步冷脆化試驗(yàn)的要求,得到步冷前后材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度,對(duì)材料回火脆性能進(jìn)行評(píng)定，規(guī)定的步冷曲線如圖1所示。

圖1 步冷曲線Fig.1 Step cooling curve

為使材料回到未脆化狀態(tài),根據(jù)回火脆的可逆性,對(duì)原始態(tài)母材及焊縫進(jìn)行脫脆處理，即將2.25Cr-1Mo-0.25V鋼母材和焊縫以50 ℃/h的速度均勻加熱到630 ℃,保溫4 h,空氣冷卻,以便后續(xù)進(jìn)一步研究母材和焊縫的脆化性能。

1.2.2 充氫試驗(yàn)

一般加氫反應(yīng)器器壁氫濃度范圍為2～6 mg/L,根據(jù)文獻(xiàn)[19,21]并結(jié)合試驗(yàn)結(jié)果,本文采用電化學(xué)充氫。選取的溶液濃度為0.5 mol/L H2SO4溶液。為防止氫原子在試樣表面形成氫分子溢出表面,同時(shí)為促進(jìn)金屬對(duì)氫的吸附,在溶液中添加1 g/L的硫脲作為毒化劑。串聯(lián)電化學(xué)充氫原理示意圖及實(shí)物圖如圖2所示。為保證試樣中的氫濃度,同時(shí)保證充氫效率,對(duì)沖擊試樣進(jìn)行電化學(xué)預(yù)充氫試驗(yàn),充氫結(jié)果如圖3所示。

由圖3可知：在3種電流密度(4.0、7.5和10.0 mA/cm2)下,試樣中的充氫量隨著充氫時(shí)間的延長(zhǎng)呈先增加隨后緩慢減少的趨勢(shì)。

根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果,確定電化學(xué)充氫方案為室溫、電流密度10 mA/cm2、充氫時(shí)間12 h。

圖2 串聯(lián)電化學(xué)充氫Fig.2 Electrochemical hydrogen charging in series

圖3 不同電流密度下時(shí)間與沖擊試樣充氫量的關(guān)系Fig.3 Relationship between time and hydrogen content of impact samples under different current densities

1.2.3 沖擊試驗(yàn)

對(duì)焊接鍛件(母材和焊縫)按照GB/T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》[27]加工成沖擊試樣(10 mm×10 mm×55 mm)。沖擊試驗(yàn)在JBD-30C型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。取沖擊試驗(yàn)溫度為25、0、-20、-35、-50、-65、-80、-105 ℃,采用液氮作為冷源,每個(gè)試樣保溫20 min,每個(gè)溫度點(diǎn)取3個(gè)有效試樣,一組共計(jì)24個(gè)試樣進(jìn)行沖擊試驗(yàn)。由于沖擊試驗(yàn)數(shù)據(jù)離散性較大,根據(jù)文獻(xiàn)[28],采用Boltzmann函數(shù)確定不同脆化態(tài)下母材及焊縫沖擊功曲線上54.2 J所對(duì)應(yīng)的韌脆轉(zhuǎn)變溫度來定量表征材料的脆化度。

2 結(jié)果與討論

2.1 材料脆化傾向分析

為檢驗(yàn)2.25Cr-1Mo-0.25V鋼母材及焊縫抗回火脆性能,同時(shí)得到不同脆化態(tài)的母材及焊縫,對(duì)原始態(tài)母材及焊縫依次進(jìn)行步冷、脫脆、脫脆步冷3種方式的熱處理。根據(jù)夏比沖擊試驗(yàn)結(jié)果獲得母材及焊縫在不同狀態(tài)下的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，結(jié)果如圖4和表3所示。

圖4 不同狀態(tài)下母材與焊縫沖擊功曲線Fig.4 Impact energy curves of base metal and weld metal under different states

表3 2.25Cr-1Mo-0.25V鋼母材及焊縫經(jīng)熱處理后的韌脆轉(zhuǎn)變溫度與脆化度

由圖4和表3可知:

1)原始態(tài)母材及焊縫經(jīng)過脫脆處理后,均發(fā)生顯著的脫脆,表現(xiàn)為母材和焊縫韌脆轉(zhuǎn)變溫度分別下降了14.57和48.73 ℃,說明原始態(tài)母材及焊縫均已發(fā)生了一定程度的回火脆化。

