摘 要:對(duì)不同堆焊工藝及不同熱處理工藝下,12Cr2Mo1R 鋼板上帶極堆焊鎳基276(NiCrMo4鋼)的化學(xué)成分、晶間腐蝕性能、力學(xué)性能、顯微組織等進(jìn)行了分析,研究了鎳基276的最佳堆焊 工藝及熱處理工藝。結(jié)果表明:先在12Cr2Mo1R 鋼板上堆焊309L鋼(過渡層)/NiCrMo-3鋼(中 間層),然后對(duì)其進(jìn)行(690±14)℃,32h的模擬焊后熱處理,最后堆焊表層鎳基276,可以使鋼板 獲得較低的腐蝕速率、較好的力學(xué)性能和顯微組織。

關(guān)鍵詞:12Cr2Mo1R鋼;鎳基276;帶極堆焊;工藝性能

中圖分類號(hào):TG161 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):1001-4012(2022)09-0020-03

近年來(lái),石化及煤化行業(yè)的發(fā)展逐漸趨于大型 化、重型化,因帶極堆焊技術(shù)具有堆焊焊道平整光 滑、熔深淺且均勻、稀釋率低、熔敷速率高等優(yōu)點(diǎn),而 被廣泛應(yīng)用于壓力容器的制造中。PTA(精對(duì)苯二 甲酸)加氫反應(yīng)器的工作介質(zhì)通常具有很強(qiáng)的腐蝕 性,因此要求在鋼板上帶極堆焊鎳基合金,以滿足設(shè) 備的使用要求。從 PTA 加氫反應(yīng)器腐蝕介質(zhì)的溫 度、腐蝕特性、抗裂因素以及成本設(shè)計(jì)等方面考慮, 帶極堆 焊 鎳 基 合 金 通 常 選 用 鎳 基 276(NiCrMo-4 鋼)[1-4]。

目前對(duì)帶極堆焊鎳基276的研究較少,筆者對(duì) 不同熱處理工藝及不同堆焊工藝下,鎳基276的化 學(xué)成分、腐蝕速率、力學(xué)性能、顯微組織進(jìn)行分析,研 究了鎳基276的最佳熱處理工藝及堆焊工藝,為設(shè) 備的制造工藝提供了參考依據(jù)。

1 試驗(yàn)方案

1.1 堆焊工藝方案

在12Cr2Mo1R鋼板上采用埋弧焊+電渣帶極 堆焊的方法堆焊鎳基 276,堆焊試樣的尺寸(長(zhǎng) × 寬×高)為400mm×300mm×50 mm。鎳基276 的化學(xué)成分與基材 12Cr2Mo1R 鋼相差較大,直接 在基材上堆焊鎳基合金會(huì)造成堆焊層的化學(xué)成分嚴(yán) 重稀釋,且鎳基合金的線膨脹系數(shù)較大,直接堆焊容易產(chǎn)生較大的焊接應(yīng)力,使接合面上形成裂紋,嚴(yán)重 時(shí)甚至?xí)纬啥押笇觿冸x,因此需在基材和鎳基合 金之間先堆焊一層或兩層作為過渡。選擇鎳基276 表層,309L鋼為過渡的第一層(過渡層),具體堆焊 工藝方案如表1所示。

1.2 熱處理工藝方案

根 據(jù) PTA 加 氫 反 應(yīng) 器 的 制 造 要 求, 12Cr2Mo1R 鋼 板 在 焊 后 需 要 模 擬 最 小 程 度 (MinPWHT)和最大程度(MaxPWHT)的焊后熱處 理,以消除焊接應(yīng)力。模擬焊后熱處理工藝參數(shù)為 (690±14)℃,8h(MinPWHT)和 (690±14)℃, 32h(MaxPWHT)。具體 熱 處 理 工 藝 方 案 如 表 2 所示。

1.3 試樣制備

將3種堆焊工藝方案和兩種熱處理工藝方案組 合制備4組試樣,分別編號(hào)為1A,2A,2B,3B。

2 理化檢驗(yàn)及結(jié)果分析

2.1 化學(xué)成分分析

在4組試樣距堆焊層表面約3mm 處分別取樣, 進(jìn)行堆焊表層的化學(xué)成分分析,結(jié)果如表3所示。

2.2 晶間腐蝕性能測(cè)試

在4組試樣距堆焊層表面約3 mm 處分別取 樣,依據(jù) ASTM G28—2015 《鍛制高鎳鉻軸承合金 晶間腐蝕敏感性檢測(cè)的標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法》中的 A 法對(duì)試樣進(jìn)行晶間腐蝕試驗(yàn),結(jié)果如表4所示。從表4 可 知:當(dāng) 堆 焊 工 藝 相 同,熱 處 理 狀 態(tài) 分 別 為 MaxPWHT,MinPWHT 時(shí),焊 態(tài) 對(duì) 應(yīng) 的 腐 蝕 速 率 依次遞減,因?yàn)殒嚮?76在650~1090 ℃時(shí)對(duì)晶間 腐蝕特別敏感,對(duì)于焊接試樣,尤其是堆焊試樣,敏 化時(shí)間越長(zhǎng),腐蝕速率就越高;組合方案2A 和組合 方案 1A 相 比,多 堆 焊 了 中 間 層 (鎳 基 276),在 MaxPWHT 狀態(tài)下,腐蝕速率由64.87mm/a變?yōu)?33.72mm/a,表明在過渡層與表層中間多堆焊一層 中間層,有利于腐蝕速率的降低;組合方案2B與組 合方案2A 相比,都堆焊了過渡層、中間層和表層, 但熱處理工藝不同,組合方案2A 試樣的腐蝕速率 為33.72 mm/a,組 合 方 案 2B 試 樣 的 腐 蝕 速 率 為 19.42mm/a;組合方案3B 與組合方案2B 相比,都 堆焊了過渡層、中間層和表層,且熱處理工藝一致, 只是中間層的材料由鎳基276換成 NiCrMo-3鋼, 腐蝕速率由19.42mm/a降至4.48mm/a。從上述 結(jié)果可以看出,組合方案3B 的堆焊工藝和熱處理 工藝最佳。

