高溫服役對(duì)HP40Nb爐管焊接接頭組織及性能的影響

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)

1 前 言

隨著國(guó)家環(huán)保要求的不斷提高，制氫工藝被廣泛運(yùn)用于石化行業(yè)中。石化行業(yè)制氫裝置主要是用輕質(zhì)烴類(lèi)在高溫、高壓和催化條件下與水蒸氣發(fā)生反應(yīng)，最終生成H2和CO2的生產(chǎn)裝置。制氫轉(zhuǎn)化爐是制氫裝置的核心設(shè)備，而爐管則是這些設(shè)備的心臟[1]。通常制氫轉(zhuǎn)化爐爐管的工作壓力為0.5～4.0 MPa，工作溫度會(huì)達(dá)到850～1000 ℃，設(shè)計(jì)使用壽命10年，嚴(yán)苛的服役環(huán)境要求爐管材料具有良好的高溫性能。奧氏體耐熱鋼在石化工業(yè)領(lǐng)域的使用與發(fā)展對(duì)推動(dòng)行業(yè)進(jìn)步有著巨大作用[2]。目前應(yīng)用廣泛的HP40Nb鋼爐管為離心鑄造奧氏體耐熱鋼，其在高溫高壓的服役環(huán)境下組織和性能會(huì)逐漸劣化，劣化達(dá)到一定程度后最終會(huì)導(dǎo)致?tīng)t管失效。孫長(zhǎng)海等[3]對(duì)發(fā)生破裂的HP40Nb鋼制氫轉(zhuǎn)化爐爐管斷口附近區(qū)域進(jìn)行失效分析，認(rèn)為是超溫導(dǎo)致了爐管蠕變失效；姜勇等[4]對(duì)服役10 000 h的HP-Nb制氫轉(zhuǎn)化爐爐管不同管段的損傷情況及剩余壽命進(jìn)行了研究，認(rèn)為爐管不同位置的損傷情況差異明顯，只需更換損傷較嚴(yán)重的中下段管段即可實(shí)現(xiàn)快速維修。諸多學(xué)者在高溫服役爐管的失效機(jī)理及剩余壽命預(yù)測(cè)方面進(jìn)行了大量研究并取得了顯著成果。然而，由于制氫轉(zhuǎn)化爐爐管一般由數(shù)段管段通過(guò)TIG焊手工填絲的方法連接而成，存在較多的焊接接頭，關(guān)于高溫服役對(duì)焊接接頭的影響方面，相關(guān)報(bào)道還很少。本文以一段正常服役了7年左右的HP40Nb爐管的焊接接頭為研究對(duì)象，對(duì)其不同區(qū)域的組織與性能進(jìn)行了測(cè)試與分析研究。

2 試 驗(yàn)

試驗(yàn)材料為某石化企業(yè)檢修期間更換的一段800～900 ℃工況溫度下服役7年左右的Φ139 mm×15 mm離心鑄造HP40Nb爐管，其鑄態(tài)化學(xué)成分和力學(xué)性能見(jiàn)表1和表2。從環(huán)焊縫位置取金相試樣，對(duì)金相試樣進(jìn)行研磨拋光后，使用Glyceregia試劑進(jìn)行腐蝕，采用金相顯微鏡(OLYMPUS GX51)、掃描電子顯微鏡(JEOL-7800)對(duì)焊接接頭微觀組織及析出相的形態(tài)和分布進(jìn)行觀察。從爐管環(huán)焊縫焊接接頭及母材區(qū)分別切取如圖1所示的拉伸試樣，在萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)(MTS E45.105)上進(jìn)行常溫拉伸試驗(yàn)，其中接頭拉伸試樣的焊縫區(qū)位于試樣平行段中部。采用維氏硬度儀(SVD-432TS)對(duì)爐管焊接接頭進(jìn)行硬度測(cè)試，具體測(cè)試位置如圖2 所示，載荷為5 kg，加載時(shí)間為15 s。沖擊試驗(yàn)采用標(biāo)準(zhǔn)夏比V型沖擊試樣，利用沖擊能量為300 J的擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)(ZBC2752-ED)分別進(jìn)行焊縫區(qū)、母材區(qū)的沖擊試驗(yàn)。沖擊試驗(yàn)結(jié)束后，利用掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)沖擊斷口進(jìn)行觀察。

