王學,1,2, 李勇2,3, 王家慶3, 胡磊1

T23鋼(2.25Cr-1.6W-V-Nb，質量分數，%)是為超(超)臨界鍋爐開發的一種新型低合金耐熱鋼，其在T22鋼(2.25Cr-1Mo)基礎上降低C含量，以W替代部分Mo，并加入微合金化元素V、Nb、N和B，進行正火 + 回火處理后獲得，具有穩定的回火貝氏體組織[1,2]。T23鋼在600℃以下溫度的蠕變性能優異，可與高合金的T91鋼相媲美[2,3]。上述合金化改良明顯改善了T23鋼的焊接性，焊接小口徑薄壁管(壁厚δ ≤ 10 mm)時可取消焊后熱處理，從而簡化了焊接工藝，降低了鍋爐制造成本，因此被廣泛應用于制造大型電站鍋爐水冷壁、過熱器、再熱器等受熱面管[4~6]。然而，國內外的研究[7~10]發現，T23鋼有較明顯的再熱裂紋敏感性，其粗晶熱影響區(CGHAZ)在焊后熱處理過程中有嚴重的晶間開裂傾向。取消焊后熱處理的T23鋼接頭在高溫服役過程中也會因產生再熱裂紋而失效。龍會國等[11]分析了高溫再熱器T23/12Cr1MoV異種鋼接頭運行8000 h發生早期斷裂失效的原因，發現裂紋起始于T23側的CGHAZ，沿晶界擴展，具有典型再熱裂紋特征。

一般認為低合金鋼CGHAZ形成再熱裂紋有2種機理，一種觀點為晶界雜質析集弱化說，認為在500~600℃再熱處理過程中，鋼中的P、S、Sb、Sn、As等雜質元素向CGHAZ的晶界偏聚，降低了晶界的塑性變形能力而造成脆化[12~15]。隨著冶煉技術的進步，目前鋼中雜質元素的含量可控制在很低的水平，基本上消除了晶界雜質元素的偏聚。另一種觀點為晶內沉淀強化說，認為在二次加熱(焊后熱處理或高溫服役)的過程中，細小的第二相在晶內析出，使晶內強度升高，在高溫及應力作用下塑性變形集中于相對較弱的晶界，導致晶界優先形成裂紋并擴展，從而發生沿晶斷裂[16~18]。基于晶內強化理論，建立了一些再熱裂紋敏感性評價經驗公式，如PSR = wCr + wCu + 2wMo + 10wV + 7wNb + 5wTi - 2 (其中，PSR為再熱裂紋敏感指數；w為質量分數，%)[19]。根據敏感性指數公式，鋼中V、Nb和Ti等強碳化物形成元素的影響更顯著。關于T23鋼的再熱裂紋產生機理，目前存在較大爭議，主要是從晶內沉淀強化和晶界弱化2方面解釋。晶內沉淀強化主要是由V、Nb和W等合金元素碳化物在位錯處優先析出造成[10]。至于晶界弱化，Nawrocki等[20]認為是M3C碳化物在晶界析出導致的。Li等[21]通過短時蠕變破斷實驗研究發現，CGHAZ在高溫短時回火過程中晶內析出富含V、Nb、Ti的MX型碳(氮)化物(其中M = V、Nb、Ti，X = C、N)非常少，而晶界析出較多二次相，認為晶界弱化可能是導致再熱裂紋的重要因素。針對上述研究現狀，本工作先通過焊接熱模擬和時效實驗制備不同組織狀態的T23鋼CGHAZ試樣，然后評價它們的再熱裂紋敏感性，并分析CGHAZ組織演變對再熱裂紋的影響，進一步闡明影響再熱裂紋形成的關鍵冶金學因素。最后討論CGHAZ組織演變與硬度的關系，確定避免再熱裂紋的臨界硬度，為鍋爐部件T23鋼接頭服役過程中的再熱裂紋預測及監督提供指標依據。

