王學(xué),1,2, 李勇2,3, 王家慶3, 胡磊1

T23鋼(2.25Cr-1.6W-V-Nb，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)是為超(超)臨界鍋爐開(kāi)發(fā)的一種新型低合金耐熱鋼，其在T22鋼(2.25Cr-1Mo)基礎(chǔ)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(jìn)行正火 + 回火處理后獲得，具有穩(wěn)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(yōu)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(shí)可取消焊后熱處理，從而簡(jiǎn)化了焊接工藝，降低了鍋爐制造成本，因此被廣泛應(yīng)用于制造大型電站鍋爐水冷壁、過(guò)熱器、再熱器等受熱面管[4~6]。然而，國(guó)內(nèi)外的研究[7~10]發(fā)現(xiàn)，T23鋼有較明顯的再熱裂紋敏感性，其粗晶熱影響區(qū)(CGHAZ)在焊后熱處理過(guò)程中有嚴(yán)重的晶間開(kāi)裂傾向。取消焊后熱處理的T23鋼接頭在高溫服役過(guò)程中也會(huì)因產(chǎn)生再熱裂紋而失效。龍會(huì)國(guó)等[11]分析了高溫再熱器T23/12Cr1MoV異種鋼接頭運(yùn)行8000 h發(fā)生早期斷裂失效的原因，發(fā)現(xiàn)裂紋起始于T23側(cè)的CGHAZ，沿晶界擴(kuò)展，具有典型再熱裂紋特征。