表1 爐管材料的化學(xué)成分

表2 爐管材料的力學(xué)性能

圖1 拉伸試樣(mm)Fig.1 Tensile specimen (mm)

圖2 硬度測(cè)試位置示意圖Fig.2 Diagram of hardness test position

3 結(jié)果與討論

3.1 微觀組織特征分析

長(zhǎng)期高溫服役后爐管焊接接頭各部位的金相組織光學(xué)顯微照片如圖3所示。在圖3a的低倍照片中觀察到焊縫區(qū)(WZ)與母材區(qū)(BM)晶粒尺寸及形態(tài)差異明顯，母材區(qū)的晶粒粗大，而焊縫區(qū)晶粒較細(xì)小；熱影響區(qū)(HAZ)非常狹窄，而且組織特征與文獻(xiàn)[5]相比已發(fā)生明顯變化。從圖3b高倍金相組織照片中可以發(fā)現(xiàn)，母材區(qū)的析出物在晶界上呈粗大的網(wǎng)鏈狀形態(tài)，而晶內(nèi)析出物表現(xiàn)為較細(xì)小的點(diǎn)狀或粒狀，數(shù)量較多。圖3c中靠近焊縫區(qū)的狹小區(qū)域?yàn)樵附訜嵊绊憛^(qū)，因試驗(yàn)材料已于高溫服役較長(zhǎng)時(shí)間，此區(qū)域析出物多為分散的島狀、塊狀結(jié)構(gòu)。圖3d中焊縫區(qū)焊縫中心晶粒細(xì)小，析出物基本位于晶界上，表現(xiàn)為不連續(xù)的網(wǎng)鏈狀形態(tài)，與母材區(qū)存在明顯差別，熔敷金屬的奧氏體晶粒內(nèi)幾乎沒(méi)有析出物出現(xiàn)。

由于離心鑄造生產(chǎn)工藝引起的非平衡凝固過(guò)程，導(dǎo)致HP40Nb鋼爐管的原始組織由單一的奧氏體組織轉(zhuǎn)變?yōu)檫^(guò)飽和奧氏體與共晶碳化物，其中骨架狀碳化物分布于晶界上，較細(xì)小的碳化物彌散分布在晶粒內(nèi)[6]。服役過(guò)程中逐漸析出的碳化物不斷地聚集、粗化，形成粗大的晶界碳化物，這一點(diǎn)在母材區(qū)尤為明顯，甚至大部分均已連接形成較長(zhǎng)的網(wǎng)鏈狀，晶內(nèi)彌散析出的碳化物形成顆粒狀并向晶界聚集，這些組織特征的改變會(huì)引起爐管耐蝕性能與抗蠕變性能的下降。與母材相比，焊縫區(qū)晶粒更為細(xì)小，經(jīng)過(guò)同樣的高溫服役后，晶粒內(nèi)析出物數(shù)量比母材區(qū)明顯要少，說(shuō)明焊縫區(qū)的組織劣化程度要低于母材本身。

相關(guān)文獻(xiàn)指出[7, 8]：在高溫服役的過(guò)程中，一般與碳化物相關(guān)的轉(zhuǎn)變有以下兩種：一是發(fā)生在晶界的富鉻相及富鈮相的產(chǎn)生；二是發(fā)生在晶內(nèi)的碳化物析出與長(zhǎng)大。圖4a是母材區(qū)背散射電子(BSE)成像照片，使用掃描電子顯微鏡配備的EDAX能譜儀對(duì)焊接接頭的析出相成分進(jìn)行分析，結(jié)果如表3所示?？梢钥闯鲈搮^(qū)域存在兩種不同的析出相，結(jié)合能譜分析結(jié)果可知，母材區(qū)A點(diǎn)位置(深顏色部分)鉻元素含量極高，以富鉻相M23C6為主，晶界上形成大量的富鉻碳化物會(huì)對(duì)材料的韌性產(chǎn)生不利影響；B點(diǎn)(白亮顏色部分)鎳、鈮、硅含量較高，根據(jù)元素含量推測(cè)應(yīng)該是在高溫下由碳化鈮轉(zhuǎn)變析出的G相。與顆粒狀的碳化鈮相比，G相對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用小，同時(shí)G 相的出現(xiàn)還會(huì)降低爐管材料室溫塑性和高溫性能[9]；而C點(diǎn)因?yàn)樘蓟锏奈龀雠c長(zhǎng)大消耗了大量鉻元素而導(dǎo)致鉻元素含量降低，但其元素種類(lèi)及含量與材料名義成分基本接近，為奧氏體基體相，與文獻(xiàn)[10, 11]一致。圖4b給出了焊縫中心熔敷金屬中各相的形貌和分布的BSE成像照片，可以發(fā)現(xiàn)熔敷金屬中的析出物種類(lèi)與母材基本一致，但尺寸和數(shù)量明顯更少。