1 實驗方法

實驗材料為外徑57 mm、壁厚9 mm的T23鋼小徑管，化學成分(質量分數，%)為：C 0.078，Si 0.24，Mn 0.38，Cr 2.28，Mo 0.12，W 1.6，V 0.25，Nb 0.033，Ti 0.014，N 0.004，B 0.0023，Fe余量。母材供貨狀態為：1060℃正火 + 760℃回火。從鋼管取樣加工成圖1a所示的試樣，在THERMECMASTOR-Z型熱模擬機上完成焊接熱循環模擬實驗，制備T23鋼CGHAZ試樣(圖1a中的均溫區)。模擬的焊接工藝為：鎢極氣體保護電弧焊(GTAW)，100℃預熱，熱輸入為25 kJ/cm。CGHAZ試樣隨后在管式熱處理爐中進行時效實驗，時效溫度為650℃，時效時間分別為6、24和48 h。最后將焊態和時效試樣進行短時高溫蠕變破斷實驗，評價不同組織狀態CGHAZ試樣的再熱裂紋敏感性。短時高溫蠕變破斷實驗也在熱模擬機上完成，具體方法為：將試樣加熱到550~750℃，保溫5 s，然后施以0.5 mm/min應變速率直至拉斷。上述熱過程曲線及實驗參數如圖1b所示。測量拉斷試樣的斷面收縮率(Z)，根據Z的大小判斷再熱裂紋敏感性。為了防止斷口發生氧化，拉伸實驗在真空條件下進行。用320HBS-300/0035布氏硬度計測量焊態及時效CGHAZ試樣的硬度，施加載荷為187.5 kg。

圖1

圖1   再熱裂紋敏感性評價試樣形狀示意圖及熱過程曲線

Fig.1   Schematic illustration of the sample (unit: mm) for stress-relief cracking susceptibility evaluation (a) and thermal cycle curves (b) (tp/8—cooling time from peak temperature to 800oC, t8/5—cooling time from 800oC to 500oC, t5/3—cooling time from 500oC to 300oC)

在斷口附近取樣進行微觀分析。在QUANTA400型掃描電鏡(SEM)下觀察斷口形貌，分析斷裂模式。在PMG3型光學顯微鏡(OM)下觀察CGHAZ顯微組織形貌；在SEM下進一步觀察組織形態和微觀裂紋特征。制備金屬薄膜樣品，用JEM-2010型透射電鏡(TEM)觀察CGHAZ亞結構特征和碳化物的析出，并用TEM附帶的能譜(EDS)線掃描模式測定晶界析出碳化物后界面附近合金元素的分布。采用劃線法測量原奧氏體晶粒尺寸和板條寬度，每個試樣測試3~5個視場，結果取平均值。

2 實驗結果

2.1 CGHAZ在時效過程中的顯微組織演變

圖2為T23鋼試樣CGHAZ在650℃時效不同時間后的OM像。可以看出，焊態CGHAZ為馬氏體/貝氏體混合組織，原始奧氏體晶粒粗大，平均晶粒尺寸約為38 μm (圖2a)。CGHAZ在時效6 h時的組織變化不明顯，板條馬氏體特征仍清晰可見(圖2b)。時效24 h后，CGHAZ的板條形態組織減少，表明小角度板條界面部分消失(圖2c)。時效48 h后，CGHAZ中的板條形態組織進一步減少，部分板條發生多邊化，形成亞晶，并能觀察到細小的再結晶晶粒(圖2d)。

圖2

圖2   T23鋼試樣粗晶熱影響區(CGHAZ)在650℃時效前后的OM像

Fig.2   OM images of coarse grain heat affected zone (CGHAZ) in T23 steel samples in as-welded condition (a), aged at 650oC for 6 h (b), 24 h (c), and 48 h (d)

圖3為T23鋼試樣CGHAZ在650℃時效不同時間后的SEM像。從圖3a可以看到，焊態CGHAZ的馬氏體板條特征明顯，晶界和晶內存在大量的條狀或塊狀的馬氏體-奧氏體(M-A)組元，它們由晶間或板條間富C的奧氏體轉變形成。由圖3b可以看出，時效6 h時，焊態下的M-A組元基本上分解消失，只在晶界觀察到少量析出物，表明大部分合金元素仍處于過飽和固溶狀態。時效24 h時(圖3c)，板條發生回復，板條寬度增加，晶界析出物增多，并且晶內也觀察到析出物顆粒。時效48 h時(圖3d)，板條特征組織進一步減少，出現鐵素體組織，晶界析出物增多，尺寸增大，在鐵素體基體可見細小的析出物顆粒。