一般認(rèn)為低合金鋼CGHAZ形成再熱裂紋有2種機(jī)理，一種觀點(diǎn)為晶界雜質(zhì)析集弱化說(shuō)，認(rèn)為在500~600℃再熱處理過(guò)程中，鋼中的P、S、Sb、Sn、As等雜質(zhì)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(shù)的進(jìn)步，目前鋼中雜質(zhì)元素的含量可控制在很低的水平，基本上消除了晶界雜質(zhì)元素的偏聚。另一種觀點(diǎn)為晶內(nèi)沉淀強(qiáng)化說(shuō)，認(rèn)為在二次加熱(焊后熱處理或高溫服役)的過(guò)程中，細(xì)小的第二相在晶內(nèi)析出，使晶內(nèi)強(qiáng)度升高，在高溫及應(yīng)力作用下塑性變形集中于相對(duì)較弱的晶界，導(dǎo)致晶界優(yōu)先形成裂紋并擴(kuò)展，從而發(fā)生沿晶斷裂[16~18]。基于晶內(nèi)強(qiáng)化理論，建立了一些再熱裂紋敏感性評(píng)價(jià)經(jīng)驗(yàn)公式，如PSR = wCr + wCu + 2wMo + 10wV + 7wNb + 5wTi - 2 (其中，PSR為再熱裂紋敏感指數(shù)；w為質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)[19]。根據(jù)敏感性指數(shù)公式，鋼中V、Nb和Ti等強(qiáng)碳化物形成元素的影響更顯著。關(guān)于T23鋼的再熱裂紋產(chǎn)生機(jī)理，目前存在較大爭(zhēng)議，主要是從晶內(nèi)沉淀強(qiáng)化和晶界弱化2方面解釋。晶內(nèi)沉淀強(qiáng)化主要是由V、Nb和W等合金元素碳化物在位錯(cuò)處優(yōu)先析出造成[10]。至于晶界弱化，Nawrocki等[20]認(rèn)為是M3C碳化物在晶界析出導(dǎo)致的。Li等[21]通過(guò)短時(shí)蠕變破斷實(shí)驗(yàn)研究發(fā)現(xiàn)，CGHAZ在高溫短時(shí)回火過(guò)程中晶內(nèi)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(rèn)為晶界弱化可能是導(dǎo)致再熱裂紋的重要因素。針對(duì)上述研究現(xiàn)狀，本工作先通過(guò)焊接熱模擬和時(shí)效實(shí)驗(yàn)制備不同組織狀態(tài)的T23鋼CGHAZ試樣，然后評(píng)價(jià)它們的再熱裂紋敏感性，并分析CGHAZ組織演變對(duì)再熱裂紋的影響，進(jìn)一步闡明影響再熱裂紋形成的關(guān)鍵冶金學(xué)因素。最后討論CGHAZ組織演變與硬度的關(guān)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(guò)程中的再熱裂紋預(yù)測(cè)及監(jiān)督提供指標(biāo)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)材料為外徑57 mm、壁厚9 mm的T23鋼小徑管，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)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，F(xiàn)e余量。母材供貨狀態(tài)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(jī)上完成焊接熱循環(huán)模擬實(shí)驗(yàn)，制備T23鋼CGHAZ試樣(圖1a中的均溫區(qū))。模擬的焊接工藝為：鎢極氣體保護(hù)電弧焊(GTAW)，100℃預(yù)熱，熱輸入為25 kJ/cm。CGHAZ試樣隨后在管式熱處理爐中進(jìn)行時(shí)效實(shí)驗(yàn)，時(shí)效溫度為650℃，時(shí)效時(shí)間分別為6、24和48 h。最后將焊態(tài)和時(shí)效試樣進(jìn)行短時(shí)高溫蠕變破斷實(shí)驗(yàn)，評(píng)價(jià)不同組織狀態(tài)CGHAZ試樣的再熱裂紋敏感性。短時(shí)高溫蠕變破斷實(shí)驗(yàn)也在熱模擬機(jī)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(yīng)變速率直至拉斷。上述熱過(guò)程曲線及實(shí)驗(yàn)參數(shù)如圖1b所示。測(cè)量拉斷試樣的斷面收縮率(Z)，根據(jù)Z的大小判斷再熱裂紋敏感性。為了防止斷口發(fā)生氧化，拉伸實(shí)驗(yàn)在真空條件下進(jìn)行。用320HBS-300/0035布氏硬度計(jì)測(cè)量焊態(tài)及時(shí)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(píng)價(jià)試樣形狀示意圖及熱過(guò)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(jìn)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(xué)顯微鏡(OM)下觀察CGHAZ顯微組織形貌；在SEM下進(jìn)一步觀察組織形態(tài)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(jié)構(gòu)特征和碳化物的析出，并用TEM附帶的能譜(EDS)線掃描模式測(cè)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(cè)量原奧氏體晶粒尺寸和板條寬度，每個(gè)試樣測(cè)試3~5個(gè)視場(chǎng)，結(jié)果取平均值。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 CGHAZ在時(shí)效過(guò)程中的顯微組織演變

圖2為T(mén)23鋼試樣CGHAZ在650℃時(shí)效不同時(shí)間后的OM像。可以看出，焊態(tài)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(shí)效6 h時(shí)的組織變化不明顯，板條馬氏體特征仍清晰可見(jiàn)(圖2b)。時(shí)效24 h后，CGHAZ的板條形態(tài)組織減少，表明小角度板條界面部分消失(圖2c)。時(shí)效48 h后，CGHAZ中的板條形態(tài)組織進(jìn)一步減少，部分板條發(fā)生多邊化，形成亞晶，并能觀察到細(xì)小的再結(jié)晶晶粒(圖2d)。

圖2

圖2   T23鋼試樣粗晶熱影響區(qū)(CGHAZ)在650℃時(shí)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T(mén)23鋼試樣CGHAZ在650℃時(shí)效不同時(shí)間后的SEM像。從圖3a可以看到，焊態(tài)CGHAZ的馬氏體板條特征明顯，晶界和晶內(nèi)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(zhuǎn)變形成。由圖3b可以看出，時(shí)效6 h時(shí)，焊態(tài)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(guò)飽和固溶狀態(tài)。時(shí)效24 h時(shí)(圖3c)，板條發(fā)生回復(fù)，板條寬度增加，晶界析出物增多，并且晶內(nèi)也觀察到析出物顆粒。時(shí)效48 h時(shí)(圖3d)，板條特征組織進(jìn)一步減少，出現(xiàn)鐵素體組織，晶界析出物增多，尺寸增大，在鐵素體基體可見(jiàn)細(xì)小的析出物顆粒。