2)對(duì)原始態(tài)母材及焊縫開展加速脆化的步冷處理后,發(fā)現(xiàn)步冷態(tài)焊縫與原始態(tài)焊縫相比發(fā)生了回火脆化,韌脆轉(zhuǎn)變溫度上升了7.88 ℃。步冷后,原始態(tài)母材未產(chǎn)生進(jìn)一步脆化,韌脆轉(zhuǎn)變溫度下降了5.93 ℃,即原始態(tài)母材產(chǎn)生了脫脆。首先,原始態(tài)母材本身已經(jīng)產(chǎn)生一定的回火脆化;其次,步冷曲線高溫段部分(593 ℃、1 h)使得母材發(fā)生較大程度脫脆;最后,低溫段長(zhǎng)時(shí)間階梯保溫(468 ℃、100 h)未能使母材進(jìn)一步脆化,所以原始態(tài)母材經(jīng)過步冷后出現(xiàn)脫脆現(xiàn)象。

3)對(duì)脫脆態(tài)母材和焊縫進(jìn)行步冷后,發(fā)現(xiàn)焊縫脆化顯著,韌脆轉(zhuǎn)變溫度上升了22.98 ℃；而母材脆化程度輕微,韌脆轉(zhuǎn)變溫度僅上升1.81 ℃,考慮試驗(yàn)存在分散性,可以認(rèn)為脫脆態(tài)母材經(jīng)過步冷后沒有顯著脆化。

上述分析表明,2.25Cr-1Mo-0.25V鋼母材抗回火脆性能明顯優(yōu)于焊縫。

2.2 氫對(duì)母材及焊縫韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響

加氫反應(yīng)器長(zhǎng)期服役后其器壁母材及焊縫回火脆化一直是影響設(shè)備安全運(yùn)行的重要因素之一。步冷試驗(yàn)表明,2.25Cr-1Mo-0.25V鋼母材抗回火脆性能優(yōu)越,焊縫抗回火脆性能較差。同時(shí),由于特殊的服役環(huán)境,設(shè)備器壁材料在運(yùn)行過程中將引入大量氫,導(dǎo)致材料發(fā)生氫脆從而進(jìn)一步劣化。因此,需進(jìn)一步探究氫對(duì)已發(fā)生回火脆化的2.25Cr-1Mo-0.25V鋼母材及焊縫的韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響。

對(duì)4種狀態(tài)下電化學(xué)充氫后的母材及焊縫進(jìn)行沖擊試驗(yàn),并對(duì)比充氫前后的韌脆轉(zhuǎn)變溫度,結(jié)果如圖5和6所示。

圖5 氫對(duì)不同脆化態(tài)母材韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響Fig.5 Effects of hydrogen on the ductile-brittle transition temperature of base metal under different embrittlement states

圖6 氫對(duì)不同脆化態(tài)焊縫韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響Fig.6 Effects of hydrogen on the ductile-brittle transition temperature of weld metal under different embrittlement states

由圖5和6可知:對(duì)不同脆化態(tài)的母材及焊縫電化學(xué)充氫處理后,韌脆轉(zhuǎn)變溫度均明顯上升。原始態(tài)、步冷態(tài)、脫脆態(tài)和脫脆步冷態(tài)母材的上平臺(tái)沖擊功顯著下降。氫對(duì)焊縫韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響明顯高于母材,說明焊縫抗氫脆性能遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于母材。

將充氫前后不同狀態(tài)下2.25Cr-1Mo-0.25V鋼母材及焊縫的韌脆轉(zhuǎn)變溫度與脆化度均列于表4。由表4可知:脫脆態(tài)母材充氫后,在氫的脆化作用下,僅僅使得母材韌脆轉(zhuǎn)變溫度上升3.72℃;而脫脆步冷態(tài)母材、步冷態(tài)母材、原始態(tài)母材這3種已經(jīng)發(fā)生一定回火脆化的材料,在充氫后韌脆轉(zhuǎn)變溫度分別提高了24.84、24.49、15.69 ℃。同樣,脫脆態(tài)焊縫充氫后,在氫的脆化作用下,使得焊縫材料韌脆轉(zhuǎn)變溫度上升42.06 ℃;而脫脆步冷態(tài)焊縫、原始態(tài)焊縫、步冷態(tài)焊縫這3種已經(jīng)產(chǎn)生一定回火脆化的材料,在充氫后韌脆轉(zhuǎn)變溫度分別提高了100.40、81.22、69.98 ℃。因此,焊縫材料的氫脆敏感性明顯高于母材;對(duì)于已經(jīng)產(chǎn)生一定回火脆化的母材及焊縫,其氫脆敏感性遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于脫脆態(tài)。