圖3

圖3   T23鋼試樣CGHAZ在650℃時效前后的SEM像

Fig.3   SEM images of CGHAZ in T23 steel samples in as-welded condition (a), aged at 650oC for 6 h (b), 24 h (c), and 48 h (d) (M-A—martensite-austenite)

圖4為T23鋼試樣CGHAZ在650℃時效不同時間后薄膜樣品的TEM像。由圖4a可見，時效至6 h時，板條較細小，內部有高密度位錯，板條平均寬度為(0.21 ± 0.03) μm；時效至24 h時，板條束內小角度板條界部分消失，板條寬度略有增加，為(0.27 ± 0.07) μm，板條內位錯密度下降(圖4c)；時效至48 h時，板條結構進一步減少，部分板條束界消失，板條(亞晶粒)寬度增大至(0.49 ± 0.13) μm，板條內位錯密度也急劇下降，出現多邊形鐵素體(圖4e和f)。Pilling和Ridley[22]的研究表明，與T23鋼Cr含量相近的2.25Cr-1Mo鋼中的碳化物類型可以依據EDS中Fe、Cr、Mo和Si的相對高度來辨別。于在松等[23]和Zieliński等[24]報道了不同狀態的T23鋼中碳化物的電子衍射及EDS分析結果，并根據EDS結果判定T23鋼中碳化物的類型，其方法如下：M7C3中Fe和Cr元素峰的高度比接近1∶1；M23C6中Fe和Cr元素峰的高度比接近3∶1，且有明顯的W元素峰；M3C中Fe和Cr元素峰的高度比大于5:1，且W元素的峰不顯著。根據圖4中典型沉淀相EDS半定量結果，可以判斷T23鋼試樣CGHAZ時效至6 h時的晶界析出相為M23C6，晶內析出相有M3C、M7C3和M23C6；時效至24 h時碳化物尺寸略有增大，碳化物類型不變(圖4d)；時效至48 h時，此時晶界M23C6顯著粗化，值得注意的是，在板條(亞晶)內開始析出非常細小的沉淀相(圖4f)。Miyata等[25]的研究表明，這些細小的沉淀相為MX相(富含V、Nb、Ti的碳氮化物)。馬氏體板條束寬度與強度之間滿足Hall-Petch關系，即板條束寬度增加，強度下降[26]。因此，隨著時效時間的延長，位錯密度的減小和板條寬度的增加將導致CGHAZ硬度下降。

圖4

圖4   T23鋼試樣CGHAZ在650℃時效不同時間后的TEM像

Fig.4   TEM images of CGHAZ in T23 steel samples as aged at 650oC for 6 h (a, b), 24 h (c, d), and 48 h (e, f) (Insets show the corresponding EDS results of the carbides in the circles)

圖5為T23鋼試樣CGHAZ在650℃時效前后的硬度測試結果。可以看到，焊態CGHAZ的硬度最高，約為321 HB。時效6 h時，硬度降至278 HB，隨著時效時間的延長，硬度繼續下降。根據微觀分析結果(圖4)，在時效過程中，由于碳化物的析出，晶內固溶的C及合金元素減少，以及板條回復使位錯密度下降，板條尺寸增加，這些因素的共同作用使CGHAZ硬度隨著時效時間的增加而持續降低。

圖5

圖5   T23鋼試樣CGHAZ在650℃時效前后的硬度

Fig.5   Hardnesses of CGHAZ in T23 steel samples in as-welded condition and aged at 650oC for different time

