叢 軼，曲 萍，苑 怡，梁玉國，張 驥，葛樹濤

(大連中集重化裝備有限公司，遼寧大連 116600)

0 引言

厚度50 mm的09MnNiDR鋼錐體在920℃加熱成形后空冷，試件經(jīng)660℃回火后，力學性能試驗結(jié)果不合格，3個試樣－70℃低溫沖擊吸收能量值分別為 6，22，50 J，與 GB 3531—2008《低溫壓力容器用低合金鋼鋼板》國家標準第1號修改單［1］規(guī)定值相差懸殊，且嚴重不均，審查熱成形和熱處理記錄，均與工藝相符。化學成分分析表明，鋼板的化學成分符合標準規(guī)定［1］，金相組織檢查結(jié)果表明，熱成形+回火后并未發(fā)生晶粒長大，但存在明顯的組織偏析。制造過程的熱成形和熱處理不會造成組織偏析，只有鋼坯的成分偏析才會造成軋制鋼板的組織偏析。一般熱處理無法改變材料成分和組織偏析的情況，只能通過鍛軋等增大變形率或高溫擴散退火使之均勻［2－4］，但適當?shù)臒崽幚砜梢愿淖儾牧系慕M織結(jié)構，并使晶粒得到細化，從而改善或提高材料的整體性能［5－8］。查明錐體低溫沖擊性能不合格的原因后，采取適當?shù)母纳菩阅軣崽幚砉に嚕淖兞瞬牧系慕M織結(jié)構，并使晶粒得到細化，大幅提高了低溫沖擊吸收能量值，雖仍然不均(221，266，294 J)，但均高于GB 3531—2008《低溫壓力容器用低合金鋼鋼板》國家標準第1號修改單的規(guī)定值。

1 錐體熱成形前后力學性能的變化

1.1 錐體熱成形后母材試件的力學性能

φ2600/2200 mm×765 mm錐體，板厚 50 mm，在920℃加熱成形，母材和拼接焊縫試件與產(chǎn)品同爐加熱，相同條件冷卻(空冷)。試件660℃回火后，對母材試板制取性能試樣，取樣位置按GB 3531—2008規(guī)定要求，其力學性能見表1，沖擊韌性不合格，焊接試件力學性能暫不檢測。

表1 09MnNiDR鋼錐體熱成形后母材試件力學性能

1.2 板材供貨狀態(tài)的力學性能

由于未要求原材料進廠復驗，且錐體余料已處理，所用板材進廠后的實際性能已無法判斷。按批檢查的板材質(zhì)量證明書的力學性能符合GB 3531—2008標準第1號修改單規(guī)定值，如表2所示。

表2 供貨狀態(tài)09MnNiDR鋼板的力學性能

2 錐體的母材試件化學成分分析和金相組織檢查

在核查錐體制造過程記錄均符合制造工藝之后，為查清原材料化學成分和金相組織是否存在問題，在錐體母材試件上取樣進行化學成分分析和金相組織檢查，用以判斷造成沖擊值不合格的原因。

2.1 錐體試板化學成分分析

化學成分分析結(jié)果見表3，與材料質(zhì)量證明書提供的數(shù)值相近，均符合GB 3531—2008標準第1號修改單的規(guī)定值。

表3 09MnNiDR鋼板的化學成分分析結(jié)果與標準規(guī)定值對比 %

2.2 錐體試件的金相組織

對母材試件沖擊試驗不合格的3個試樣分別制取金相試樣，觀察結(jié)果表明，三者均為鐵素體+珠光體組織，都明顯存在不同程度的組織偏析，熱成形后并未發(fā)生晶粒粗化，見圖1。

圖1 錐體熱成形(空冷)后3個沖擊試樣的金相組織

3 改善錐體材料韌性的熱處理

板材的組織偏析不能用一般正火消除，高溫擴散退火雖可改善組織偏析，但由于周期長，耗能多，且氧化脫碳嚴重，晶粒顯著粗化，也不能用于板材。要改善錐體所用材料的韌性，只能通過進一步細化晶粒、改變組織結(jié)構來實現(xiàn)。由于貝氏體組織比鐵素體+珠光體組織具有更高的韌性，通過正火后加速冷卻，就可以獲得極細的貝氏體組織，借以改善錐體材料的韌性，確保產(chǎn)品的力學性能合格。

3.1 正火(水冷)+高溫回火后母材試件的金相組織和力學性能

圖2 改善性能熱處理后3個沖擊試樣的金相組織

錐體母材試件在910±15℃加熱，保溫60 min后浸水冷卻，隨后在660±15℃回火，獲得的3個沖擊試樣的金相組織見圖2。正火后加速冷卻+回火熱處理后的材料沖擊吸收能量值大幅提高，但3個試樣最大差值達73 J(見表4)，對金相組織觀察表明，組織偏析并未改變，只不過原鐵素體+珠光體組織變?yōu)樨愂象w組織，晶粒明顯細化， 且在原鐵素體晶粒內(nèi)形成大量細小粒狀貝氏體。

