服役劣化HP40Nb爐管模擬焊接熱影響區的顯微組織和拉伸性能

李松林，曹邏煒，韓志遠，程方杰,3

(1.天津大學材料科學與工程學院，天津 300350；2.中國特種設備檢測研究院，北京 100029；3.天津市現代連接技術重點實驗室，天津 300350)

0 引 言

制氫轉化爐管的工作環境為高溫、高壓，輕質烴類與水蒸氣在爐管內相互反應產生氫氣。石化企業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)是重要的晶界強化相，但過多的晶界強化相會使合金變脆、高溫性能降低[1-2]。因此，必須定期對服役狀態下的轉化爐管進行檢修，及時維修更換，以保證氫氣生產的安全進行。然而由于新舊爐管材料的組織和性能存在較大差異，更換期間焊接時舊爐管材料側熱影響區易產生焊接裂紋。

諸多學者圍繞劣化轉化爐管材料的組織和性能進行了大量研究。SRISUWAN等[3]發現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]發現局部固溶+退火熱處理后,老化轉化爐管材料的伸長率和韌性有較大幅度的提高?？梢?，適當的熱處理工藝能提高服役劣化爐管材料的焊接性。然而企業技術人員在現場檢修焊接時因設備、材料等限制，往往難以直接對劣化爐管進行熱處理。因此，對極易出現焊接問題的熱影響區組織和性能的改善仍是服役劣化轉化爐管焊接修復工作的難點。服役劣化轉化爐管在修復焊接時，熱影響區不同區域經歷的焊接熱循環差異較大，而焊接熱影響區尺寸極小，難以取樣對不同區域的組織和性能進行評價。焊接熱模擬技術可以將經歷特定熱循環的區域在較大尺寸的標準試樣上復現，從而對特定區域的組織和性能進行研究[5-6]。相關研究[7-8]表明，采用熱模擬技術得到的熱影響區各區域試樣與實際焊接接頭的熱影響區對應區域的性能基本相同。因此，作者采用焊接熱模擬技術，對高溫長期服役爐管材料焊接修復后熱影響區的組織和性能進行研究，為劣化轉化爐管的焊接修復提供試驗參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為某廠服役7 a左右、在檢修期間更換下來的規格為φ140 mm×15 mm的離心鑄造HP40Nb制氫轉化爐管，其化學成分如表1所示。采用Gleeble3500熱模擬試驗機進行熱模擬試驗，試樣尺寸為10 mm×10 mm×70 mm。爐管材料的固相線溫度為1 350 ℃，根據實際焊接經驗，選擇熱輸入為7 kJ·cm-1；根據文獻[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 ℃，峰值溫度停留時間為1 s。在熱模擬后的試樣上截取金相試樣，經研磨、拋光后采用Glyceregia試劑腐蝕，在JEOL-7800型熱場發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)進行微區成分分析；采用Instron5848型拉伸試驗機對熱模擬后的試樣進行拉伸試驗，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所形成的均溫區中部，采用JEOL-7800型掃描電鏡觀察斷口形貌。

表1 HP40Nb制氫轉化爐管的化學成分(質量分數)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 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖2(a)可以看出，長時間高溫服役后的HP40Nb爐管組織主要為奧氏體，奧氏體晶界上連續分布著粗大的深色和白色析出物，晶內分布細小的點狀、粒狀析出物，與文獻[11-12]報道的一致，呈典型的長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。根據文獻[11，13-14]，推測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HP40Nb合金及不同峰值溫度所得熱影響區的顯微組織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：與服役態相比，熱循環峰值溫度在1 100 ℃時熱影響區奧氏體晶界上的G相呈島狀、樹枝狀及粒狀，M23C6碳化物仍較粗大，晶內粒狀碳化物數量較多；峰值溫度在1 100～1 200 ℃時熱影響區M23C6碳化物的尺寸減小，局部鏈狀結構斷裂；峰值溫度在1 150～1 250 ℃時，熱影響區的G相由服役態和1 100 ℃下的粗大塊狀轉變為團簇的點狀或粒狀；峰值溫度為1 250 ℃時，奧氏體晶界上的M23C6碳化物呈魚骨狀，G相完全轉變為散亂無序分布的點狀，晶內析出物基本消失。結合表2分析，B2位置的鈮含量遠高于B0和B1位置的，鎳、硅含量與此相反，推測在1 250 ℃的峰值溫度下，G相完全溶解并轉變成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，碳化物開始再次固溶于奧氏體中[15-16]。因此，熱循環峰值溫度在1 000 ℃及以下制備的熱影響區組織與服役態母材的相似,未作分析。

表2 服役態HP40Nb合金及不同峰值溫度所得熱影響區不同位置(見圖2)EDS測試結果(質量分數)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：經歷峰值溫度1 250 ℃的熱循環后，熱影響區析出物以碳化物M23C6和NbC為主；峰值溫度在1 200 ℃及以下的熱影響區析出物以G相和碳化物M23C6為主，與服役態材料一致。

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，M23C6含量比950 ℃時下降了59%，G相完全溶解。綜上，服役態HP40Nb合金在經歷焊接熱循環以后，晶界脆性析出相M23C6減少，組織朝著恢復材料性能的有利方向發展。

圖3 熱影響區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性能的因素主要為奧氏體晶粒尺寸以及析出相的種類、數量、尺寸和形貌[17]。由圖4可以看出：較低峰值溫度(9501 050 ℃)所得熱影響區試樣的抗拉強度較低；當峰值溫度高于1 100 ℃時，熱影響區試樣的抗拉強度和斷后伸長率總體上均隨峰值溫度的升高而增大；在峰值溫度達到1 150 ℃及以上時，抗拉強度滿足未服役材料的強度要求(441 MPa)，但伸長率均遠低于標準要求(8%)。

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

3 結 論

(1)服役劣化HP40Nb轉化爐管的奧氏體晶界上存在粗大、連續的G相和富鉻M23C6碳化物，晶內分布細小的析出相；在溫度1 1001 200 ℃熱循環后，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，當峰值溫度為1 250 ℃時，G相轉變為散亂無序分布的點狀NbC相，此時熱影響區析出相以M23C6和NbC相為主。

(2)峰值溫度較低(9501 050 ℃)時，所得熱影響區試樣的抗拉強度和斷后伸長率均較低，并且在1 050 ℃時均最小，進行焊接修復時需密切關注；峰值溫度高于1 100 ℃時，抗拉強度和斷后伸長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后抗拉強度滿足未服役HP40Nb合金的強度要求，但伸長率均遠低于標準要求。