2.2 CGHAZ時效后的短時高溫蠕變破斷性能

圖6為T23鋼試樣CGHAZ在650℃時效前后的短時高溫蠕變破斷實驗結果。可以看出，焊態CGHAZ試樣在實驗溫度范圍內的Z均不足10%，這表明焊態CGHAZ的高溫塑性較差。與焊態CGHAZ相比，時效6 h的CGHAZ在550~650℃下的Z升高較明顯，但在700~750℃下的Z變化不大，即在此高溫段的塑性仍較差；時效24 h的CGHAZ在各拉伸溫度下的Z均呈較大幅度上升；時效48 h的CGHAZ的Z總體上進一步提升(最低值高于30%)。值得注意的是，時效CGHAZ的Z總體上均隨實驗溫度的升高逐漸下降，在750℃時的Z降至最低

圖6

圖6   T23鋼試樣CGHAZ在時效前后的斷面收縮率與拉伸實驗溫度的關系

Fig.6   Reduction of area vs test temperature of CGHAZ in T23 steel samples

有研究者[9,10]用短時蠕變破斷實驗得出的斷面收縮率判斷2.25Cr型低合金耐熱鋼的再熱裂紋敏感性高低：(1) 非常敏感，Z < 5%；(2) 敏感，5% ≤ Z ≤ 10%；(3) 稍敏感，10% < Z ≤ 20%；(4) 不敏感，Z > 20%。由圖6結果可知，焊態CGHAZ在550~750℃區間均對再熱裂紋敏感；時效6 h的CGHAZ在較低溫度區間(550~660℃)對再熱裂紋不敏感，但在660~750℃區間對再熱裂紋仍較敏感；經24 和48 h時效的CGHAZ在550~750℃區間對再熱裂紋均不敏感。值得注意的是，經過24 h時效的CGHAZ在550~750℃區間的最小Z (750℃)略高于20%，接近于再熱裂紋敏感性指標值的上限。因此，可以將24 h作為T23鋼CGHAZ在650℃再熱處理時對再熱裂紋由敏感到不敏感轉變的臨界時效時間。

2.3 斷口形貌

圖7給出了不同時效時間T23鋼試樣CGHAZ在750℃緩慢拉伸后的斷口形貌。可以看出，焊態CGHAZ斷口呈典型的冰糖狀沿晶斷裂，斷口表面可見二次裂紋，符合再熱裂紋斷口特征；部分晶界可見小而淺的韌窩，并伴有輕微塑性變形(圖7a)。在高倍下可見晶界表面并不光滑，有大量的微孔，內部可見二次相顆粒(圖7a插圖)。時效6 h后的CGHAZ斷口形貌與焊態下類似，也是典型的再熱裂紋所引起的沿晶斷裂(圖7b)。時效24 h后的CGHAZ斷口仍以沿晶斷裂為主，伴有部分穿晶斷裂，塑性變形有所增加(圖7c)。時效48 h后的CGHAZ斷口中穿晶斷裂比例上升，塑性變形更加顯著，韌窩比例增加，韌窩尺寸更大、更深(圖7d)。在高倍下可見穿晶裂紋內部也存在析出相顆粒。以上斷口形貌變化與圖6所示的斷面收縮率變化結果一致，表明延長時效時間抑制了CGHAZ的晶間開裂，提高了其高溫塑性。

圖7

圖7   在650℃時效不同時間T23鋼試樣CGHAZ的750℃拉伸斷口形貌

Fig.7   Fracture surfaces at 750oC of CGHAZ in T23 steel samples in as-welded condition (a), aged at 650oC for 6 h (b), 24 h (c), and 48 h (d) (Insets in Figs.7a and d are corresponding high magnified images of fracture surface)