圖3

圖3   T23鋼試樣CGHAZ在650℃時(shí)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T(mén)23鋼試樣CGHAZ在650℃時(shí)效不同時(shí)間后薄膜樣品的TEM像。由圖4a可見(jiàn)，時(shí)效至6 h時(shí)，板條較細(xì)小，內(nèi)部有高密度位錯(cuò)，板條平均寬度為(0.21 ± 0.03) μm；時(shí)效至24 h時(shí)，板條束內(nèi)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(nèi)位錯(cuò)密度下降(圖4c)；時(shí)效至48 h時(shí)，板條結(jié)構(gòu)進(jìn)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(nèi)位錯(cuò)密度也急劇下降，出現(xiàn)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(jù)EDS中Fe、Cr、Mo和Si的相對(duì)高度來(lái)辨別。于在松等[23]和Zieliński等[24]報(bào)道了不同狀態(tài)的T23鋼中碳化物的電子衍射及EDS分析結(jié)果，并根據(jù)EDS結(jié)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(jù)圖4中典型沉淀相EDS半定量結(jié)果，可以判斷T23鋼試樣CGHAZ時(shí)效至6 h時(shí)的晶界析出相為M23C6，晶內(nèi)析出相有M3C、M7C3和M23C6；時(shí)效至24 h時(shí)碳化物尺寸略有增大，碳化物類型不變(圖4d)；時(shí)效至48 h時(shí)，此時(shí)晶界M23C6顯著粗化，值得注意的是，在板條(亞晶)內(nèi)開(kāi)始析出非常細(xì)小的沉淀相(圖4f)。Miyata等[25]的研究表明，這些細(xì)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(qiáng)度之間滿足Hall-Petch關(guān)系，即板條束寬度增加，強(qiáng)度下降[26]。因此，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，位錯(cuò)密度的減小和板條寬度的增加將導(dǎo)致CGHAZ硬度下降。

圖4

圖4   T23鋼試樣CGHAZ在650℃時(shí)效不同時(shí)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T(mén)23鋼試樣CGHAZ在650℃時(shí)效前后的硬度測(cè)試結(jié)果。可以看到，焊態(tài)CGHAZ的硬度最高，約為321 HB。時(shí)效6 h時(shí)，硬度降至278 HB，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，硬度繼續(xù)下降。根據(jù)微觀分析結(jié)果(圖4)，在時(shí)效過(guò)程中，由于碳化物的析出，晶內(nèi)固溶的C及合金元素減少，以及板條回復(fù)使位錯(cuò)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(shí)效時(shí)間的增加而持續(xù)降低。

圖5

圖5   T23鋼試樣CGHAZ在650℃時(shí)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(shí)效后的短時(shí)高溫蠕變破斷性能

圖6為T(mén)23鋼試樣CGHAZ在650℃時(shí)效前后的短時(shí)高溫蠕變破斷實(shí)驗(yàn)結(jié)果。可以看出，焊態(tài)CGHAZ試樣在實(shí)驗(yàn)溫度范圍內(nèi)的Z均不足10%，這表明焊態(tài)CGHAZ的高溫塑性較差。與焊態(tài)CGHAZ相比，時(shí)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(shí)效24 h的CGHAZ在各拉伸溫度下的Z均呈較大幅度上升；時(shí)效48 h的CGHAZ的Z總體上進(jìn)一步提升(最低值高于30%)。值得注意的是，時(shí)效CGHAZ的Z總體上均隨實(shí)驗(yàn)溫度的升高逐漸下降，在750℃時(shí)的Z降至最低

