劉華潔 馮 敬 董 濤 曹 華 劉銀喜

(1.中國石化集團(tuán)公司物資裝備部，北京100000；2.二重(德陽)重型裝備有限公司，四川618000)

加氫反應(yīng)器是現(xiàn)代煉油工業(yè)中的重大關(guān)鍵設(shè)備，12Cr2Mo1V是近年來發(fā)展起來的適用于高溫、高壓條件下的新型加氫反應(yīng)器用鋼。隨著產(chǎn)品尺寸、壁厚和噸位的增加，產(chǎn)品的制造難度也將不斷的增加，特別是-30℃時(shí)KV2≥54 J驗(yàn)收會(huì)出現(xiàn)離散性的波動(dòng)，其原因涉及冶煉、鍛造、熱處理全工序的各環(huán)節(jié)，本文針對(duì)混晶導(dǎo)致低溫沖擊不合格問題，采用等溫退火消除混晶后并重新調(diào)質(zhì)，滿足了產(chǎn)品最終質(zhì)量。

1 原因分析

通過分析得出，12Cr2Mo1V低溫沖擊產(chǎn)生波動(dòng)的主要原因有：先共析鐵素體、混晶及其他因素的影響。

1.1 先共析鐵素體的影響

先共析鐵素體的析出與貝氏體基體同時(shí)存在，造成組織不均勻，因而導(dǎo)致低溫沖擊波動(dòng)。鐵素體的析出與淬火冷速、內(nèi)控成分、微觀偏析等有關(guān)。在性能熱處理時(shí)淬火冷卻速度對(duì)性能影響很大，但對(duì)于特厚大鍛件，在冷速達(dá)到一定程度后并不能提高鍛件心部冷速，因此我們采取通過材料的成分內(nèi)控細(xì)化晶粒，提高淬透性。根據(jù)經(jīng)驗(yàn)適量提高C、B的含量可增加材料淬透性，抑制鐵素體的析出，同時(shí)適當(dāng)加入Nb、Al等元素可細(xì)化奧氏體晶粒度，提高材料的強(qiáng)韌性。

1.2 混晶的影響

經(jīng)過分析產(chǎn)生混晶的主要原因有：

(1)在鍛造最后一火次中為了修形，鍛比小、加熱溫度高、再結(jié)晶不充分，都會(huì)產(chǎn)生混晶現(xiàn)象。

(2)12Cr2Mo1V筒體鍛件在鍛后空冷至等溫待料階段，筒體兩端由于受自身形狀效應(yīng)和環(huán)境溫度的影響，冷速快容易使兩端試料區(qū)避開珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)域，得到非平衡組織引起后序混晶。

(3)即使在等溫待料過程中發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，由于受到爐溫控制不當(dāng)、偏析等的影響，依然會(huì)形成托氏體、貝氏體等方向性明顯的組織，這些具有明顯方向性的組織也會(huì)導(dǎo)致組織遺傳，形成混晶。

1.3 其他因素的影響

鋼錠兩端未切除干凈，夾雜物、偏析等遺留在鍛件本體中，將引起性能的波動(dòng)；其次，鍛造過程中筒體鍛件不規(guī)則，筒體兩端出現(xiàn)喇叭口、平行四邊形等，均對(duì)性能存在一定的影響；另外，形成異常的M/A組織、析出致脆的金屬間化合物也是導(dǎo)致沖擊波動(dòng)的原因。

通過上述過程分析，在排除熱處理工藝及材料化學(xué)成分內(nèi)控等因素后，發(fā)現(xiàn)材料存在混晶(3.0級(jí)占90%，9.0級(jí)占10%)，如圖1(a)所示。同時(shí)在粗大晶粒區(qū)域形成了粗大貝氏體組織，如圖1(b)所示。不合格沖擊樣裂紋源區(qū)形貌見圖2。由圖2可見，不合格試樣的韌窩區(qū)較窄、較淺。因此，混晶及粗大的貝氏體組織是造成低溫沖擊值低的直接原因。