2.4 斷口附近顯微組織

圖8為750℃拉伸斷口附近縱截面的SEM像。可以看出，焊態CGHAZ經短時高溫拉伸后，保持原始馬氏體/貝氏體組織形態(圖8a和b)。在原始奧氏體晶界可見孔洞和裂紋，反映了裂紋的形成過程，即密集的孔洞聚集形成孔洞鏈，孔洞鏈進一步發展為微裂紋。孔洞內部或附近可觀察到碳化物顆粒，它們促進了孔洞在晶界的形核[27]。在650℃時效48 h的CGHAZ經短時高溫拉伸后，為回火馬氏體/貝氏體板條和多邊化鐵素體的混合組織(圖8c和d)。在原始奧氏體晶界雖可見孔洞和裂紋，但在晶內也可觀察到孔洞和微裂紋，這表明時效使CGHAZ的晶內高溫強度下降，塑性得到提升。與焊態CGHAZ相比，時效48 h的CGHAZ在高溫拉伸后的晶界孔洞和裂紋附近有明顯的塑性變形，這表明時效提高了晶界塑性。在晶界和晶內的孔洞處均可觀察到碳化物，進一步證實了碳化物提供了孔洞形核場地。需要說明的是，時效48 h的CGHAZ試樣的裂紋和孔洞大多出現在馬氏體/鐵素體交界處，可能是由于這2種組織的強度差異大，在應力作用下，變形不協調導致孔洞和裂紋優先在界面處形成。另外，由圖8a和b還可看到，裂紋主要產生在與外加載荷垂直或成一定角度的晶界上，而與載荷平行的晶界上沒有裂紋，這是由于孔洞的形核與擴展需在一定的正應力作用下才會發生[28]。

圖8

圖8   焊態和在650℃時效48 h的T23鋼試樣CGHAZ在750℃拉斷后斷口附近縱截面的SEM像

(a, b) as-welded (c, d) as aged at 650oC for 48 h

Fig.8   Longitudinal section views of CGHAZ in T23 steel samples fractured at 750oC (Insets in Figs.8b and d show the high magnified images of grain boundaries with void)

圖9為焊態和在650℃時效48 h的CGHAZ在750℃拉斷試樣的TEM像。由圖9a和b可見，焊態CGHAZ拉伸后在晶界和晶內均有較多的碳化物，晶界為M23C6型碳化物，尺寸較大；晶內為M23C6和M7C3型碳化物，尺寸較小，MX相很少。此外，由于高溫拉伸時間較短，板條內部仍保留高密度位錯。由圖9c和d可見，在650℃時效48 h的CGHAZ拉伸后，在晶界同樣存在大量的M23C6相，尺寸略有增大，有部分發生聚集粗化。板條界有大量M23C6和M7C3，尺寸較焊態有所長大；此外，晶內出現較多細小的MX相(圖9c)。值得注意的是，時效48 h使CGHAZ板條內的位錯密度大大下降，回復特征明顯，但在高溫拉伸后其晶內又出現了高密度位錯(圖9d)，這說明塑性變形使位錯運動、增殖，導致位錯密度上升。由圖9d還可以看到，在板條(亞晶)界或碳化物處存在位錯塞積，在部分亞晶界還能看到位錯的纏結。這種位錯在晶界、亞晶界(板條界)或析出相顆粒處的塞積到一定程度時，會促進裂紋的萌生[29]。這與斷口形貌及組織觀察結果一致。

圖9

圖9   焊態和在650℃時效48 h的T23鋼試樣CGHAZ在750℃短時拉伸后的TEM像

(a, b) as-welded (Inset in Fig.9a shows the corresponding EDS analysis) (c, d) aged at 650oC for 48 h (Insets show the high magnified images of lath interior in Fig.9c and laths in Fig.9d)

Fig.9   TEM images of CGHAZ in T23 steel samples fractured at 750oC

圖9表明，焊態及時效后的CGHAZ在短時高溫拉伸過程中的顯微組織形態無明顯變化，但是碳化物的析出狀況在高溫拉伸前后存在明顯差異。焊態CGHAZ在拉伸前只在晶內有非常少量的碳化物，在高溫拉伸過程中才在晶界和晶內析出大量的碳化物[21]；而在650℃時效48 h的CGHAZ中，碳化物在拉伸前的時效過程中就已大量析出，其在高溫拉伸過程中的種類、數量和尺寸上的變化均不大。