圖6

圖6   T23鋼試樣CGHAZ在時(shí)效前后的斷面收縮率與拉伸實(shí)驗(yàn)溫度的關(guān)系

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

有研究者[9,10]用短時(shí)蠕變破斷實(shí)驗(yàn)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(jié)果可知，焊態(tài)CGHAZ在550~750℃區(qū)間均對(duì)再熱裂紋敏感；時(shí)效6 h的CGHAZ在較低溫度區(qū)間(550~660℃)對(duì)再熱裂紋不敏感，但在660~750℃區(qū)間對(duì)再熱裂紋仍較敏感；經(jīng)24 和48 h時(shí)效的CGHAZ在550~750℃區(qū)間對(duì)再熱裂紋均不敏感。值得注意的是，經(jīng)過(guò)24 h時(shí)效的CGHAZ在550~750℃區(qū)間的最小Z (750℃)略高于20%，接近于再熱裂紋敏感性指標(biāo)值的上限。因此，可以將24 h作為T(mén)23鋼CGHAZ在650℃再熱處理時(shí)對(duì)再熱裂紋由敏感到不敏感轉(zhuǎn)變的臨界時(shí)效時(shí)間。

2.3 斷口形貌

圖7給出了不同時(shí)效時(shí)間T23鋼試樣CGHAZ在750℃緩慢拉伸后的斷口形貌。可以看出，焊態(tài)CGHAZ斷口呈典型的冰糖狀沿晶斷裂，斷口表面可見(jiàn)二次裂紋，符合再熱裂紋斷口特征；部分晶界可見(jiàn)小而淺的韌窩，并伴有輕微塑性變形(圖7a)。在高倍下可見(jiàn)晶界表面并不光滑，有大量的微孔，內(nèi)部可見(jiàn)二次相顆粒(圖7a插圖)。時(shí)效6 h后的CGHAZ斷口形貌與焊態(tài)下類似，也是典型的再熱裂紋所引起的沿晶斷裂(圖7b)。時(shí)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(shí)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(jiàn)穿晶裂紋內(nèi)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(jié)果一致，表明延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間抑制了CGHAZ的晶間開(kāi)裂，提高了其高溫塑性。

圖7

圖7   在650℃時(shí)效不同時(shí)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(tài)CGHAZ經(jīng)短時(shí)高溫拉伸后，保持原始馬氏體/貝氏體組織形態(tài)(圖8a和b)。在原始奧氏體晶界可見(jiàn)孔洞和裂紋，反映了裂紋的形成過(guò)程，即密集的孔洞聚集形成孔洞鏈，孔洞鏈進(jìn)一步發(fā)展為微裂紋。孔洞內(nèi)部或附近可觀察到碳化物顆粒，它們促進(jìn)了孔洞在晶界的形核[27]。在650℃時(shí)效48 h的CGHAZ經(jīng)短時(shí)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(jiàn)孔洞和裂紋，但在晶內(nèi)也可觀察到孔洞和微裂紋，這表明時(shí)效使CGHAZ的晶內(nèi)高溫強(qiáng)度下降，塑性得到提升。與焊態(tài)CGHAZ相比，時(shí)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(shí)效提高了晶界塑性。在晶界和晶內(nèi)的孔洞處均可觀察到碳化物，進(jìn)一步證實(shí)了碳化物提供了孔洞形核場(chǎng)地。需要說(shuō)明的是，時(shí)效48 h的CGHAZ試樣的裂紋和孔洞大多出現(xiàn)在馬氏體/鐵素體交界處，可能是由于這2種組織的強(qiáng)度差異大，在應(yīng)力作用下，變形不協(xié)調(diào)導(dǎo)致孔洞和裂紋優(yōu)先在界面處形成。另外，由圖8a和b還可看到，裂紋主要產(chǎn)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(méi)有裂紋，這是由于孔洞的形核與擴(kuò)展需在一定的正應(yīng)力作用下才會(huì)發(fā)生[28]。

