許立萌,關凱書

(華東理工大學,承壓系統(tǒng)與安全教育部重點實驗室,上海 ２００２３７)

摘 要:對運行１０a的３Cr１Mo１/４V 鋼制加氫反應器內試塊取樣進行了脫脆熱處理,與未熱處理(脆化態(tài))試樣在不同溫度下進行了小沖桿試驗和夏比沖擊試驗,提出了以斷裂能與最大載荷的比值(ESP/Fm)作為確定小沖桿試驗韌脆轉變溫度的方法,得到韌脆轉變溫度及其增量,并與夏比沖擊試驗結果進行了對比.結果表明:小沖桿試驗得到的ESP/FmＧ溫度曲線與夏比沖擊試驗得到的沖擊功Ｇ溫度曲線具有相同的變化趨勢;與斷裂能相比,ESP/Fm 可以更好地表征材料的韌脆狀態(tài);以ESP/Fm 穩(wěn)定值的６０％對應的溫度作為韌脆轉變溫度,得到的韌脆轉變溫度增量與由夏比沖擊試驗得到的近似相等,小沖桿試驗可以用來評價３Cr１Mo１/４V 鋼的回火脆性.

關鍵詞:小沖桿試驗;韌脆轉變溫度;回火脆化

中圖分類號:TG１１５．５ 文獻標志碼:A 文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０５Ｇ００８４Ｇ０５

０ 引 言

加氫反應器作為加氫技術的核心設備,被大量用于石油化工行業(yè).由于長期在高溫高壓臨氫環(huán)境下服役,該反應器器壁材料會發(fā)生劣化,其中以回火脆化和氫脆最為嚴重[１].材料回火脆化的主要特征是韌脆轉變溫度向高溫移動,傳統(tǒng)評定脆化的方法是通過在反應器內預置與反應器材料相同的試塊,定期分析試塊的性能,得到材料的韌脆轉變溫度,進而評價其脆化情況[２].但是現在加氫反應器在制造過程中已經不放置試塊或者在役反應器中試塊均消耗殆盡,而進行標準試驗需要較多的試驗材料,所以工程上無法或很難通過標準試驗來獲得在役加氫反應器材料脆化后的性能.

小沖桿試驗(SmallPunchTest)是一種微損取樣測試技術,該技術從取樣到試驗均不會破壞在役設備的結構完整性,也無需對設備進行修補,因此引起了研究人員的廣泛關注[３].小沖桿試驗最早被用來研究核工業(yè)設備材料受輻照脆化后性能的變化,后來逐步被用于研究材料蠕變、斷裂韌性、韌脆轉變溫度等性能[４Ｇ６].近些年國內關于用小沖桿試驗測試材料韌脆轉變溫度和脆化的研究并不多,且由于小沖桿試驗得到的斷裂能數據分散[７],因此以此來評價材料的脆

化還存在著許多理論和技術問題.為了研究利用小沖桿試驗評價材料在長期服役后脆化的可行性,作者對運行１０a的３Cr１Mo１/４V鋼制加氫反應器中的試塊進行了小沖桿試驗,以斷裂能Esp和試樣承受的最大載荷 Fm 的比值(ESP/Fm)作為新的評價指標,得到韌脆轉變溫度和服役前后韌脆轉變溫度增量,并與 V 型缺口試樣的標準夏比沖擊試驗結果進行了比較.

１ 試樣制備與試驗方法

１．１ 試樣制備

試驗材料為某石化公司隨機運行１０a的加氫反應器 預 置 試 塊.該 加 氫 反 應 器 的 工 作 溫 度 為４２０ ℃,工作壓力為１６．４ MPa;預置試塊與加氫反應器筒體材料同為３Cr１Mo１/４V 鋼.試塊形狀和尺寸如圖 １ 所 示,在 軸 向 中 間 位 置 有 環(huán) 焊 縫.五個表面堆有 不 銹 鋼 堆 焊 層,作 者 只 對 試 塊 的 母 材和焊縫性能進行研究,不對堆焊層做研究,所以在加工試樣之 前 就 已 將 堆 焊 層 去 除,母 材 和 焊 縫 的化學成分如表１所示.