2.5 CGHAZ在高溫拉伸過程中晶界附近合金元素貧化

圖10為焊態CGHAZ在750℃拉斷后薄膜樣品的TEM像及EDS線掃描結果。掃描路徑選擇避開晶界碳化物，穿過晶界。圖10b為X射線計數與位置的關系，晶界附近區域用虛線圓圈標出。可以看出，Cr、W和Mo元素的濃度在晶界附近區域出現低谷，晶界附近存在合金元素貧化區域。Cr、W和Mo是T23鋼中主要的固溶強化元素，其濃度的降低會導致強度下降。因此，晶界合金元素貧化區的出現加速了晶界的弱化，在應力作用下，應變集中于晶界，使孔洞和裂紋優先產生于晶界，并且易于沿晶擴展，最終導致晶間開裂。

圖10

圖10   焊態T23鋼試樣CGHAZ在750℃拉斷后晶界附近合金元素的EDS線掃描結果

Fig.10   TEM image (a) and typical EDS line scans (b) done across prior austenite grain boundaries in fracture samples of as-welded CGHAZ of T23 steel sample tested at 750oC

圖11為經過650℃時效48 h的CGHAZ在750℃拉斷后的薄膜樣品的TEM像及EDS線掃描結果。可以看到，在晶界附近區域Cr、W和Mo元素的濃度均與晶內接近。這表明在高溫拉伸過程中，時效CGHAZ不像焊態CGHAZ，不會在晶界附近出現明顯的合金元素貧化。

圖11

圖11   在650℃時效48 h的T23鋼試樣CGHAZ在750℃拉伸時晶界附近合金元素的EDS線掃描結果

Fig.11   TEM image (a) and typical EDS line scans (b) done across prior austenite grain boundaries in fracture samples of CGHAZ of T23 steel aged at 650oC for 48 h tested at 750oC

目前有關晶界附近合金元素貧化的研究工作大多是針對奧氏體不銹鋼或鎳基合金。一般認為，晶界富Cr碳化物析出消耗了晶界附近基體中的Cr原子，導致奧氏體鋼或鎳基合金晶界附近區域貧Cr，因此降低了其耐蝕性能[30]。奧氏體不銹鋼和鎳基合金中Cr元素含量高(質量分數超過18%)，晶界析出的M23C6中富含金屬元素Cr，所以易于出現顯著的貧Cr層。含29.2%Cr (質量分數，下同)的低氮Inconel 690合金經過715℃時效1 h后，晶界Cr濃度下降到19%，降幅很大[31]。在低合金耐熱鋼中，合金元素的含量較低，由于不存在貧Cr造成晶界耐蝕性下降的問題，因此很少關注其晶界貧Cr現象。低合金耐熱鋼CGHAZ在短時回火處理時在晶界析出M23C6，其中金屬元素主要為Fe，但是其Cr、W和Mo的濃度均遠超過平均成分。因此，在晶界形成碳化物也要消耗晶界及附近基體中的合金元素，而Cr、W和Mo等元素的體擴散系數較晶界擴散系數低得多，因此造成了晶界附近合金元素的貧化。相比于奧氏體不銹鋼及鎳基合金，低合金耐熱鋼中的合金元素含量更低，貧化只出現在高溫回火處理的早期階段，在充分的高溫回火處理后，這種晶界合金元素貧化就消除了，不會影響母材的力學性能，故很少被關注。但是，T23鋼CGHAZ在高溫拉伸過程中出現再熱裂紋的時間很短，必須考慮晶界附近合金元素貧化對開裂的影響。需要說明的是，時效48 h的CGHAZ經過高溫拉伸后，未觀察到晶界附近區域合金元素的明顯貧化，是因為晶界碳化物在時效過程中就已大部分析出，加上時效時間較長，合金元素充分擴散，因此其在晶內與晶界的分布趨于均勻化。