圖8

圖8   焊態(tài)和在650℃時(shí)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(tài)和在650℃時(shí)效48 h的CGHAZ在750℃拉斷試樣的TEM像。由圖9a和b可見(jiàn)，焊態(tài)CGHAZ拉伸后在晶界和晶內(nèi)均有較多的碳化物，晶界為M23C6型碳化物，尺寸較大；晶內(nèi)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(shí)間較短，板條內(nèi)部仍保留高密度位錯(cuò)。由圖9c和d可見(jiàn)，在650℃時(shí)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(fā)生聚集粗化。板條界有大量M23C6和M7C3，尺寸較焊態(tài)有所長(zhǎng)大；此外，晶內(nèi)出現(xiàn)較多細(xì)小的MX相(圖9c)。值得注意的是，時(shí)效48 h使CGHAZ板條內(nèi)的位錯(cuò)密度大大下降，回復(fù)特征明顯，但在高溫拉伸后其晶內(nèi)又出現(xiàn)了高密度位錯(cuò)(圖9d)，這說(shuō)明塑性變形使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)、增殖，導(dǎo)致位錯(cuò)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(cuò)塞積，在部分亞晶界還能看到位錯(cuò)的纏結(jié)。這種位錯(cuò)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(shí)，會(huì)促進(jìn)裂紋的萌生[29]。這與斷口形貌及組織觀察結(jié)果一致。

圖9

圖9   焊態(tài)和在650℃時(shí)效48 h的T23鋼試樣CGHAZ在750℃短時(shí)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(tài)及時(shí)效后的CGHAZ在短時(shí)高溫拉伸過(guò)程中的顯微組織形態(tài)無(wú)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(tài)CGHAZ在拉伸前只在晶內(nèi)有非常少量的碳化物，在高溫拉伸過(guò)程中才在晶界和晶內(nèi)析出大量的碳化物[21]；而在650℃時(shí)效48 h的CGHAZ中，碳化物在拉伸前的時(shí)效過(guò)程中就已大量析出，其在高溫拉伸過(guò)程中的種類、數(shù)量和尺寸上的變化均不大。

2.5 CGHAZ在高溫拉伸過(guò)程中晶界附近合金元素貧化

圖10為焊態(tài)CGHAZ在750℃拉斷后薄膜樣品的TEM像及EDS線掃描結(jié)果。掃描路徑選擇避開(kāi)晶界碳化物，穿過(guò)晶界。圖10b為X射線計(jì)數(shù)與位置的關(guān)系，晶界附近區(qū)域用虛線圓圈標(biāo)出。可以看出，Cr、W和Mo元素的濃度在晶界附近區(qū)域出現(xiàn)低谷，晶界附近存在合金元素貧化區(qū)域。Cr、W和Mo是T23鋼中主要的固溶強(qiáng)化元素，其濃度的降低會(huì)導(dǎo)致強(qiáng)度下降。因此，晶界合金元素貧化區(qū)的出現(xiàn)加速了晶界的弱化，在應(yīng)力作用下，應(yīng)變集中于晶界，使孔洞和裂紋優(yōu)先產(chǎn)生于晶界，并且易于沿晶擴(kuò)展，最終導(dǎo)致晶間開(kāi)裂。

圖10

圖10   焊態(tài)T23鋼試樣CGHAZ在750℃拉斷后晶界附近合金元素的EDS線掃描結(jié)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(jīng)過(guò)650℃時(shí)效48 h的CGHAZ在750℃拉斷后的薄膜樣品的TEM像及EDS線掃描結(jié)果。可以看到，在晶界附近區(qū)域Cr、W和Mo元素的濃度均與晶內(nèi)接近。這表明在高溫拉伸過(guò)程中，時(shí)效CGHAZ不像焊態(tài)CGHAZ，不會(huì)在晶界附近出現(xiàn)明顯的合金元素貧化。