由表4還可知:對(duì)于已經(jīng)產(chǎn)生一定脆化的母材和焊縫,材料回火脆化程度越大,氫對(duì)材料的脆化作用越小,但該試驗(yàn)結(jié)果與前人研究結(jié)果相悖,比如文獻(xiàn)[19-20]結(jié)果均表明,對(duì)于回火脆化程度較小的材料,氫脆作用較??；對(duì)于回火脆化程度較大的材料，氫對(duì)材料的脆化作用增強(qiáng)。

對(duì)于母材,充氫后脫脆態(tài)、脫脆步冷態(tài)、步冷態(tài)和原始態(tài)韌脆轉(zhuǎn)變溫度分別為-56.90、-33.97、-27.49、-30.36 ℃。同樣,對(duì)于焊縫,充氫后脫脆態(tài)、脫脆步冷態(tài)、步冷態(tài)和原始態(tài)韌脆轉(zhuǎn)變溫度分別為-41.55、39.77、42.98、46.34 ℃。因此,在飽和氫作用下,對(duì)于已經(jīng)產(chǎn)生一定回火脆化的材料，其韌脆轉(zhuǎn)變溫度將達(dá)到一個(gè)上限值,認(rèn)為材料脆化已經(jīng)達(dá)到飽和,即母材的飽和韌脆轉(zhuǎn)變溫度在-30 ℃附近,焊縫的飽和韌脆轉(zhuǎn)變溫度在50 ℃附近。

2.3 沖擊斷口分析

根據(jù)不同脆化態(tài)下2.25Cr-1Mo-0.25V鋼母材的沖擊功曲線和韌脆轉(zhuǎn)變溫度,選取脫脆態(tài)和已產(chǎn)生較為嚴(yán)重回火脆化的原始態(tài)母材充氫前后沖擊斷口(沖擊試驗(yàn)溫度均為-35 ℃)的中心區(qū)域進(jìn)行形貌對(duì)比,如圖7所示。

由圖7(a)可知:脫脆態(tài)母材斷口中部韌窩壁上有明顯的漣波狀滑移特征,漣波由下到上變得逐漸模糊,成為無特征的延伸區(qū)，說明母材在脫脆后韌性較好。同樣,由圖7(c)可知:原始態(tài)母材斷口中部為韌性斷裂,存在較為顯著的剪切韌窩。由圖7(b)與7(d)可知:脫脆態(tài)與原始態(tài)母材充氫后,斷口中部均由韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔选２煌氖?脫脆態(tài)母材充氫后斷口解理面的尺寸較小、雜亂并且取向較為模糊,存在較多的撕裂棱,更多傾向于準(zhǔn)解理斷裂;而原始態(tài)母材充氫后斷口中部的解理面較為平坦,尺寸相對(duì)清晰,為解理斷裂，說明母材經(jīng)脫脆后,氫脆敏感性明顯降低。

表4 充氫前后2.25Cr-1Mo-0.25V鋼母材及焊縫的韌脆轉(zhuǎn)變溫度與脆化度

同樣,選取脫脆態(tài)和步冷態(tài)焊縫充氫前后沖擊斷口(沖擊試驗(yàn)溫度均為20 ℃)的中心區(qū)域進(jìn)行形貌對(duì)比,如圖8所示。

由圖8(a)可知:脫脆態(tài)焊縫斷口中部為數(shù)量密集、大小均勻的韌窩,為典型的韌性斷裂。由圖8(b)可知:脫脆態(tài)焊縫充氫后,斷口中部多為尺寸不均勻且密度相對(duì)較小的韌窩,但仍為典型的韌性斷口,說明脫脆態(tài)焊縫在充氫后,仍具有相當(dāng)好的韌性。由圖8(c)可知:步冷態(tài)焊縫斷口中部表現(xiàn)為不連續(xù)斷裂,在撕裂棱處形成數(shù)量較多的韌窩或韌窩帶,為同時(shí)存在解理與韌窩的混合斷裂。由圖8(d)可知:步冷態(tài)焊縫充氫后斷口為典型的解理斷裂,說明步冷態(tài)焊縫在氫的作用下進(jìn)一步產(chǎn)生脆化,而脫脆態(tài)焊縫表現(xiàn)出較好的抗氫脆性能。

圖7 4種脆化態(tài)母材典型沖擊斷口的掃描電子顯微鏡(SEM)照片F(xiàn)ig.7 SEM images of typical impact fracture of four brittle base metals

圖8 4種脆化態(tài)焊縫典型沖擊斷口的掃描電子顯微鏡照片F(xiàn)ig.8 SEM images of typical impact fracture of four brittle weld metals