2.3 晶間腐蝕性能差異分析

“貧鉻理論”是被普遍認(rèn)可的解釋晶間腐蝕的主 要理論。當(dāng) 金 屬 的 碳 含 量 (質(zhì) 量 分 數(shù),下 同)大 于 0.02%時(shí),C 元素與 Cr元素能形成碳化物 Cr23C6, 這些碳化物以固溶態(tài)溶于奧氏體中,此時(shí)Cr元素均 勻分布在合金中,使合金各部分的Cr元素含量均在 鈍化所需的12%以上。這種過飽和固溶體是不穩(wěn) 定的,當(dāng)合金加熱到敏化溫度范圍內(nèi)時(shí),碳化物就會(huì) 沿晶界析出,Cr元素便從晶粒邊界的固溶體中分離 出來(lái),因Cr元素的擴(kuò)散速率較慢,晶粒內(nèi)部的Cr元 素來(lái)不及向晶界擴(kuò)散,故造成了晶粒邊界“貧鉻區(qū)”。 當(dāng)有腐蝕 介 質(zhì) 存 在 時(shí),該 區(qū) 域 將 產(chǎn) 生 明 顯 的 腐 蝕 現(xiàn)象。

在敏 化 溫 度 范 圍 內(nèi),鎳 基 276 不 僅 會(huì) 析 出 M6C,M2C,M23C6 等碳化物,而且有可能產(chǎn)生金屬 間化合物μ相(Co2Mo6 型),使材料的抗晶間腐蝕性能進(jìn)一步下降。Cr元素和 Mo元素含量高對(duì)合 金的耐腐蝕性有利,但 Mo元素的作用不如 Cr元素 明顯。Ni元素的主要作用是保持高鉻高鉬合金的 穩(wěn)定性,使之獲得單一的奧氏體組織結(jié)構(gòu)。堆焊試 樣的焊接時(shí)間較長(zhǎng),稀釋率較大,基層母材會(huì)造成堆 焊層的 Fe元素含量增加,而較高含量的 Fe元素會(huì) 降低其他合金元素的含量(比如 Ni元素),進(jìn)而降低 合金的穩(wěn)定性,使材料的抗晶間腐蝕性能下降[5-7]。 在所有的工藝方案中,組合方案3B 中 Cr,Ni元素 含量最高,Mo元素含量也比較高,Fe元素含量最 低,所以它的抗晶間腐蝕性能最好。

2.4 力學(xué)性能測(cè)試

為進(jìn)一步驗(yàn)證組合方案3B 試樣的工藝性能, 分別對(duì)其進(jìn)行彎曲測(cè)試和維氏硬度測(cè)試,結(jié)果如表 5,6所示。

2.5 金相檢驗(yàn)

在組合方案3B 試樣垂直焊道的截面處取樣, 并對(duì)其進(jìn)行金相檢驗(yàn),結(jié)果如圖1所示。由圖1可 知 :試樣表層和中間層的組織均為γ固溶體+析出物,呈枝晶特征,晶內(nèi)和晶界處均可見析出物,中間 層的析出物比表層多,這可能與過渡層和基層元素 的遷移有關(guān);過渡層為γ奧氏體+δ鐵素體組織,呈 典型的樹枝晶特征;基層為貝氏體組織,熔合線附近 存在不連 續(xù) 的 黑 色 馬 氏 體 帶,符 合 堆 焊 熔 合 區(qū) 特 性[8]。表明試樣的顯微組織正常,未見微觀裂紋和 其他微觀缺陷。

3 結(jié)論

(1)敏化時(shí)間對(duì)鎳基276帶極 堆 焊 材 料 的 抗 晶間腐蝕 性 能 影 響 較 大,敏 化 時(shí) 間 越 長(zhǎng),腐 蝕 速 率越高。

(2)在12Cr2Mo1R鋼板上堆焊鎳基276時(shí),堆 焊過渡層和中間層有利于降低表層材料的腐蝕速 率,另外堆焊過程中熱處理工藝也對(duì)材料的腐蝕性 能產(chǎn)生較大影響。

(3)先堆焊309L鋼(過渡層)/NiCrMo-3鋼(中 間層),然后進(jìn)行(690±14)℃,32h的模擬焊后熱 處理,最后再堆焊表層鎳基276,能獲得較低腐蝕速 率、較好力學(xué)性能和顯微組織的試樣。

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