圖3 爐管焊接接頭微觀組織(OM)照片：(a)焊接接頭，(b)母材，(c)熱影響區(qū)，(d)焊縫中心Fig.3 Optical microstructure of furnace tube welded joints: (a) welded joints, (b) base metal, (c) heat affected zone, (d) weld center

圖4 爐管焊接接頭不同區(qū)域的BSE成像照片：(a)母材，(b)焊縫中心Fig.4 Image of different areas in the furnace tube welded joints(BSE): (a) base metal, (b) weld center

PointCCrNiFeNbSiPossiblephaseA5.279.15.010.20.20.3M23C6B1.63.545.85.333.010.8GC1.220.735.640.60.31.6Austenite D5.780.85.18.00.30.1M23C6E1.12.849.74.929.711.8GF1.122.037.338.20.31.1Austenite

3.2 力學(xué)性能測(cè)試

對(duì)母材試樣和接頭試樣分別在室溫下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，得到應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖5?？梢园l(fā)現(xiàn)，兩種試樣都在很小的應(yīng)變下即發(fā)生斷裂，沒(méi)有產(chǎn)生“頸縮”現(xiàn)象。接頭試樣斷裂在母材部分(如圖6所示)，根據(jù)拉伸試驗(yàn)結(jié)果可知，在長(zhǎng)期高溫服役發(fā)生劣化的爐管焊接接頭中焊縫區(qū)強(qiáng)度仍高于母材區(qū)。從表4室溫拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)可以發(fā)現(xiàn)，服役后爐管焊接接頭整體的抗拉強(qiáng)度指標(biāo)較之標(biāo)準(zhǔn)值下降極少，而塑性指標(biāo)下降到幾乎為零，塑性的大幅降低使服役環(huán)境下?tīng)t管由脆性斷裂引發(fā)失效的幾率急劇上升。

圖5 母材和接頭試樣室溫拉伸試驗(yàn)應(yīng)力應(yīng)變曲線圖Fig.5 Tensile test stress strain curves of BM and WZ specimen

圖6 焊接接頭拉伸試樣斷裂位置Fig.6 Fracture position of tensile specimen of welded joint

SpecimenRp0.2/MPaRm/MPaA/%BM2874351WZ2854291

對(duì)爐管焊接接頭的硬度測(cè)試得到的硬度分布曲線如圖7，測(cè)試位置從焊縫中心依次經(jīng)過(guò)焊縫熔敷金屬、熱影響區(qū)、母材區(qū)，硬度值總體呈下降趨勢(shì)，但整體波動(dòng)范圍在30 HV左右，并未出現(xiàn)明顯的軟化或硬化現(xiàn)象。焊縫區(qū)硬度平均值在環(huán)焊縫焊接接頭中最高，雖然焊縫區(qū)在高溫服役過(guò)程中同樣會(huì)不可避免地發(fā)生材質(zhì)劣化，然而此區(qū)域的細(xì)小晶粒并沒(méi)有提供給碳化物很多聚集長(zhǎng)大的空間，因此其硬度仍高于母材區(qū)。母材區(qū)的平均硬度(183 HV)較之新?tīng)t管材料硬度(220～250 HV)[12]有明顯下降，文獻(xiàn)[12]表明，HP40材料的硬度值與晶內(nèi)二次碳化物的平均半徑之間存在著線性關(guān)系，碳化物越粗化，則其彌散強(qiáng)化作用越弱，材料硬度越低。