3 分析討論

3.1 時效降低CGHAZ再熱裂紋敏感性的機理

焊態CGHAZ為馬氏體+少量貝氏體組織，板條內有高密度位錯，晶內只有少量較細小的碳化物，大部分合金元素固溶于基體。在時效過程中，組織逐漸發生回復、再結晶，板條寬度增大，位錯密度下降；合金元素脫溶析出，在晶界、板條(亞晶)界及板條內均有碳化物析出。時效超過48 h后，組織轉變漸趨穩定。時效所致的初始組織差異會影響到CGHAZ在后續高溫拉伸過程中的斷裂行為，即對其再熱裂紋敏感性產生顯著影響。圖12為基于實驗結果總結的T23鋼再熱裂紋形成機理示意圖。由圖12a可以看到，焊態CGHAZ在高溫短時拉伸過程中，焊態的馬氏體 + 貝氏體板條組織特征仍然明顯，晶內雖析出了一些M23C6和M7C3型碳化物，但具有顯著沉淀硬化作用的MX相的析出很少，因此晶內強化并不顯著；此時晶界析出較多尺寸相對較大的M23C6型碳化物。晶界碳化物的進一步長大促進晶界弱化，同時碳化物在短時間內的大量析出會導致晶界附近基體合金元素的貧化，形成一個軟化區，加劇了晶間的弱化。這時在應力作用下，應變集中于弱化的晶界，碳化物又為孔洞形核提供了場所，因而優先在晶界碳化物處形成孔洞，孔洞進一步發展形成孔洞鏈，最終形成微裂紋，導致沿晶斷裂。上述開裂機制表明，與傳統低合金鋼再熱裂紋大多由晶內強化引起不同，晶界碳化物的析出和長大所致的晶間弱化對T23鋼再熱裂紋的影響更大。

圖12

圖12   時效影響T23鋼CGHAZ再熱裂紋敏感性機理示意圖

Fig.12   Illustration of fracture mechanism of as-welded (a) and aged (b) CGHAZ (PAGB—prior austenite grain boundary)

圖12b為時效48 h的CGHAZ的高溫拉伸開裂過程示意圖。可以看到，經過48 h時效后，回復使板條內位錯密度下降，板條尺寸增大，部分多邊形化形成再結晶鐵素體晶粒；同時包括MX相在內的大量碳化物在晶界和晶內析出，此時MX相雖能產生沉淀強化，但是大量C脫溶析出使基體硬度明顯降低(圖5)，晶內強度總體下降，故塑性得到明顯提升。這種時效后的組織比較穩定，在高溫短時拉伸過程中的變化不明顯。由于經歷了較長時間的時效，時效過程中晶界碳化物析出所消耗的合金元素可以通過晶內的長程擴散得到補充，這樣在高溫拉伸過程中碳化物的析出速率就放慢或停止，不會再大量消耗晶界附近合金元素，因此晶界合金元素的貧化也得到緩解，晶界附近軟化區消失。由于晶內和晶界強度的差別明顯減小，在高溫拉伸過程中晶界非共格碳化物界面仍然是孔洞形核的主要位置，但部分晶內也會形成孔洞，最后斷裂表現為沿晶斷裂和穿晶斷裂混合模式。根據上述討論，預先時效降低再熱裂紋敏感性的主要原因可以歸結為：時效使焊態CGHAZ中的不穩定組織發生轉變，碳化物大量析出，降低了硬度，使得高溫拉伸過程中造成再熱裂紋的晶內強化和晶界弱化因素被消除，晶內和晶界的塑性變形能力均得到提升。

CGHAZ時效前后的組織變化及所引起的再熱裂紋敏感性變化證實了文獻[21]對T23鋼再熱裂紋形成機理解釋的合理性。要防止T23鋼產生再熱裂紋，關鍵是減小CGHAZ在高溫拉伸(應力釋放)過程中晶內和晶界強度的差異，這一方面要適當降低晶內強化，同時還要提高晶界強度，避免晶界弱化。在鋼材成分一定的情況下，它們可以通過時效處理來實現。

