12Cr1MoVG钢焊接接头粗晶区的再热脆化行为

牛锐锋，尚 亮，朱一乔，曹怡姗，谭永宁

（西安理工大学材料科学与工程学院，西安 710048）

0 引 言

12Cr1MoVG钢属铬钼系低合金珠光体耐热钢，焊接性良好，在580℃以下具有良好的抗氧化性及耐蚀性。电站锅炉的过热器、再热器、蒸汽管道等高温部件常使用该钢材，它也是我国汽轮机、燃汽轮机、石油化工等领域使用最广泛的珠光体耐热钢之一[1-2]。但12Cr1MoVG钢中主要合金元素均为碳化物形成元素，有析出强化作用[3]，使12Cr1MoVG钢存在再热脆化敏感性，也可能发生再热裂纹。近年来国内多家电厂的12Cr1MoVG钢厚壁管件焊接接头在焊后热处理或短期高温运行后发生了开裂泄气事故，其原因大都与焊接热影响区粗晶区产生再热裂纹有关[4-6]。为预防事故发生，提高设备的使用寿命，国内外对12Cr1MoVG钢再热脆化行为开展了许多研究，但很多研究都是在特定焊接工况条件下进行的，且多为接头整体性能研究，而针对再热脆化严重及裂纹产生较多的粗晶区的研究还少见报道。因此，作者通过热模拟试验机得到12Cr1MoVG钢焊接接头粗晶区试样，对粗晶区再热脆化行为进行了研究，分析了再热脆化产生的原因，为进一步优化该钢的焊接工艺提供参考。

1 试样制备与试验方法

试验用12Cr1MoVG钢取自正火加回火处理的厚壁管，化学成分如表1所示，其原始态显微组织为铁素体+珠光体（见图1）。把坯料加工成11 mm×11 mm×80 mm 的试样，采用Gleeble-1500D型热模拟试验机模拟焊接热输入为20 kJ·cm-1时热影响区粗晶区的加热和冷却过程，热模拟加热峰值温度定为1 300℃，高温停留时间2 s，热循环曲线及参数见图2。其中，tm/8（从峰值温度降至800℃所用时间）为9.5 s，t8/5（从800℃降至500℃所用时间）为19.03 s，t5/3（从500℃降至300℃所用时间）为175.62 s。

对得到的12Cr1MoVG钢热影响区粗晶区试样，分别在550，590，630，670，710℃下进行1 h的再热处理，炉冷后依照GB/T 229—2007加工成标准夏比V型缺口冲击试样（尺寸为10 mm×10 mm×55 mm）进行常温冲击试验，结果取三次测试的平均值，并采用JEM-5700F型扫描电镜对断口进行观察；在TUKON2100型显微维氏硬度计上进行硬度测试（载荷为0.98 N，保压时间为10 s），结果取三次测试平均值；用Olympus GX71型光学显微镜及JEM-5700F型扫描电镜对显微组织进行观察，并用附带的能谱仪（EDS）分析微区化学成分。

表1 12Cr1MoVG钢的化学成分（质量分数）Tab.1 The chemical composition of 12Cr1MoVG steel （mass） %

图1 12Cr1MoVG钢的原始显微组织Fig.1 Original microstructure of 12Cr1MoVG steel

图2 焊接接头的模拟热循环曲线Fig.2 Simulated thermal cycle curve of welded joint

2 试验结果与讨论

2.1 冲击吸收能及显微硬度

试验得12Cr1MoVG钢母材硬度为165 HV，冲击吸收能为328.5 J，韧性优良。

从图3可以看出，12Cr1MoVG钢粗晶区试样冲击吸收能随再热温度的提高先降低后升高，其硬度则表现为相反的趋势；经过630℃×1h再热处理后，其冲击吸收能达到最低值168 J，而硬度却达到最高值336.3 HV，表现为再热脆化；随着再热温度的进一步提高，经710℃再热处理后硬度下降，但仍高于母材的硬度，冲击吸收能恢复到再热处理前，性能得到改善。

图3 粗晶区冲击吸收能及显微硬度与再热温度的关系Fig.3 Toughness and microhardness variation with reheat temperature

2.2 冲击断口形貌

经不同温度再热处理后的冲击试样断口具有不同的形态，图略。550，590，670℃再热处理的试样，宏观断口较粗糙，且有大小不一的启裂区；微观上启裂区为韧窝断裂，扩展区则以解理断裂形式为主，但断口上也能观察到较多的准解理及韧窝断裂特征，说明材料韧性较好。

从图4可看出，630℃再热处理的试样断口较平坦，有金属光泽；微观上启裂区、裂纹扩展区均主要表现为脆断形貌，断面上呈现河流花样、解理台阶、舌状花样等解理断裂特征，也有少部分撕裂棱等准解理特征及沿晶断裂形貌。断口在整体上以解理断裂为主，表明材料经630℃再热处理后发生再热脆化，韧性显著下降。

图4 630℃再热处理后粗晶区冲击断口的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of impact fracture of CGHAZ after reheat treatment at 630℃ :（a）overall fracture ;(b) fiber zone and(c) radioactive zone

2.3 显微组织

从图5可见，热模拟时试验钢加热到1 300℃，奥氏体晶粒急剧长大，在快速冷却之后得到贝氏体+低碳马氏体+碳化物，其中贝氏体主要为上贝氏体及粒状贝氏体。经550℃再热处理后，粗晶区的马氏体、贝氏体开始分解，相邻铁素体条合并粗化；同时，铁素体中的过饱和碳析出，与铬、钼、钒结合生成合金碳化物颗粒，并分布于铁素体基体之上，这些碳化物首先在位错密度较高的区域形成，沿着原马氏体、贝氏体板条位向及晶界析出长大[7]。但由于此时回火温度较低，碳化物析出量少，分布也不均匀，方向性不明显。

