2. 上海电气电站设备有限公司 上海汽轮机厂, 上海 200240
2. Process Department of Turbine Works, Shanghai Electric Power Generation Equipment Co., Ltd., Shanghai 200240, China
大尺寸厚壁构件常常应用于大型压力容器的制造和火电、核电等行业之中。为了使其满足较高的综合力学性能要求,在制造过程中往往需要进行回火热处理,若回火参数不当,容易引起回火脆性。然而,大尺寸构件截面较厚会使其在回火冷却过程中冷却速度较慢,从而导致构件的韧性降低,因此回火冷却速度的控制对大尺寸厚壁构件显得尤为重要。
针对大尺寸厚壁构件,诸多学者对其回火脆性的产生原因及影响因素等进行了深入的研究[1, 2]。某些合金钢在375~600 ℃之间回火后缓冷,钢的冲击韧性会降低,这类现象叫做第二类回火脆性。这种回火脆性是可逆的,可通过再次回火后快冷来恢复韧性。第二类回火脆性是由某些特定的元素偏聚于原奥氏体晶界造成的[3],这些元素的偏聚会降低晶界间的结合力,从而使得原奥氏体晶界成为薄弱环节,造成韧性下降。一般情况下,合金元素偏聚率较低,但是当与杂质元素P、S等共同作用时,偏聚会显著提高。此外,不同的合金元素作用不同,Ni与Cr共同作用时,会与杂质元素共同偏聚于晶界,而强碳化物形成元素Mo、V、W等可以有效抑制偏聚,从而改善回火脆性[4]。元素的作用效果还与其含量有一定的关系,对于Mo元素而言,当含量过高时,其改善回火脆性的作用减弱[5]。元素的偏聚量与热处理冷却过程中的降温速度密切相关[6]。温度越低,元素偏聚可能达到的最大偏聚量越高,但达到最高偏聚量所需的时间也越长[7],因此缓慢冷却会使某些有害元素的偏聚量增加。
但是,目前针对非均质焊接结构的回火脆性的研究不足。焊缝金属在复杂的非平衡热作用下,经历快速的升温熔化,后续的快速凝固过程中会发生复杂的固态相变,其成分、组织具有显著的非均匀性[8]。为了改善焊接接头的韧性以及降低焊接残余应力,焊接接头往往需要焊后回火处理。大尺寸焊接结构件可能会遇到冷却速度慢的问题,因此针对非均质焊接接头回火冷速的研究也显得尤为重要。
贝氏体钢以及贝氏体焊缝金属在实际生产中得到了广泛的应用[9, 10, 11],因为贝氏体金属不仅具有良好的综合力学性能,还具有良好的焊接性能,一般具有较低的焊接冷裂纹倾向,而且其成本相对较低。贝氏体组织作为一种介于珠光体组织和马氏体组织之间的非平衡组织,其组织性能受合金成分和冷却速度的影响较大。并且,有文献报道贝氏体钢具有一定程度的回火脆性敏感性,多种贝氏体钢都具有回火脆性温度区间[12]。
本课题组与上海汽轮机厂合作,针对大尺寸厚壁环形试验件,初步研究了不同回火冷却速度对贝氏体焊缝韧性的影响。
1 实验材料及工艺 1.1 实验材料母材30Cr2Ni4MoV钢的化学成分和主要力学性能分别见表1和2。
% | |||||||||||
C | Cr | Mo | Si | Mn | P | S | V | Ni | Sn | As | Fe |
≤0.35 | 1.50~2.00 | 0.25~0.60 | ≤0.10 | 0.20~0.40 | ≤0.010 | ≤0.010 | 0.07~0.15 | 3.25~3.75 | ≤0.015 | ≤0.020 | 余量 |
由于环形试验件的壁厚较大,故采用多层多道的窄间隙氩弧焊打底、埋弧焊填充盖面工艺,每层焊2道,每道厚3~4 mm。焊丝为2.5%Ni 低合金钢,化学成分符合美国机械工程师学会(ASME)标准。焊接工艺参数见表3。
图1a所示为环形试验件焊接接头的结构示意图,试验件尺寸为内径600 mm,外径900 mm,厚245 mm,其中两侧为母材,中间较窄部分为焊缝。
从试验件上截取厚度约15 mm的扇形毛坯件进行不同的回火处理,之后从热处理后的扇形毛坯件中截取冲击试样。冲击试样截取方向与多层多道焊方向关系示意图如图1b所示。