3.2 CGHAZ硬度對再熱裂紋敏感性的影響

實驗結果表明，焊態CGHAZ在650℃時效24 h后，其硬度降到250 HB左右(圖5)，此時其對再熱裂紋不再敏感(圖6)。如前面所分析，通過時效處理使碳化物先行析出，避免其在高溫拉伸過程中析出，一方面減少了晶內強化，同時也在一定程度上抑制了晶界弱化，從而提高了CGHAZ抵抗再熱裂紋的能力。由于碳化物析出和長大會導致硬度降低，因此硬度可以很好地表征CGHAZ在焊后高溫回火處理過程中的組織轉變程度，從而反映其再熱裂紋敏感性的變化。考慮到硬度指標更直觀，便于測試，因此在工程上可以用硬度預測不同組織狀態CGHAZ對再熱裂紋的敏感性。文獻[32]研究了未經焊后熱處理的T23接頭早期失效問題，發現不穩定的脆硬馬氏體/貝氏體混合組織在時效(運行)過程中會發生脆化導致脆性蠕變斷裂。為了保證運行的可靠性，需要通過焊后熱處理改善焊縫組織、降低硬度，建議焊縫和HAZ的上限硬度不超過250 HB。這與本工作得到的CGHAZ對再熱裂紋具有抗性的臨界硬度相同。從本質上來看，出現在CGHAZ的再熱裂紋也是一種蠕變脆性斷裂，其與焊縫的蠕變沿晶斷裂性質類似，因此在它們組織相似的條件下，有相近的臨界硬度。

未經焊后熱處理的T23接頭在服役超過8000 h后仍可能發生再熱裂紋，導致部件失效[11]。判斷服役中的T23接頭發生再熱裂紋的可能性對鍋爐管道安全評定有重要意義。根據Arrhenius方程[33]可以計算650℃時效條件所對應的服役溫度下(500~575℃)的等效時間：

其中，t為時效時間，A0為常數，Q為激活能，R為通用氣體常數，T為熱力學溫度。最終轉換方程為：

其中，t1和t2分別為在T1和T2溫度下的時效時間，激活能Q = 292 kJ/mol。計算結果如表1所示。以650℃時效24 h為判據，可以推斷，當T23接頭在500℃服役38600 h或在550℃服役2400 h后未檢測到再熱裂紋，則繼續運行發生再熱裂紋的傾向不大。需要指出的是，在鍋爐服役過程中，T23部件存在應力，其組織演化速率可能高于時效過程，以此判據來判斷是偏于安全的。對于服役時間較短，且CGHAZ實測硬度超過250 HB的接頭則要高度關注，防止其發生再熱裂紋。Vaillant等[5]提出通過中間熱處理工藝(550℃時效1 h)防止T23鋼的再熱裂紋，根據表1的計算結果，這一措施的加熱時間遠小于2444 h，因此其降低硬度的效果非常有限，沒有消除敏感性的組織，其作用主要是降低焊接殘余應力水平。因此該工藝只能防止接頭在安裝過程中發生再熱裂紋，但在運行中受到較大的應力時仍有可能出現再熱裂紋。

表1   在650℃時效不同時間的T23鋼試樣CGHAZ的等效時效條件 (h)

Table 1  Equivalent heat exposure conditions of CGHAZs of T23 steels aged at 650oC for different time

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4 結論

(1) T23鋼CGHAZ焊態組織為馬氏體+少量貝氏體，硬度約320 HB；經650℃時效后組織發生回復及再結晶，位錯密度下降，亞晶粒(板條)尺寸增大，M23C6、M7C3和MX型碳(氮)化物在晶內、晶界逐漸析出，導致硬度逐漸下降。

(2) T23鋼焊態CGHAZ對再熱裂紋敏感，650℃時效能明顯降低CGHAZ的再熱裂紋敏感性；時效超過24 h后，CGHAZ對再熱裂紋不敏感；CGHAZ時效后的硬度與再熱裂紋敏感性有較好的對應關系，當硬度高于250 HB對再熱裂紋敏感，硬度低于250 HB對再熱裂紋不敏感。

(3) 焊態CGHAZ產生再熱裂紋主要是由于M23C6在晶界析出長大導致晶界形成軟化區，并促進孔洞的形成，減弱了晶間結合力；時效使不穩定的粗晶區組織發生預先轉變，碳化物大量析出，基體發生回復與再結晶，降低了晶內強度，同時晶界附近合金元素貧化消除，晶內和晶界強度的差異減小，塑性變形能力明顯提升，故再熱裂紋敏感性降低。

來源--金屬學報