圖7 爐管焊接接頭的硬度分布曲線，取樣位置Line1和Line2如圖2Fig.7 Hardness distribution curve of the welded joint in fig.2

經(jīng)過(guò)7年左右的高溫服役后，HP40Nb鋼爐管材料的韌性已經(jīng)發(fā)生嚴(yán)重劣化，不同試樣(熱影響區(qū)范圍狹小，未能取樣測(cè)試)的沖擊吸收功如表5，焊縫區(qū)及母材區(qū)的沖擊吸收功均極低，與相關(guān)研究[13]一致，說(shuō)明在沖擊試驗(yàn)過(guò)程中，裂紋的形成與擴(kuò)展僅僅消耗了極少的能量，基本沒(méi)有明顯的變形即發(fā)生斷裂。觀察斷口的微觀形貌(圖8)，沖擊斷口呈現(xiàn)脆性斷裂特征，焊縫區(qū)的斷口可以清晰看到柱狀晶結(jié)構(gòu)，斷裂沿柱狀晶間的薄弱位置發(fā)生；母材區(qū)由于碳化物的大量析出帶來(lái)的晶界弱化作用，最終也發(fā)生沿晶斷裂。

表5 沖擊韌性試驗(yàn)結(jié)果

對(duì)沖擊斷口析出相成分進(jìn)行分析，結(jié)果如表6所示。母材沖擊試樣在斷裂發(fā)生部位的邊緣位置(H點(diǎn))鉻元素含量極高，而斷裂發(fā)生部位的底部(I點(diǎn))雖然同樣發(fā)生鉻元素的富集，但成分變化程度較??；焊縫區(qū)高溫服役后的沖擊斷裂也發(fā)生在鉻元素含量增加的位置(G點(diǎn))。

結(jié)合斷口形貌和能譜結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)，高溫服役劣化爐管焊接接頭發(fā)生斷裂的晶界處均有不同程度的鉻元素富集，表明晶界處生成了富鉻相。而斷裂發(fā)生在晶界的原因是：在服役過(guò)程中高溫引起過(guò)飽和的碳元素從基體中析出與鉻元素結(jié)合，生成的碳化物在晶界析出，這些碳化物使晶界粗化，材料變脆[14]。

表6 沖擊斷口EDS分析結(jié)果

4 結(jié) 論

通過(guò)高溫服役后HP40Nb爐管的焊接接頭組織與性能的試驗(yàn)研究結(jié)果，可知焊縫區(qū)熔敷金屬的組織劣化與性能降低在焊接接頭中處于較低水平，主要結(jié)論如下：

(1)制氫轉(zhuǎn)化爐爐管HP40Nb鋼焊接接頭在高溫環(huán)境下經(jīng)過(guò)較長(zhǎng)時(shí)間服役后出現(xiàn)大量析出相，析出物以富鉻相及G相為主，其形態(tài)及分布情況如下：母材區(qū)晶界析出物呈現(xiàn)粗大網(wǎng)鏈狀形態(tài)，晶內(nèi)粒狀碳化物數(shù)量巨大且向晶界聚集，劣化程度較高；焊縫區(qū)晶界析出物基本為不連續(xù)的網(wǎng)鏈狀，且尺寸較小，奧氏體晶內(nèi)基本沒(méi)有析出物，劣化程度低。

圖8 沖擊試樣斷口形貌SEM照片：(a, b)焊縫沖擊試樣斷口；(c, d)母材沖擊試樣斷口Fig.8 SEM images of the fracture morphology of impact specimen: (a, b) weld impact specimen, (c, d) base metal impact specimen

(2)碳化物的大量析出使HP40Nb爐管焊接接頭材質(zhì)發(fā)生脆化，延伸率降低至1%，塑性基本喪失；抗拉強(qiáng)度僅比標(biāo)準(zhǔn)值略低，可以認(rèn)為高溫服役對(duì)強(qiáng)度影響較小，材料強(qiáng)度仍滿足使用要求；韌性指標(biāo)下降至極低水平，難以承受沖擊載荷作用。

(3)處于此狀態(tài)的爐管仍可服役一段時(shí)間，但在日常操作中需要加強(qiáng)實(shí)時(shí)在線監(jiān)測(cè)。