由母材及焊縫8種典型斷口的分析可知:脫脆態(tài)母材及焊縫在吸收飽和氫后仍表現(xiàn)出較好的抗氫脆性能；而當(dāng)材料產(chǎn)生一定的回火脆化后,在飽和氫作用下,材料將產(chǎn)生嚴(yán)重的脆化現(xiàn)象,這與韌脆轉(zhuǎn)變溫度所表現(xiàn)出的規(guī)律吻合。

2.4 回火脆與氫脆協(xié)同脆化機(jī)制分析

本文對(duì)2.25Cr-1Mo-0.25V鋼母材及焊縫進(jìn)行步冷、脫脆等熱處理,得到不同回火脆態(tài)的母材及焊縫;隨后對(duì)不同回火脆態(tài)下的2.25Cr-1Mo-0.25V鋼母材及焊縫進(jìn)行充氫,其韌脆轉(zhuǎn)變溫度進(jìn)一步升高,這是回火脆與氫脆聯(lián)合作用下的結(jié)果。雜質(zhì)元素在晶界處偏聚導(dǎo)致晶界弱化,這是產(chǎn)生回火脆的主要原因,同時(shí)由于氫陷阱的捕獲,氫原子聚集在晶界和晶內(nèi)的碳化物、夾雜物等處,使得晶界、碳化物和夾雜物與基體界面的結(jié)合力弱化,加劇脆性解理或沿晶斷裂程度。

圖9給出了一組在本次試驗(yàn)中回火脆化較為嚴(yán)重的母材和焊縫的沖擊斷口形貌。由圖9(a)可知:原始態(tài)母材充氫后，斷口仍為解理斷裂,并沒有發(fā)現(xiàn)沿晶斷裂。根據(jù)氫增強(qiáng)脫聚理論(HEDE)[29],認(rèn)為界面和晶界作為較強(qiáng)的氫陷阱,容易吸收、容納氫并且能達(dá)到較高的濃度,導(dǎo)致界面和晶界結(jié)合能明顯弱化,這就解釋了回火脆程度相對(duì)較低的原始態(tài)母材充氫后,在晶界處偏聚較少的雜質(zhì)元素與飽和氫的共同作用下,-105 ℃的低溫也不足以使得晶界內(nèi)聚強(qiáng)度小于晶內(nèi)解理面內(nèi)聚強(qiáng)度,所以原始態(tài)母材充氫斷口表現(xiàn)為解理斷裂。而圖9(b)出現(xiàn)較為明顯的沿晶斷裂,說明對(duì)于回火脆程度較高的步冷態(tài)焊縫,由于充氫后晶界處偏聚較多的雜質(zhì)元素,使得氫元素大量聚集于晶界處,對(duì)晶界強(qiáng)度造成較大削弱,在-50 ℃下就能導(dǎo)致晶界內(nèi)聚強(qiáng)度小于晶內(nèi)界面內(nèi)聚強(qiáng)度,從而導(dǎo)致步冷態(tài)焊縫充氫后斷口出現(xiàn)部分沿晶斷裂。這與文獻(xiàn)[30-31]對(duì)2.25Cr-1Mo鋼的研究結(jié)論是一致的。

圖9 母材及焊縫脆性沖擊斷口的掃描電子顯微鏡照片F(xiàn)ig.9 SEM images of brittle impact fracture of base metal and weld metal

上述分析表明:當(dāng)材料吸納飽和氫后,對(duì)于回火脆程度較低的材料,較少的雜質(zhì)元素與飽和氫在晶界處造成輕微的弱鍵效應(yīng),同時(shí)由于晶界強(qiáng)度本身較晶內(nèi)強(qiáng)度高,因此其晶界相對(duì)于晶內(nèi)界面更不易開裂，所以回火脆程度相對(duì)較低的原始態(tài)母材晶界內(nèi)聚強(qiáng)度始終高于晶內(nèi)界面內(nèi)聚強(qiáng)度,導(dǎo)致母材脆性斷裂發(fā)生在晶體內(nèi)原子排列密度較大的晶面,因此沖擊斷口表現(xiàn)為解理斷裂。對(duì)于回火脆程度較高的材料,雜質(zhì)元素與氫的共同作用導(dǎo)致晶界內(nèi)聚強(qiáng)度低于晶內(nèi)界面內(nèi)聚強(qiáng)度,因此步冷態(tài)焊縫在低溫下沖擊斷口產(chǎn)生沿晶斷裂。