圖11

圖11   在650℃時(shí)效48 h的T23鋼試樣CGHAZ在750℃拉伸時(shí)晶界附近合金元素的EDS線掃描結(jié)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(guān)晶界附近合金元素貧化的研究工作大多是針對(duì)奧氏體不銹鋼或鎳基合金。一般認(rèn)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(dǎo)致奧氏體鋼或鎳基合金晶界附近區(qū)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(zhì)量分?jǐn)?shù)超過(guò)18%)，晶界析出的M23C6中富含金屬元素Cr，所以易于出現(xiàn)顯著的貧Cr層。含29.2%Cr (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)的低氮Inconel 690合金經(jīng)過(guò)715℃時(shí)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(wèn)題，因此很少關(guān)注其晶界貧Cr現(xiàn)象。低合金耐熱鋼CGHAZ在短時(shí)回火處理時(shí)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(yuǎn)超過(guò)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(kuò)散系數(shù)較晶界擴(kuò)散系數(shù)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(xiàn)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(huì)影響母材的力學(xué)性能，故很少被關(guān)注。但是，T23鋼CGHAZ在高溫拉伸過(guò)程中出現(xiàn)再熱裂紋的時(shí)間很短，必須考慮晶界附近合金元素貧化對(duì)開(kāi)裂的影響。需要說(shuō)明的是，時(shí)效48 h的CGHAZ經(jīng)過(guò)高溫拉伸后，未觀察到晶界附近區(qū)域合金元素的明顯貧化，是因?yàn)榫Ы缣蓟镌跁r(shí)效過(guò)程中就已大部分析出，加上時(shí)效時(shí)間較長(zhǎng)，合金元素充分?jǐn)U散，因此其在晶內(nèi)與晶界的分布趨于均勻化。

3 分析討論

3.1 時(shí)效降低CGHAZ再熱裂紋敏感性的機(jī)理

焊態(tài)CGHAZ為馬氏體+少量貝氏體組織，板條內(nèi)有高密度位錯(cuò)，晶內(nèi)只有少量較細(xì)小的碳化物，大部分合金元素固溶于基體。在時(shí)效過(guò)程中，組織逐漸發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶，板條寬度增大，位錯(cuò)密度下降；合金元素脫溶析出，在晶界、板條(亞晶)界及板條內(nèi)均有碳化物析出。時(shí)效超過(guò)48 h后，組織轉(zhuǎn)變漸趨穩(wěn)定。時(shí)效所致的初始組織差異會(huì)影響到CGHAZ在后續(xù)高溫拉伸過(guò)程中的斷裂行為，即對(duì)其再熱裂紋敏感性產(chǎn)生顯著影響。圖12為基于實(shí)驗(yàn)結(jié)果總結(jié)的T23鋼再熱裂紋形成機(jī)理示意圖。由圖12a可以看到，焊態(tài)CGHAZ在高溫短時(shí)拉伸過(guò)程中，焊態(tài)的馬氏體 + 貝氏體板條組織特征仍然明顯，晶內(nèi)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(nèi)強(qiáng)化并不顯著；此時(shí)晶界析出較多尺寸相對(duì)較大的M23C6型碳化物。晶界碳化物的進(jìn)一步長(zhǎng)大促進(jìn)晶界弱化，同時(shí)碳化物在短時(shí)間內(nèi)的大量析出會(huì)導(dǎo)致晶界附近基體合金元素的貧化，形成一個(gè)軟化區(qū)，加劇了晶間的弱化。這時(shí)在應(yīng)力作用下，應(yīng)變集中于弱化的晶界，碳化物又為孔洞形核提供了場(chǎng)所，因而優(yōu)先在晶界碳化物處形成孔洞，孔洞進(jìn)一步發(fā)展形成孔洞鏈，最終形成微裂紋，導(dǎo)致沿晶斷裂。上述開(kāi)裂機(jī)制表明，與傳統(tǒng)低合金鋼再熱裂紋大多由晶內(nèi)強(qiáng)化引起不同，晶界碳化物的析出和長(zhǎng)大所致的晶間弱化對(duì)T23鋼再熱裂紋的影響更大。