为了研究不同回火冷却速度对焊缝金属的韧性影响,采用快、慢两种不同的冷却速度进行回火处理。其中,快冷速度为80 ℃/h,慢冷速度为 20 ℃/h。热处理工艺温度选择540、560、580、590和600 ℃的高温回火,保温时间均为10 h。
2 回火冷速对韧性的影响 2.1 冲击韧性冲击试验根据国家标准GB 2650—2008《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》在室温下进行,对不同回火工艺处理下的焊缝金属的室温冲击功进行了测量。焊缝金属在不同温度、不同冷却速度回火处理下的室温平均冲击功相对值如图2所示。其中,以纯母材室温冲击功值为基准,纵坐标值为焊缝冲击功与母材冲击功的比值。
从室温冲击功结果可以看出,当回火温度为540 ℃时,快、慢冷处理的焊缝金属的冲击功基本一致,均与母材冲击功值接近。随着回火温度的提高,快冷处理的试样在540~580 ℃范围内冲击功基本保持不变,随着温度进一步升高到590~600 ℃后,冲击功有显著提升; 而慢冷处理试样冲击功随回火温度升高到560 ℃时即产生大幅下降,约为母材冲击功的70%,之后随着温度进一步升高到600 ℃,冲击功仍有小幅下降。
根据冲击韧性的测量结果可以发现,此30Cr2Ni4MoV贝氏体焊缝金属在540~600 ℃范围内进行高温回火时,若回火冷却速度过慢,会产生明显的韧性降低现象。
2.2 组织分析对540~600 ℃快、慢冷回火冷却速度处理的冲击试样宏观断口进行了观察,发现宏观断口形貌主要呈现均匀韧性形貌及脆性分层形貌两种典型的断口形貌。其中: 冲击功较高的快冷试样及540 ℃慢冷的冲击试样断口呈现均匀的韧性断口形貌,而冲击功较低的560~600 ℃慢冷试样呈现分层形貌,如图3所示。
由图2中冲击功的变化可以看出,当回火温度在540 ℃时,快慢冷对冲击功值没有影响,因此快慢冷试样的断口形貌一致。进入到560~600 ℃范围内,慢冷试样冲击功明显低于快冷试样,冲击功较低的慢冷试样在形貌上表现为分层,即慢冷处理使得焊缝金属局部韧性下降,而其他部位韧性依旧保持在较好的水平,导致产生了断口形貌的分层。因此,分层现象的产生,说明慢冷回火处理只使得焊缝金属中的局部产生了脆化,而并非全部焊缝金属均产生了脆化。
为了研究分层现象产生的原因,找到多层多道焊焊缝中对回火冷却速度敏感的局部区域,对600 ℃慢冷试样进行了金相观察及断口的扫描电镜(scanning electron microscope,SEM)观察,观察结果如图3—5所示。
图3为600 ℃慢冷试样的宏观断口照片,可以明显地观察到断口的分层现象。从冲击断口上截取金相试样进行金相观察,其中金相观察方向如图3中所示。金相腐蚀方法采用苦味酸腐蚀。金相观察结果照片如图4所示。由图4a白圈区域可以看出,分层位置为多层多道焊的层间位置,每一层刚好对应一层焊道。因而,推测层间位置是多层多道焊焊缝中对回火冷却速度较敏感的薄弱环节。
层间位置的进一步放大金相照片如图4b所示,其中包括第N层焊的柱晶区、第N+1层焊对第N层焊的热影响区、层间熔合区和第N+1层焊的柱晶区。断口分层形貌的阶梯截面如图4b中虚曲线位置所示。
对图4b中虚线框位置进行了断口形貌的SEM观察,从断口形貌的差异可以判断出3个特征区域的韧性差异,断口SEM形貌如图5所示。图5a为低倍SEM观察结果,图5b—5e为各特征区域的高倍观察结果。可以看出,所观察区域包括3种不同的断裂形貌: 第N+1层熔合区为准解理形貌(图5b),其中有大量浅韧窝,说明此区域韧性较好; 层间热影响区为等轴晶沿晶断裂形貌(图5c),表面光秃且晶粒间有大量二次裂纹,说明此区域韧性较差; 第N层柱晶区为柱状晶沿晶断裂形貌(图5d),柱晶晶粒表面光秃,柱晶间有少量韧窝,说明此区域韧性也较差,但韧性稍好于层间热影响区。