馬冬梅等[７]研究了加氫反應器用鋼的回火脆性,指出將脆化后的鋼重新加熱到６５０℃,然后快冷至室溫,可以消除脆化,恢復韌性.為了評價材料的回火脆性,需要得到服役前后材料的韌脆轉變溫度,以韌脆轉變溫度的增量作為回火脆化量.但因缺少服役前試塊的性能參數,所以在試塊的母材和焊縫處取樣并進行了加熱至６５０ ℃快冷至室溫的熱處理,將熱處理后試樣記為脫脆態(tài)試樣,并認為脫脆態(tài)試樣的性能與服役前的性能相同.將未進行脫脆熱處理的試樣記為脆化態(tài)試樣.

現有研究表明,CrＧMo鋼的回火脆化與其化學成分有著密切的關系.工程上也定義了回火脆化敏感系數J 系數和 X－ 系數,以此來評價化學成分對回火脆性的綜合影響.APIＧ９３４ 規(guī) 范 中 要 求 加氫反應器用鋼的J 和 X－ 系數應分別不高于１００％和１５×１０－６.根 據 式 (１)和 (２)計 算 得 到 試 驗 用３Cr１Mo１/４V 鋼的J 和 X－ 系數,分別為８１．４２％和１１．７２×１０－６.式中:w 為元素的質量分數.

    由J 和X－ 系數可知,３Cr１Mo１/４V 鋼能滿足加氫反應器制造要求,且在設計工況下長期運行不會發(fā)生很大的回火脆化.

１．２ 試驗方法 

    根據 GB/T２９４５９．１－２０１２,采用線切割法在 脫脆態(tài)和脆化態(tài)焊縫和母材試樣上各截取出直徑 為１０mm、厚度為０．６~０．７ mm 的圓片,機械磨至 厚度 為 ０．５２ mm,以消除表面加工紋路和熱影響 層,再用１２００＃ 砂紙手工精磨至厚度為０．５００mm± ０．００５mm,得到小沖桿試樣.如圖２所示,將試樣 用夾具夾持,在Instron３３００型電子萬能試驗機上 進行沖壓,壓桿直徑 ２．５ mm,下壓速 度 １．５ mm??min－１,下 壓 點 位 于 試 樣 幾 何 中 心 位 置. 研 究 表明[８],小沖桿試驗得到的材料韌脆轉變溫度要遠遠低于由夏比沖擊試驗得到的.因此在進行小沖桿試驗時,將試驗溫度設定為－１９６~２５ ℃.以液氮制冷,通過低溫環(huán)境箱將試樣溫度降至設定溫度,保溫１０min待溫度穩(wěn)定后開始進行小沖桿試驗,設定溫度的波動范圍為±１ ℃.同夏比沖擊試驗一樣,在韌脆轉變區(qū)時,試驗結果比較分散,所以每個轉變溫度點包含２個或者３個平行試樣.

    由于沖桿作用在試樣的中心位置,因此對試驗 結果進行剛度修正后,得到載荷Ｇ位移曲線中的“位 移”在數值上等于試樣中心的變形量. 圖３是小沖桿試驗典型的載荷Ｇ位移曲線,同標 準拉伸試驗一樣,試樣并未在最大載荷下斷裂,而是 繼續(xù)發(fā)生變形,而載荷也在減小.根據歐盟小沖桿 試驗草案和國標草案規(guī)定,以試驗載荷下降到最大 載荷的８０％時,判定試樣斷裂,試驗結束. 

    根據 GB/T２２９－２００７和 GB/T２６５０－２００８,分別在母材及焊縫上分別截取出尺寸為１０ mm×１０mm×５５ mm 的 沖 擊 試 樣,開 V 型 缺 口,根 據GB/T２２９－２００７,采用 ZBC２３０２型高低溫擺錘沖擊試驗機進行沖擊試驗,最大沖擊能量３００J,沖擊速度５．２４mm??s－１.