圖12

圖12   時(shí)效影響T23鋼CGHAZ再熱裂紋敏感性機(jī)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(shí)效48 h的CGHAZ的高溫拉伸開(kāi)裂過(guò)程示意圖。可以看到，經(jīng)過(guò)48 h時(shí)效后，回復(fù)使板條內(nèi)位錯(cuò)密度下降，板條尺寸增大，部分多邊形化形成再結(jié)晶鐵素體晶粒；同時(shí)包括MX相在內(nèi)的大量碳化物在晶界和晶內(nèi)析出，此時(shí)MX相雖能產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化，但是大量C脫溶析出使基體硬度明顯降低(圖5)，晶內(nèi)強(qiáng)度總體下降，故塑性得到明顯提升。這種時(shí)效后的組織比較穩(wěn)定，在高溫短時(shí)拉伸過(guò)程中的變化不明顯。由于經(jīng)歷了較長(zhǎng)時(shí)間的時(shí)效，時(shí)效過(guò)程中晶界碳化物析出所消耗的合金元素可以通過(guò)晶內(nèi)的長(zhǎng)程擴(kuò)散得到補(bǔ)充，這樣在高溫拉伸過(guò)程中碳化物的析出速率就放慢或停止，不會(huì)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(qū)消失。由于晶內(nèi)和晶界強(qiáng)度的差別明顯減小，在高溫拉伸過(guò)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(nèi)也會(huì)形成孔洞，最后斷裂表現(xiàn)為沿晶斷裂和穿晶斷裂混合模式。根據(jù)上述討論，預(yù)先時(shí)效降低再熱裂紋敏感性的主要原因可以歸結(jié)為：時(shí)效使焊態(tài)CGHAZ中的不穩(wěn)定組織發(fā)生轉(zhuǎn)變，碳化物大量析出，降低了硬度，使得高溫拉伸過(guò)程中造成再熱裂紋的晶內(nèi)強(qiáng)化和晶界弱化因素被消除，晶內(nèi)和晶界的塑性變形能力均得到提升。

CGHAZ時(shí)效前后的組織變化及所引起的再熱裂紋敏感性變化證實(shí)了文獻(xiàn)[21]對(duì)T23鋼再熱裂紋形成機(jī)理解釋的合理性。要防止T23鋼產(chǎn)生再熱裂紋，關(guān)鍵是減小CGHAZ在高溫拉伸(應(yīng)力釋放)過(guò)程中晶內(nèi)和晶界強(qiáng)度的差異，這一方面要適當(dāng)降低晶內(nèi)強(qiáng)化，同時(shí)還要提高晶界強(qiáng)度，避免晶界弱化。在鋼材成分一定的情況下，它們可以通過(guò)時(shí)效處理來(lái)實(shí)現(xiàn)。

3.2 CGHAZ硬度對(duì)再熱裂紋敏感性的影響

實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，焊態(tài)CGHAZ在650℃時(shí)效24 h后，其硬度降到250 HB左右(圖5)，此時(shí)其對(duì)再熱裂紋不再敏感(圖6)。如前面所分析，通過(guò)時(shí)效處理使碳化物先行析出，避免其在高溫拉伸過(guò)程中析出，一方面減少了晶內(nèi)強(qiáng)化，同時(shí)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(zhǎng)大會(huì)導(dǎo)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(guò)程中的組織轉(zhuǎn)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(biāo)更直觀，便于測(cè)試，因此在工程上可以用硬度預(yù)測(cè)不同組織狀態(tài)CGHAZ對(duì)再熱裂紋的敏感性。文獻(xiàn)[32]研究了未經(jīng)焊后熱處理的T23接頭早期失效問(wèn)題，發(fā)現(xiàn)不穩(wěn)定的脆硬馬氏體/貝氏體混合組織在時(shí)效(運(yùn)行)過(guò)程中會(huì)發(fā)生脆化導(dǎo)致脆性蠕變斷裂。為了保證運(yùn)行的可靠性，需要通過(guò)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(guò)250 HB。這與本工作得到的CGHAZ對(duì)再熱裂紋具有抗性的臨界硬度相同。從本質(zhì)上來(lái)看，出現(xiàn)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(zhì)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(jīng)焊后熱處理的T23接頭在服役超過(guò)8000 h后仍可能發(fā)生再熱裂紋，導(dǎo)致部件失效[11]。判斷服役中的T23接頭發(fā)生再熱裂紋的可能性對(duì)鍋爐管道安全評(píng)定有重要意義。根據(jù)Arrhenius方程[33]可以計(jì)算650℃時(shí)效條件所對(duì)應(yīng)的服役溫度下(500~575℃)的等效時(shí)間：