经过630℃再热处理后，铁素体条继续合并粗化，但仍保持原板条位向特征；碳化物析出量增加，并具有一定方向性，沿着晶内原板条位向及晶界析出，呈断续链状。由于碳化物颗粒或片较密集，碳化物之间的间距也较小，为裂纹扩展提供了通道，降低了材料韧性。同时从图中可观察到，碳化物开始在晶界及晶内聚集长大，在晶界处的大颗粒碳化物也会影响材料强度及韧性。

当再热温度达到710℃时，生成回火索氏体+大颗粒碳化物，位错密度显著降低，冲击韧性得以改善。

图5 不同温度再热前后粗晶区试样的显微组织Fig.5 Microstructure of CGHAZ before(a) and after reheat treatment at different temperatures(b－d)

2.4 分析与讨论

通常认为，焊后热处理可以改善低合金钢热影响区的韧性。通过热处理使粗晶区内贝氏体、马氏体分解，碳化物转变及聚集球化，使铁素体晶格畸变减小，大大消除残余应力[8-9]。若钢中含有多种碳化物形成元素，经焊后热处理后大量碳化物析出，而材料性能会受到碳化物形态及偏聚位置的影响，大颗粒碳化物和沿晶界生长的碳化物会降低材料韧性。

12Cr1MoVG钢含铬、钼、钒等强碳化物形成元素，在焊后热处理中易析出碳化物，影响材料性能。在热模拟试验时，母材被加热到1 300℃，晶粒严重粗化，在随后快速冷却过程中，碳原子扩散受限，形成了贝氏体及马氏体组织，如图5（a）所示。在温度550～710℃的再热过程中，马氏体、贝氏体分解，铁素体条合并粗化；固溶于非平衡组织中的碳原子析出，可与铬、钼、钒结合生成M23C6、M7C3、M2C、MC等类型的合金碳化物分布在原奥氏体晶界和原马氏体、贝氏体板条界上[10-11]。当这些碳化物刚在晶内析出时，颗粒细小且弥散分布，将起到沉淀强化作用。但M2C及M7C3碳化物不稳定，在高温再热时易溶解并向更稳定的M23C6类碳化物转化[12]，并聚集长大，降低强化作用。而富含钒的MC类碳化物作为基体的主要强化相，结构稳定且不易聚集长大，其沉淀强化作用可维持到0.7 TM（TM为熔点）[13]。

粗晶区试样经550℃再热处理后，马氏体、贝氏体开始分解，碳化物析出，在晶界呈断续薄片状，在晶内呈细小颗粒状，细小的碳化物颗粒起第二相强化作用，如图5（b）中所示。据文献[10，14]，这些碳化物为M23C6、M7C3、M2C、MC类型的碳化物。当再热温度提高到630℃时，碳原子扩散能力提高，偏聚在位错线附近的碳原子与碳化物形成元素结合，生成碳化物沿板条位向析出；而马氏体板条间的富碳残留奥氏体在600℃以上会发生分解，析出第二相，连续分布时会导致材料韧性急剧降低[15-16]。从图6可见，碳化物颗粒或片在晶内析出呈断续链状，密集且间距小，具有一定方向性，一旦发生开裂，裂纹更易在这些区域连通扩展，形成穿晶断裂。由图7能谱分析可知，其中的大颗粒碳化物为铬的碳化物，说明不稳定碳化物已开始聚集长大并向铬的M23C6型碳化物转变，而这种粗大的碳化物在晶界附近出现会弱化晶界，使开裂变得更容易。从断口形貌中可见，经630℃再热的断口整体呈脆断形貌，主要表现为解理断裂，说明敏感温度下的再热处理降低了材料韧性。当再热温度升高到710℃，如图5（d）所示，马氏体、贝氏体板条特征已不明显，板条合并转变为块状、等轴状铁素体，位错密度显著降低，塑、韧性得到改善；同时在晶内板条间及晶界处偏聚生长的碳化物大多在晶内聚集长大，转变为粗化的M23C6类碳化物，降低了碳化物沉淀强化作用。但由于钒的MC类细粒碳化物在较高温度下不易分解和转化，其强化作用使材料硬度仍可维持在较高水平[17]。

图6 630℃再热处理粗晶区SEM形貌Fig.6 SEM morphology of CGHAZ at 630℃

图7 大颗粒碳化物相的SEM形貌及其EDS谱Fig.7 SEM morphology(a) and EDS spectrum(b) of large granular carbide phases

3 结 论

（1）对12Cr1MoVG钢模拟焊接热影响区粗晶区试样在550～710℃进行再热处理，随再热温度升高，冲击吸收能先降低后升高，硬度变化则相反，经630℃再热处理后，试样冲击吸收能最小，硬度最大。

（2）12Cr1MoVG钢模拟焊接热影响区粗晶区显微组织为贝氏体+马氏体+碳化物，经再热处理后，随着再热温度升高，马氏体、贝氏体分解，铁素体条合并，碳化物析出量增大并聚集长大。

（3）在630℃经1 h再热处理后的冲击试样断口表现为脆性断裂特征，表明在此再热条件下12 Cr1MoVG钢发生了再热脆化。

（4）12 Cr1MoVG钢脆化的主要原因在于晶内碳化物的方向性析出，为裂纹扩展提供了通道；同时在粗晶区晶界处出现大颗粒碳化物，导致晶界弱化，使材料韧性下降。

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