值得注意的是,目前只有回火脆最為嚴(yán)重的步冷態(tài)焊縫充氫后在-50 ℃沖擊斷口形貌中發(fā)現(xiàn)部分沿晶斷裂,絕大多數(shù)回火脆和充氫態(tài)母材及焊縫的脆性斷裂表現(xiàn)為解理斷裂。根據(jù)HEDE理論,氫能夠同時(shí)弱化解理面與晶界，回火脆材料充氫后,其斷裂機(jī)制為解理斷裂和沿晶斷裂的相互競(jìng)爭(zhēng),而產(chǎn)生何種形式的斷裂可能與材料回火脆化的程度有關(guān)。本文試驗(yàn)結(jié)果表明:脆性斷裂模式發(fā)生轉(zhuǎn)變的臨界韌脆轉(zhuǎn)變溫度可能在-27 ℃附近。

同時(shí),文獻(xiàn)[32-35]表明,鋼鐵材料經(jīng)過回火后,其晶體內(nèi)部將析出大量的碳化物,并且隨著回火溫度的降低,析出的碳化物由稀疏的橢圓狀轉(zhuǎn)變?yōu)槊芏容^大的細(xì)針狀,這些碳化物與晶體內(nèi)夾雜物的相界共同作為氫陷阱,在飽和氫的作用下進(jìn)一步增加晶體內(nèi)發(fā)生解理斷裂的可能性。所以對(duì)于回火脆化后的母材及焊縫,氫同雜質(zhì)元素在弱化晶界(沿晶斷裂)的同時(shí)更易導(dǎo)致解理斷裂。

圖10為母材和焊縫充氫后的解理斷裂面。由圖10可以看出:發(fā)生回火脆后,母材及焊縫解理面上存在因充氫導(dǎo)致的吸氫孔,其中焊縫較為嚴(yán)重。而經(jīng)過630 ℃脫脆處理(本質(zhì)上屬于高溫回火)后的材料晶體內(nèi)部碳化物為稀疏的球狀碳化物,相較于步冷處理(本質(zhì)上為比脫脆溫度低的回火)后材料晶體內(nèi)密集的針狀碳化物,其相界面積要小得多,晶體內(nèi)部氫含量將相對(duì)減少,從而使氫致解理斷裂的程度降低,所以脫脆態(tài)材料充氫后韌脆轉(zhuǎn)變溫度仍然較低,母材為-56.90 ℃,焊縫為-41.55 ℃。而一旦材料經(jīng)過步冷后,晶體內(nèi)由于存在針狀碳化物,在飽和氫作用下,氫致解理斷裂的程度加劇,因此回火脆后母材韌脆轉(zhuǎn)變溫度在-30 ℃附近趨于飽和,焊縫韌脆轉(zhuǎn)變溫度在50 ℃附近趨于飽和。

圖10 充氫后母材與焊縫解理面的吸氫孔Fig.10 Hydrogen absorption holes on the cleavage surfaces of base metal and weld metal after hydrogen charging

3 結(jié)論

1)通過步冷、脫脆等熱處理工藝得出不同脆化態(tài)下材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度,其中2.25Cr-1Mo-0.25V鋼母材抗回火脆性能明顯優(yōu)于焊縫。

2)對(duì)已經(jīng)產(chǎn)生一定回火脆的母材及焊縫充飽和氫后,材料上平臺(tái)沖擊功下降顯著,同時(shí)有脆化趨于飽和現(xiàn)象。母材的韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高至-30 ℃附近后趨于飽和,焊縫韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高至50 ℃附近后趨于飽和。脆性斷裂的方式是沿晶斷裂還是解理斷裂主要取決于材料回火脆化程度，2.25Cr-1Mo-0.25V鋼斷裂方式轉(zhuǎn)變的臨界韌脆轉(zhuǎn)變溫度在-27 ℃附近。

3)回火脆與氫脆的協(xié)同作用體現(xiàn)在兩方面:一是材料產(chǎn)生回火脆后,晶界處偏聚的雜質(zhì)元素與氫共同弱化晶界結(jié)合力,導(dǎo)致晶界脆化;二是經(jīng)過回火后材料晶體內(nèi)部析出碳化物,與基體產(chǎn)生相界,產(chǎn)生一種有效的氫陷阱,在飽和氫作用下,加劇解理斷裂程度。

4)母材與焊縫材料經(jīng)脫脆后,韌脆轉(zhuǎn)變溫度均顯著下降。脫脆處理不但能消除雜質(zhì)元素在晶界上的偏聚,減輕材料回火脆化程度,同時(shí)晶體內(nèi)僅存在少量的球狀碳化物,可以有效降低氫對(duì)解理斷裂的影響,即脫脆在降低母材及焊縫回火脆化程度的同時(shí),能夠顯著提高抗氫脆性能。