其中，t為時(shí)效時(shí)間，A0為常數(shù)，Q為激活能，R為通用氣體常數(shù)，T為熱力學(xué)溫度。最終轉(zhuǎn)換方程為：

其中，t1和t2分別為在T1和T2溫度下的時(shí)效時(shí)間，激活能Q = 292 kJ/mol。計(jì)算結(jié)果如表1所示。以650℃時(shí)效24 h為判據(jù)，可以推斷，當(dāng)T23接頭在500℃服役38600 h或在550℃服役2400 h后未檢測(cè)到再熱裂紋，則繼續(xù)運(yùn)行發(fā)生再熱裂紋的傾向不大。需要指出的是，在鍋爐服役過(guò)程中，T23部件存在應(yīng)力，其組織演化速率可能高于時(shí)效過(guò)程，以此判據(jù)來(lái)判斷是偏于安全的。對(duì)于服役時(shí)間較短，且CGHAZ實(shí)測(cè)硬度超過(guò)250 HB的接頭則要高度關(guān)注，防止其發(fā)生再熱裂紋。Vaillant等[5]提出通過(guò)中間熱處理工藝(550℃時(shí)效1 h)防止T23鋼的再熱裂紋，根據(jù)表1的計(jì)算結(jié)果，這一措施的加熱時(shí)間遠(yuǎn)小于2444 h，因此其降低硬度的效果非常有限，沒(méi)有消除敏感性的組織，其作用主要是降低焊接殘余應(yīng)力水平。因此該工藝只能防止接頭在安裝過(guò)程中發(fā)生再熱裂紋，但在運(yùn)行中受到較大的應(yīng)力時(shí)仍有可能出現(xiàn)再熱裂紋。

表1   在650℃時(shí)效不同時(shí)間的T23鋼試樣CGHAZ的等效時(shí)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(jié)論

(1) T23鋼CGHAZ焊態(tài)組織為馬氏體+少量貝氏體，硬度約320 HB；經(jīng)650℃時(shí)效后組織發(fā)生回復(fù)及再結(jié)晶，位錯(cuò)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(nèi)、晶界逐漸析出，導(dǎo)致硬度逐漸下降。

(2) T23鋼焊態(tài)CGHAZ對(duì)再熱裂紋敏感，650℃時(shí)效能明顯降低CGHAZ的再熱裂紋敏感性；時(shí)效超過(guò)24 h后，CGHAZ對(duì)再熱裂紋不敏感；CGHAZ時(shí)效后的硬度與再熱裂紋敏感性有較好的對(duì)應(yīng)關(guān)系，當(dāng)硬度高于250 HB對(duì)再熱裂紋敏感，硬度低于250 HB對(duì)再熱裂紋不敏感。

(3) 焊態(tài)CGHAZ產(chǎn)生再熱裂紋主要是由于M23C6在晶界析出長(zhǎng)大導(dǎo)致晶界形成軟化區(qū)，并促進(jìn)孔洞的形成，減弱了晶間結(jié)合力；時(shí)效使不穩(wěn)定的粗晶區(qū)組織發(fā)生預(yù)先轉(zhuǎn)變，碳化物大量析出，基體發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶，降低了晶內(nèi)強(qiáng)度，同時(shí)晶界附近合金元素貧化消除，晶內(nèi)和晶界強(qiáng)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。

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