服役劣化HP40Nb炉管模拟焊接热影响区的显微组织和拉伸性能

李松林，曹逻炜，韩志远，程方杰,3

(1.天津大学材料科学与工程学院，天津 300350；2.中国特种设备检测研究院，北京 100029；3.天津市现代连接技术重点实验室，天津 300350)

0 引 言

制氢转化炉管的工作环境为高温、高压，轻质烃类与水蒸气在炉管内相互反应产生氢气。石化企业大多使用高铬镍高温合金作为炉管材料。在服役过程中此类合金会析出粗大碳化物及G相，其中碳化物(以M23C6为主)是重要的晶界强化相，但过多的晶界强化相会使合金变脆、高温性能降低[1-2]。因此，必须定期对服役状态下的转化炉管进行检修，及时维修更换，以保证氢气生产的安全进行。然而由于新旧炉管材料的组织和性能存在较大差异，更换期间焊接时旧炉管材料侧热影响区易产生焊接裂纹。

诸多学者围绕劣化转化炉管材料的组织和性能进行了大量研究。SRISUWAN等[3]发现900 ℃保温1 h热处理后，服役劣化35Cr-45Ni-Nb合金炉管的硬度降低，焊接性能得到改善；MOSTAFAEI等[4]发现局部固溶+退火热处理后,老化转化炉管材料的伸长率和韧性有较大幅度的提高。可见，适当的热处理工艺能提高服役劣化炉管材料的焊接性。然而企业技术人员在现场检修焊接时因设备、材料等限制，往往难以直接对劣化炉管进行热处理。因此，对极易出现焊接问题的热影响区组织和性能的改善仍是服役劣化转化炉管焊接修复工作的难点。服役劣化转化炉管在修复焊接时，热影响区不同区域经历的焊接热循环差异较大，而焊接热影响区尺寸极小，难以取样对不同区域的组织和性能进行评价。焊接热模拟技术可以将经历特定热循环的区域在较大尺寸的标准试样上复现，从而对特定区域的组织和性能进行研究[5-6]。相关研究[7-8]表明，采用热模拟技术得到的热影响区各区域试样与实际焊接接头的热影响区对应区域的性能基本相同。因此，作者采用焊接热模拟技术，对高温长期服役炉管材料焊接修复后热影响区的组织和性能进行研究，为劣化转化炉管的焊接修复提供试验参考。

1 试样制备与试验方法

试验材料为某厂服役7 a左右、在检修期间更换下来的规格为φ140 mm×15 mm的离心铸造HP40Nb制氢转化炉管，其化学成分如表1所示。采用Gleeble3500热模拟试验机进行热模拟试验，试样尺寸为10 mm×10 mm×70 mm。炉管材料的固相线温度为1 350 ℃，根据实际焊接经验，选择热输入为7 kJ·cm-1；根据文献[9-10]，确定加热速率为200 ℃·s-1，峰值温度分别为1 250，1 150，1 100，1 050，1 000，900 ℃，峰值温度停留时间为1 s。在热模拟后的试样上截取金相试样，经研磨、抛光后采用Glyceregia试剂腐蚀，在JEOL-7800型热场发射扫描电子显微镜上观察试样横截面显微组织，利用附带的能谱仪(EDS)进行微区成分分析；采用Instron5848型拉伸试验机对热模拟后的试样进行拉伸试验，拉伸速度为0.05 mm·min-1，试样尺寸如图1所示，缺口位于热模拟试验所形成的均温区中部，采用JEOL-7800型扫描电镜观察断口形貌。

表1 HP40Nb制氢转化炉管的化学成分(质量分数)Table 1 Chemical composition of HP40Nb hydrogen production convert furnace tube (mass) %

图1 拉伸试样尺寸Fig.1 Size of tensile specimen

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

由图2(a)可以看出，长时间高温服役后的HP40Nb炉管组织主要为奥氏体，奥氏体晶界上连续分布着粗大的深色和白色析出物，晶内分布细小的点状、粒状析出物，与文献[11-12]报道的一致，呈典型的长期服役劣化组织特征。深色A0位置铬含量较高，白色B0位置镍、铌、硅含量较高,详见表2。根据文献[11，13-14]，推测深色析出物为富铬碳化物M23C6，白色析出物为G相。