形成3种不同的断裂形貌的原因与多层多道焊的热作用密切相关。由图3可以看出,第N层为先焊层,第N+1层为后焊层。SEM观察结果中的柱晶区为先焊层的柱晶,等轴晶区为后道层对先道层的热影响区,准解理区为后道层对先道层的重熔区。因此,分层现象是多层多道焊焊缝的脆性断口所具有的特征形貌。准解理区经过慢冷处理后仍然保持较好的韧性,而等轴晶区和柱晶区经过慢冷处理后产生较严重的脆化,在冲击试验断裂过程中形成光秃的沿晶断裂形貌,说明较慢的回火冷速主要影响多层多道焊中的等轴晶区(层间热影响区)和柱晶区,使这两个局部区域产生了脆化。
分层截面的阶梯位置形貌如图5e所示。可以看出,此位置为韧窝形貌,说明此位置韧性较好,分层的阶梯位置并不是韧性最差的区域,而是韧性好的准解理区与韧性差的柱晶区的交接处,是相邻两个不同区域的韧性差较大使得此位置在裂纹扩展过程中形成分层阶梯。
2.3 Auger分析元素在原奥氏体晶界的偏聚可能是造成回火韧性降低的主要原因。为了研究不同冷却速度对元素晶界偏聚行为的影响,对600 ℃快、慢冷回火处理的试样进行了Auger电子能谱分析,其中对等轴晶区(层间热影响区)和柱晶区两个典型沿晶断裂形貌位置分别进行了Auger分析。
由于只有表面几层原子所产生的Auger电子才能够逸出固体表面,因此Auger电子能谱分析只能考察固体试样的表面。但是,可以配合离子溅射剥离的方法,逐层剥离试样表面后进行Auger分析,从而获得各个元素含量随溅射深度的变化规律。
本次试验利用离子溅射的方法,对各个试样不同分析位置进行沿深度的Auger电子能谱分析,测量各元素随溅射深度的偏聚程度变化。最初测量位置为晶界,随溅射深度的提高逐渐进入晶内。溅射速率为相对SiO2基体13 nm/min,根据实际测量试样与SiO2基体的硬度差异,实际测量速率高于或低于13 nm/min。
对600 ℃快慢冷试样等轴晶区和柱晶区的Fe、Cr、Ni、Mo、V、C、O、N、P、S元素进行了Auger分析。测量结果表明: Fe、Cr、Mo、V、N、P、S元素在晶界处无明显偏聚现象,晶界处和晶界内元素含量基本相同; 而C、O、Ni元素则在晶界处和晶界内存在明显的含量差,其原子百分比含量变化随溅射时间(即溅射深度)的变化规律如图6所示。
C、O元素在快慢冷回火试样中均有明显的晶界偏聚现象,如图6a和6b所示。其中: 慢冷试样偏聚程度更严重,含量更高,偏聚层更宽; 等轴晶区相对于柱晶区偏聚程度更加严重。这说明在慢冷速回火过程中,C、O元素的偏聚程度会加剧,而偏聚程度的加剧是导致脆化的主要原因,其中等轴晶区的偏聚程度最严重。从SEM观察结果可知,等轴晶区的韧性最差,这与Auger分析结果相吻合。
Ni元素原子百分比含量随溅射时间(即溅射深度)的变化如图6c所示。可以发现,Ni元素无论在快冷还是慢冷处理下,随溅射时间增加含量增加,即晶界处含量均低于晶内含量。但是,慢冷却速度处理下,Ni含量更低,其中等轴晶区含量低于柱晶区。Ni含量的降低可能是造成晶界脆化的一个原因。
3 结论1) 对于大尺寸厚壁构件,30Cr2Ni4MoV贝氏体焊缝在540~600 ℃范围内回火时,若冷却速度控制不当而使冷却速度偏低,会导致焊缝金属的韧性降低。
2) 冲击功较低的慢冷回火冲击试样断口会产生明显的分层现象,分层形貌是多层多道焊焊缝金属脆性断口的一种特征形貌。回火冷却速度对焊缝韧性的影响是局部的,其中后焊焊道对先焊焊道的热影响区是对冷却速度最敏感的区域。
3) Ni、C、O 3种元素存在明显的晶界、晶内原子百分比含量差异。Ni元素在晶界处含量偏低可能是导致晶界弱化的原因之一。C、O元素存在明显的晶界偏聚现象,其中慢冷等轴晶区(层间热影响区)的偏聚更严重、偏聚层更厚,推断这是造成慢冷回火处理后等轴晶区弱化的主要原因。可见,元素偏聚不仅与回火冷却速度有关,还与多层多道焊的热作用密切相关。
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