(a)100×(b)500×

圖1 沖擊值不合格試樣的晶粒度顯微組織Figure 1 Grain size microstructure of specimens with unqualified impact values

圖2 沖擊值不合格斷裂源區(qū)形貌
Figure 2 Morphology of fracture source area with unqualified impact values

材料混晶是在一定加熱條件下由于組織遺傳性引起的，因此在性能熱處理前必須消除組織遺傳，并細(xì)化晶粒。經(jīng)檢驗(yàn)在鍛造完畢后空冷過程中由于筒體兩端面冷卻快，得到較多的非平衡組織貝氏體，其次在鍛造過程中遺留有粗大的奧氏體晶粒，兩者同時(shí)存在將導(dǎo)致材料的遺傳傾向大，即使經(jīng)過鍛后正火+回火的熱處理并不能完全細(xì)化組織。粗晶嚴(yán)重且非平衡組織共存，在最終性能熱處理后將導(dǎo)致混晶。通過對(duì)CCT曲線觀察，擬通過得到平衡的鐵素體、珠光體組織來消除后序加熱帶來的混晶。

2 實(shí)驗(yàn)方案

根據(jù)12Cr2Mo1V材料的CCT曲線，為得到平衡的鐵素體、珠光體組織，選用有混晶組織的鍛件3塊試塊分別以1010℃、980℃、910℃三個(gè)溫度進(jìn)行奧氏體化。其中1010℃、980℃已完全奧氏體化，910℃略高于Ac3溫度，處于臨界區(qū)附近。根據(jù)CCT曲線確定退火冷卻速度為20℃/h，選擇700℃過冷等溫，使過冷奧氏體在等溫過程中發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，得到球狀珠光體組織和粒狀碳化物。根據(jù)排選，具體退火工藝曲線見圖3。

(a)方案1

(b)方案2

(c)方案3圖3 退火工藝曲線Figure 3 Annealing process curve

(a)1010℃退火，晶粒度3.5級(jí)

(b)980℃退火，晶粒度5級(jí)

(c)910℃退火，晶粒度6.5級(jí)圖4 金相組織(100×)Figure 4 Metallographic structure(100×)

3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

采用圖3所示的三種方案退火處理后進(jìn)行金相組織分析，結(jié)果如圖4所示。

經(jīng)分析得出，1010℃退火的組織中未發(fā)現(xiàn)混晶，整體晶粒較為均勻，但晶粒較粗大，晶粒度為3.5級(jí)；980℃退火的組織中晶粒相對(duì)較細(xì)，達(dá)到5級(jí)，但個(gè)別區(qū)域存在較大晶粒；910℃退火的組織中未發(fā)現(xiàn)混晶，晶粒均勻，晶粒細(xì)小達(dá)到6.5級(jí)。三種方案下的碳化物均呈現(xiàn)顆粒狀分布。

由于在910℃進(jìn)行奧氏體化，其重結(jié)晶溫度低，得到的奧氏體晶粒度細(xì)小。也有資料介紹在上臨界區(qū)附近保溫，奧氏體形態(tài)為球形奧氏體，對(duì)消除混晶更有利。由于奧氏體化溫度低，溶解合金元素能力有限，導(dǎo)致過冷奧氏體穩(wěn)定性差，在等溫過程中更容易分解得到粒狀珠光體組織。

4 結(jié)論

鍛件選擇臨界區(qū)等溫球化退火，細(xì)化了奧氏體晶粒度、得到了平衡組織粒狀珠光體，降低了奧氏體的穩(wěn)定性，孕育期短。因此采用臨界區(qū)等溫球化退火可有效消除混晶問題，消除混晶后，工件重新進(jìn)行性能熱處理，滿足性能要求。鍛件預(yù)先經(jīng)臨界區(qū)溫度910℃奧氏體化+700℃等溫退火處理，然后再進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理基本達(dá)到了消除混晶的目的，可滿足制造要求。