表4 正火(水冷)+回火后錐體母材試件的力學性能

3.2 正火(水冷)+回火后焊接試件的力學性能

母材試件的力學性能合格后，對同爐熱處理的焊接試件進行了力學性能試驗，其結(jié)果如表5所示。

表5 正火(水冷)+回火后錐體焊接試件的力學性能

4 分析和討論

對比錐體母材試件熱成形和正火(空冷或水冷)+回火熱處理后力學性能試驗和金相組織檢查結(jié)果，以及焊接試件正火(水冷)+回火后的力學性能試驗結(jié)果可以看出，熱成形加熱并未發(fā)生晶粒粗化，板材的組織偏析才是造成熱成形后沖擊吸收能量不合格且嚴重不均的根本原因。由于焊縫金屬未出現(xiàn)組織偏析，3個沖擊試樣的沖擊吸收能量值比較接近，最大差值為21 J，而熱影響區(qū)最大差值達100 J(見表5)，與母材試件的最大差值73 J(見表4)相近，供貨狀態(tài)的3個試樣沖擊吸收能量最大差值也有64 J(見表2)。金相組織和力學性能試驗的結(jié)果印證了供貨板材存在明顯組織偏析。文獻［4］通過高溫擴散退火使出現(xiàn)偏析的鑄鋼組織均勻化，然后通過淬火使組織細化，由于板材無加工裕量，高溫擴散退火不僅周期長，能耗高，且會造成氧化脫碳，不能采用此工藝解決組織偏析問題，也不能通過文獻［2］中所用的鐓拔鍛造來解決，僅可以采用文獻［5－7］中提及的改變組織結(jié)構和進一步細化晶粒的正火后水冷+回火方法提高沖擊吸收能量，獲得合格產(chǎn)品，但一般正火不能改變組織偏析。920℃正火后水冷+660℃回火，得到了回火貝氏體組織，在原先的鐵素體內(nèi)和晶界處也形成大量細小粒狀貝氏體，所形成的貝氏體組織具有較高的低溫沖擊吸收能量。

在文獻［9］中同樣遇到了09MnNiDR鋼板熱成形后沖擊韌性不合格的問題，并進行了950，980，1020，1050℃的模擬熱成形試驗，除950℃下成形外，其余3個溫度成形后試件的沖擊吸收能量均不合格，重新正火+回火后僅950，980℃成形后試件合格，從而得出了成形溫度高、晶粒粗大是造成低溫韌性不合格的原因，但文獻［9］中未提供金相組織照片。文中錐體的成形加熱工藝為930±15℃，實際自動記錄曲線的保溫溫度為923℃，用文獻［9］的結(jié)論無法解釋本文中的錐體熱成形后沖擊吸收能量不合格的原因。文獻［9］中所提供的大量數(shù)據(jù)也不支持其所得的結(jié)論(見表 6［9］)。

無論過熱組織、偏析組織，抑或兼有二者的組織，其力學性能都可通過其后適當規(guī)范的熱處理改善或提高，文獻［5－7］據(jù)此已成功解決了壓力容器及核工程部件因過熱、偏析等造成的沖擊性能不合格問題。文獻［9］在1050℃模擬成形加熱后，又進行了正火+回火，6個試樣的沖擊吸收能量分別為 147，20，208，20，90，230 J，最大值和最小值相差210 J，這是用成形溫度高和晶粒長大無法解釋的，可以說明組織偏析是其原因之一。文獻［4］指出，鐵素體沖擊吸收能量很低，如果板材為不均勻的鐵素體+珠光體組織，當沖擊試樣缺口位于鐵素體處時，沖擊吸收能量值就很低;位于珠光體處時，沖擊吸收能量值就較高。鋼廠在生產(chǎn)線上對較厚的鋼板正火一般采用噴霧或噴水冷卻，獲得的應是貝氏體組織或板條馬氏體組織，而不是鐵素體+珠光體組織，因此，即使有組織偏析，沖擊吸收能量值也會很高，所以板材質(zhì)量證明書中的沖擊吸收能量值都很高，熱成形后空冷，得到的是鐵素體+珠光體組織，如果組織偏析，不僅沖擊吸收能量值很低，且不均。隨后的正火水冷，又重新得到貝氏體或板條馬氏體組織，且在原鐵素體晶粒內(nèi)形成大量細小貝氏體，從而大幅提高沖擊吸收能量值，盡管由于組織偏析無法改變，各試樣沖擊吸收能量值仍有較大偏差。

表6 09MnNiDR板材供貨狀態(tài)、模擬不同溫度熱成形及正火+回火+消除應力后試板的力學性能

此外，熱成形或正火后空冷，還會經(jīng)過880℃的Ni－P共晶區(qū)、645℃的Ni－S共晶區(qū)和回火脆化區(qū)，緩慢通過這些溫度區(qū)，對含Ni厚鋼板的低溫沖擊韌性也會有不同程度的影響［10－12］。

5 結(jié)論

通過對錐體試板化學成分分析、力學性能試驗和金相檢查，得出如下結(jié)論:

(1)錐體母材試件存在明顯組織偏析，熱成形后空冷得到不均勻的鐵素體+珠光體組織，造成試件的沖擊試驗結(jié)果不合格，且各試樣的沖擊吸收能量值相差懸殊。

(2)試件經(jīng)正火后水冷+回火處理后，改變了材料的組織種類，提高了其沖擊吸收能量值，達到了產(chǎn)品技術要求。09MnNiDR鋼錐體經(jīng)正火后水冷 +回火處理可恢復性能，滿足GB 3531—2008《低溫壓力容器用低合金鋼鋼板》國家標準第1號修改單的要求。

［1］ GB 3531—2008《低溫壓力容器用低合金鋼鋼板》國家標準第1號修改單［Z］.

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