２ 試驗結果與討論

２．１ 不同溫度下的載荷Ｇ位移曲線

    由圖４可以看出:脫脆態(tài)焊縫試樣的變形過程可以分為彈性變形、塑性變形、薄膜拉伸和斷裂等四個階段;隨著溫度由２５ ℃降低到－１５０ ℃,脫脆態(tài)焊縫試樣所能承受的最大載荷呈明顯上升趨勢,最大載荷及斷裂時對應的試樣變形量均無太大的變化,曲線與x 軸包絡的面積也大體呈增大趨勢;隨著溫度的繼續(xù)降低,試樣所能承受的最大載荷和變形量均呈下降趨勢,在－１８０~－１７０ ℃之間的變化尤為明顯;在－１９３ ℃沖壓時不同試樣的變形量和最大載荷相差較大,有的試樣能承受的最大載荷和變形量甚至高于在－１８０ ℃下沖壓的.

２．２ 小沖桿試驗的Esp與Esp/Fm

小沖桿試樣的斷裂能Esp可近似等于其載荷Ｇ位移曲線與x 軸圍成的面積,通?？衫梅e分法求取,根據積分終點的不同,主要有兩種計算公式[９Ｇ１０]式中:dm ,df 分別為最大載荷和試樣斷裂時對應的位移;δ 為任一時刻的位移;F 為載荷.

    FINARELLI等[１１]通過透射電鏡研究了小沖桿試驗過程中試樣的變形,裂紋的產生及擴展過程,發(fā)現試樣在承受最大載荷前即開始出現裂紋,由于裂紋的存在及試樣變形后截面積的減小,試樣變形所需載荷降低,直至斷裂.但是材料的韌性是強度和塑性的綜合體現[１２],它不僅包括材料抵抗裂紋萌生的能力,還包括抵抗裂紋失穩(wěn)擴展的能力.在試驗得到的載荷Ｇ位移曲線的斷裂階段仍然包含著試樣的一部分塑性功,所以作者認為其斷裂能應由式(４)求出.在得到不同溫度下試樣的斷裂能后,通常做法是擬合出斷裂能Ｇ溫度曲線,并將曲線的峰值或者將最大與最小斷裂能的平均值對應的溫度視為韌脆轉變溫度[１３].但是試驗結果表明,斷裂能并不能很好地表征韌脆轉變情況.在２５ ℃和在－９０ ℃試驗時脆化 態(tài) 焊 縫 試 樣 的 斷 裂 能 比 較 接 近,分 別 為２０５５．６５×１０－３ J和２１７１．３×１０－３J,且２５ ℃時斷裂的焊縫試樣中心點的變形量為２．１１３mm,明顯大于－１９０ ℃ 下的 (１．４６１ mm).由 圖 ５ 可 以 看 出:２５ ℃和－１９０ ℃試驗時,脆化態(tài)焊縫試樣的斷后形貌不同,２５ ℃試驗時,該焊縫試樣的裂紋在沖桿圓形壓頭的擠壓下沿著壓頭與試樣的接觸面環(huán)形邊緣環(huán)向擴展;而在－１９０ ℃試驗時,試樣的裂紋近似沿著徑向輻射擴展,并且可能會出現多個擴展方向.這些都表明在同等斷裂能下鋼的韌脆特性也有可能完全不一樣.