图2 服役态HP40Nb合金及不同峰值温度所得热影响区的显微组织Fig.2 Microstructures of HP40Nb alloy in service and the heat affected zone obtained at different peak temperatures

由图2可以看出：与服役态相比，热循环峰值温度在1 100 ℃时热影响区奥氏体晶界上的G相呈岛状、树枝状及粒状，M23C6碳化物仍较粗大，晶内粒状碳化物数量较多；峰值温度在1 100～1 200 ℃时热影响区M23C6碳化物的尺寸减小，局部链状结构断裂；峰值温度在1 150～1 250 ℃时，热影响区的G相由服役态和1 100 ℃下的粗大块状转变为团簇的点状或粒状；峰值温度为1 250 ℃时，奥氏体晶界上的M23C6碳化物呈鱼骨状，G相完全转变为散乱无序分布的点状，晶内析出物基本消失。结合表2分析，B2位置的铌含量远高于B0和B1位置的，镍、硅含量与此相反，推测在1 250 ℃的峰值温度下，G相完全溶解并转变成NbC。HP40Nb合金中M23C6碳化物的析出温度为650～1 080 ℃，析出峰值在900～1 000 ℃之间，且在900 ℃时，碳化物开始再次固溶于奥氏体中[15-16]。因此，热循环峰值温度在1 000 ℃及以下制备的热影响区组织与服役态母材的相似,未作分析。

表2 服役态HP40Nb合金及不同峰值温度所得热影响区不同位置(见图2)EDS测试结果(质量分数)Table 2 EDS test results of HP40Nb alloy in service and different spots in heat affected zone obtained at different peak temperatures (mass) %

综上：经历峰值温度1 250 ℃的热循环后，热影响区析出物以碳化物M23C6和NbC为主；峰值温度在1 200 ℃及以下的热影响区析出物以G相和碳化物M23C6为主，与服役态材料一致。

由图3可以看出，随着峰值温度升高，M23C6和G相的含量大幅降低，温度为1 250 ℃时，M23C6含量比950 ℃时下降了59%，G相完全溶解。综上，服役态HP40Nb合金在经历焊接热循环以后，晶界脆性析出相M23C6减少，组织朝着恢复材料性能的有利方向发展。

图3 热影响区析出相含量随峰值温度的变化曲线Fig.3 Curves of content of precipitates vs peak temperature in the heat affected zone

2.2 拉伸性能

在高温服役过程中，影响奥氏体不锈钢力学性能的因素主要为奥氏体晶粒尺寸以及析出相的种类、数量、尺寸和形貌[17]。由图4可以看出：较低峰值温度(9501 050 ℃)所得热影响区试样的抗拉强度较低；当峰值温度高于1 100 ℃时，热影响区试样的抗拉强度和断后伸长率总体上均随峰值温度的升高而增大；在峰值温度达到1 150 ℃及以上时，抗拉强度满足未服役材料的强度要求(441 MPa)，但伸长率均远低于标准要求(8%)。

图4 不同峰值温度所得热影响区的拉伸性能Fig.4 Tensile properties of heat affected zone obtained at different peak temperatures

3 结 论

(1)服役劣化HP40Nb转化炉管的奥氏体晶界上存在粗大、连续的G相和富铬M23C6碳化物，晶内分布细小的析出相；在温度1 1001 200 ℃热循环后，炉管中的析出相仍主要为M23C6碳化物和G相，随着峰值温度升高，G相和M23C6碳化物的含量均减少，当峰值温度为1 250 ℃时，G相转变为散乱无序分布的点状NbC相，此时热影响区析出相以M23C6和NbC相为主。

(2)峰值温度较低(9501 050 ℃)时，所得热影响区试样的抗拉强度和断后伸长率均较低，并且在1 050 ℃时均最小，进行焊接修复时需密切关注；峰值温度高于1 100 ℃时，抗拉强度和断后伸长率总体上均随温度的升高而增大，1 150 ℃及以上峰值温度热循环后抗拉强度满足未服役HP40Nb合金的强度要求，但伸长率均远低于标准要求。