李松林，曹邏煒，韓志遠(yuǎn)，程方杰,3

(1.天津大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，天津 300350；2.中國(guó)特種設(shè)備檢測(cè)研究院，北京 100029；3.天津市現(xiàn)代連接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，天津 300350)

0 引 言

制氫轉(zhuǎn)化爐管的工作環(huán)境為高溫、高壓，輕質(zhì)烴類與水蒸氣在爐管內(nèi)相互反應(yīng)產(chǎn)生氫氣。石化企業(yè)大多使用高鉻鎳高溫合金作為爐管材料。在服役過程中此類合金會(huì)析出粗大碳化物及G相，其中碳化物(以M23C6為主)是重要的晶界強(qiáng)化相，但過多的晶界強(qiáng)化相會(huì)使合金變脆、高溫性能降低[1-2]。因此，必須定期對(duì)服役狀態(tài)下的轉(zhuǎn)化爐管進(jìn)行檢修，及時(shí)維修更換，以保證氫氣生產(chǎn)的安全進(jìn)行。然而由于新舊爐管材料的組織和性能存在較大差異，更換期間焊接時(shí)舊爐管材料側(cè)熱影響區(qū)易產(chǎn)生焊接裂紋。

諸多學(xué)者圍繞劣化轉(zhuǎn)化爐管材料的組織和性能進(jìn)行了大量研究。SRISUWAN等[3]發(fā)現(xiàn)900 ℃保溫1 h熱處理后，服役劣化35Cr-45Ni-Nb合金爐管的硬度降低，焊接性能得到改善；MOSTAFAEI等[4]發(fā)現(xiàn)局部固溶+退火熱處理后,老化轉(zhuǎn)化爐管材料的伸長(zhǎng)率和韌性有較大幅度的提高?？梢?，適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に嚹芴岣叻哿踊癄t管材料的焊接性。然而企業(yè)技術(shù)人員在現(xiàn)場(chǎng)檢修焊接時(shí)因設(shè)備、材料等限制，往往難以直接對(duì)劣化爐管進(jìn)行熱處理。因此，對(duì)極易出現(xiàn)焊接問題的熱影響區(qū)組織和性能的改善仍是服役劣化轉(zhuǎn)化爐管焊接修復(fù)工作的難點(diǎn)。服役劣化轉(zhuǎn)化爐管在修復(fù)焊接時(shí)，熱影響區(qū)不同區(qū)域經(jīng)歷的焊接熱循環(huán)差異較大，而焊接熱影響區(qū)尺寸極小，難以取樣對(duì)不同區(qū)域的組織和性能進(jìn)行評(píng)價(jià)。焊接熱模擬技術(shù)可以將經(jīng)歷特定熱循環(huán)的區(qū)域在較大尺寸的標(biāo)準(zhǔn)試樣上復(fù)現(xiàn)，從而對(duì)特定區(qū)域的組織和性能進(jìn)行研究[5-6]。相關(guān)研究[7-8]表明，采用熱模擬技術(shù)得到的熱影響區(qū)各區(qū)域試樣與實(shí)際焊接接頭的熱影響區(qū)對(duì)應(yīng)區(qū)域的性能基本相同。因此，作者采用焊接熱模擬技術(shù)，對(duì)高溫長(zhǎng)期服役爐管材料焊接修復(fù)后熱影響區(qū)的組織和性能進(jìn)行研究，為劣化轉(zhuǎn)化爐管的焊接修復(fù)提供試驗(yàn)參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為某廠服役7 a左右、在檢修期間更換下來的規(guī)格為φ140 mm×15 mm的離心鑄造HP40Nb制氫轉(zhuǎn)化爐管，其化學(xué)成分如表1所示。采用Gleeble3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行熱模擬試驗(yàn)，試樣尺寸為10 mm×10 mm×70 mm。爐管材料的固相線溫度為1 350 ℃，根據(jù)實(shí)際焊接經(jīng)驗(yàn)，選擇熱輸入為7 kJ·cm-1；根據(jù)文獻(xiàn)[9-10]，確定加熱速率為200 ℃·s-1，峰值溫度分別為1 250，1 150，1 100，1 050，1 000，900 ℃，峰值溫度停留時(shí)間為1 s。在熱模擬后的試樣上截取金相試樣，經(jīng)研磨、拋光后采用Glyceregia試劑腐蝕，在JEOL-7800型熱場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡上觀察試樣橫截面顯微組織，利用附帶的能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析；采用Instron5848型拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)熱模擬后的試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為0.05 mm·min-1，試樣尺寸如圖1所示，缺口位于熱模擬試驗(yàn)所形成的均溫區(qū)中部，采用JEOL-7800型掃描電鏡觀察斷口形貌。

表1 HP40Nb制氫轉(zhuǎn)化爐管的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of HP40Nb hydrogen production convert furnace tube (mass) %

圖1 拉伸試樣尺寸Fig.1 Size of tensile specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖2(a)可以看出，長(zhǎng)時(shí)間高溫服役后的HP40Nb爐管組織主要為奧氏體，奧氏體晶界上連續(xù)分布著粗大的深色和白色析出物，晶內(nèi)分布細(xì)小的點(diǎn)狀、粒狀析出物，與文獻(xiàn)[11-12]報(bào)道的一致，呈典型的長(zhǎng)期服役劣化組織特征。深色A0位置鉻含量較高，白色B0位置鎳、鈮、硅含量較高,詳見表2。根據(jù)文獻(xiàn)[11，13-14]，推測(cè)深色析出物為富鉻碳化物M23C6，白色析出物為G相。