    在處理低 溫 小 沖 桿 試 驗 數 據 時 作 者 發(fā) 現,可以用Esp/Fm 來衡量試樣的韌脆轉變情況.由圖６可以看出:在相同的狀態(tài)下,常溫下母材和焊縫試樣的Esp/Fm 均比低溫下的大,且溫度高于－９０℃時其值的波動性比較小;隨著溫度低,Esp/Fm的值較為分散,但總體呈下降的趨勢;無論是母材還是焊縫,其脫脆態(tài)試樣的 Esp/FmＧ溫度曲線均近似向左上平 移,說 明 脫 脆 態(tài) 試 樣 在 各 個 溫 度 點 的ESP/Fm 值均比脆化態(tài)試樣的高,其對應的韌脆轉變溫度也向 低 溫 側 移 動,即 服 役 后 試 樣 的 韌 脆 轉變溫度向高 溫 側 移 動,說 明 試 塊 發(fā) 生 了 輕 微 的 回火脆化.

    對于加氫反應器用CrＧMo鋼,工程上以 V 型缺口試樣夏比沖擊功為５４．２J時對應的溫度作為韌脆轉變溫度,記為θtr５４.由圖７可見,由夏比沖擊試驗得到的脆化態(tài)和脫脆態(tài)母材試樣的韌脆轉變溫度不同,與由ESP/Fm 得到的結果相似.將圖６(a)與圖７對比后可以看出,ESP/Fm 與夏比沖擊功均存在一個隨溫度的升高而增大的轉變區(qū),以及當溫度升高到一定程度時保持穩(wěn)定的平臺區(qū),兩者的變化趨勢相同.因此作者認為ESP/Fm 可以作為小沖桿試驗評價材料斷裂性能的一個表征量.

２．３ 韌脆轉變溫度

    在定義材 料 的 韌 脆 轉 變 溫 度 時,有 以 下 四 種方法:沖擊功下降到５０％~６０％時對應的溫度;上下平臺對應 沖 擊 功 的 均 值 時 的 溫 度;特 定 沖 擊 功(如５４．２J)對應的溫度;５０％的斷面纖維率對應的溫度.

    由于常規(guī) 小 沖 桿 試 驗 得 到 的 ESP/FmＧ溫 度 曲線沒有下平 臺,現 有 的 數 據 太 少 而 無 法 對 某 一 類材料定義特定的 ESP/Fm ,并且小沖桿試樣斷口較小,沒有標準斷口形貌進行比對,無法判斷或計算斷面纖維率,再加上部分試驗得到的ESP/Fm 的最小值可能不到韌性狀態(tài)下的５０％,因此作者將擬合得到的ESP/FmＧ溫度曲線上平臺對應的 ESP/Fm值的６０％所對應的溫度定義為小沖桿試驗的韌脆轉變溫度θSP.

    由表３ 可 以 看 出,θSP 雖 然 遠 低 于θtr５４,但 是ΔθSP與 Δθtr５４(脆化態(tài)與脫脆態(tài)的韌脆轉變溫度增量)是近似相等的.也就是說對于３Cr１Mo１/４V 鋼制加氫反應器,可以采用低溫小沖桿試驗得到的韌脆轉變溫度增量來表征其回火脆化量.

３ 結 論

    (１)隨溫度降低,由小沖桿試驗得到的試樣斷裂能ESP先 增 加 后 減 小,ESP/Fm 則 先 保 持 一 定 值后再減小;ESP/Fm 與夏比沖擊功隨溫度的變化趨勢基本相同.

    (２)在同等斷裂能下,相同材料的試樣可能會具有不同的斷裂機制,因此斷裂能并不能很好地表征材料的韌脆轉變情況.

    (３)以ESP/Fm 作為材料韌脆轉變性能的表征量,并以 ESP/Fm 穩(wěn) 定 值 的 ６０％ 對 應 的 溫 度 作 為小沖桿韌脆 轉 變 溫 度,得 到 的 焊 縫 和 母 材 韌 脆 轉變溫 度 增 量 與 由 夏 比 沖 擊 試 驗 得 到 的 僅 相 差３．３ ℃和－０．８ ℃,表明小沖桿試 驗 可 以 用 來 評 價３Cr１Mo１/４V 鋼的回火脆性.

（文章來源：材料與測試網-機械工程材料 > 2017年 > 5期 > pp.84）