圖2 服役態(tài)HP40Nb合金及不同峰值溫度所得熱影響區(qū)的顯微組織Fig.2 Microstructures of HP40Nb alloy in service and the heat affected zone obtained at different peak temperatures

由圖2可以看出：與服役態(tài)相比，熱循環(huán)峰值溫度在1 100 ℃時(shí)熱影響區(qū)奧氏體晶界上的G相呈島狀、樹枝狀及粒狀，M23C6碳化物仍較粗大，晶內(nèi)粒狀碳化物數(shù)量較多；峰值溫度在1 100～1 200 ℃時(shí)熱影響區(qū)M23C6碳化物的尺寸減小，局部鏈狀結(jié)構(gòu)斷裂；峰值溫度在1 150～1 250 ℃時(shí)，熱影響區(qū)的G相由服役態(tài)和1 100 ℃下的粗大塊狀轉(zhuǎn)變?yōu)閳F(tuán)簇的點(diǎn)狀或粒狀；峰值溫度為1 250 ℃時(shí)，奧氏體晶界上的M23C6碳化物呈魚骨狀，G相完全轉(zhuǎn)變?yōu)樯y無序分布的點(diǎn)狀，晶內(nèi)析出物基本消失。結(jié)合表2分析，B2位置的鈮含量遠(yuǎn)高于B0和B1位置的，鎳、硅含量與此相反，推測(cè)在1 250 ℃的峰值溫度下，G相完全溶解并轉(zhuǎn)變成NbC。HP40Nb合金中M23C6碳化物的析出溫度為650～1 080 ℃，析出峰值在900～1 000 ℃之間，且在900 ℃時(shí)，碳化物開始再次固溶于奧氏體中[15-16]。因此，熱循環(huán)峰值溫度在1 000 ℃及以下制備的熱影響區(qū)組織與服役態(tài)母材的相似,未作分析。

表2 服役態(tài)HP40Nb合金及不同峰值溫度所得熱影響區(qū)不同位置(見圖2)EDS測(cè)試結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 2 EDS test results of HP40Nb alloy in service and different spots in heat affected zone obtained at different peak temperatures (mass) %

綜上：經(jīng)歷峰值溫度1 250 ℃的熱循環(huán)后，熱影響區(qū)析出物以碳化物M23C6和NbC為主；峰值溫度在1 200 ℃及以下的熱影響區(qū)析出物以G相和碳化物M23C6為主，與服役態(tài)材料一致。

由圖3可以看出，隨著峰值溫度升高，M23C6和G相的含量大幅降低，溫度為1 250 ℃時(shí)，M23C6含量比950 ℃時(shí)下降了59%，G相完全溶解。綜上，服役態(tài)HP40Nb合金在經(jīng)歷焊接熱循環(huán)以后，晶界脆性析出相M23C6減少，組織朝著恢復(fù)材料性能的有利方向發(fā)展。

圖3 熱影響區(qū)析出相含量隨峰值溫度的變化曲線Fig.3 Curves of content of precipitates vs peak temperature in the heat affected zone

2.2 拉伸性能

在高溫服役過程中，影響奧氏體不銹鋼力學(xué)性能的因素主要為奧氏體晶粒尺寸以及析出相的種類、數(shù)量、尺寸和形貌[17]。由圖4可以看出：較低峰值溫度(9501 050 ℃)所得熱影響區(qū)試樣的抗拉強(qiáng)度較低；當(dāng)峰值溫度高于1 100 ℃時(shí)，熱影響區(qū)試樣的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率總體上均隨峰值溫度的升高而增大；在峰值溫度達(dá)到1 150 ℃及以上時(shí)，抗拉強(qiáng)度滿足未服役材料的強(qiáng)度要求(441 MPa)，但伸長(zhǎng)率均遠(yuǎn)低于標(biāo)準(zhǔn)要求(8%)。

圖4 不同峰值溫度所得熱影響區(qū)的拉伸性能Fig.4 Tensile properties of heat affected zone obtained at different peak temperatures

3 結(jié) 論

(1)服役劣化HP40Nb轉(zhuǎn)化爐管的奧氏體晶界上存在粗大、連續(xù)的G相和富鉻M23C6碳化物，晶內(nèi)分布細(xì)小的析出相；在溫度1 1001 200 ℃熱循環(huán)后，爐管中的析出相仍主要為M23C6碳化物和G相，隨著峰值溫度升高，G相和M23C6碳化物的含量均減少，當(dāng)峰值溫度為1 250 ℃時(shí)，G相轉(zhuǎn)變?yōu)樯y無序分布的點(diǎn)狀NbC相，此時(shí)熱影響區(qū)析出相以M23C6和NbC相為主。

(2)峰值溫度較低(9501 050 ℃)時(shí)，所得熱影響區(qū)試樣的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均較低，并且在1 050 ℃時(shí)均最小，進(jìn)行焊接修復(fù)時(shí)需密切關(guān)注；峰值溫度高于1 100 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率總體上均隨溫度的升高而增大，1 150 ℃及以上峰值溫度熱循環(huán)后抗拉強(qiáng)度滿足未服役HP40Nb合金的強(qiáng)度要求，但伸長(zhǎng)率均遠(yuǎn)低于標(biāo)準(zhǔn)要求。