HR3C 奧氏體耐熱鋼焊接接頭中的析出相

孫 咸

（太原理工大學(xué) 焊接材料研究所， 太原 030024）

0 前 言

HR3C 奧氏體耐熱鋼以其優(yōu)良的蠕變斷裂強(qiáng)度、 更優(yōu)良的抗蒸汽氧化和抗煙氣腐蝕性能， 被廣泛應(yīng)用于超超臨界火電機(jī)組中的過熱器和再熱器高溫部件。 前者（優(yōu)良的蠕變斷裂強(qiáng)度） 是在Cr25Ni20 （AISI310） 鋼基礎(chǔ)上， 添加Nb、 N 等合金元素， 利用析出彌散分布微細(xì)Nb 的金屬間化合物NbCrN 和Nb 的碳、 氮化合物及M23C6碳化物對(duì)Cr25Ni20 鋼形成強(qiáng)化所致； 后者 （更優(yōu)良的抗蒸汽氧化和抗煙氣腐蝕性能） 則是鋼中25%以上Cr 含量， 在材料表面與氧結(jié)合形成Cr2O3氧化膜， 阻止鋼繼續(xù)氧化的結(jié)果。 雖然現(xiàn)有的焊接材料和配套工藝基本能夠滿足制造要求， 但這并不意味著在所有情況下都能獲得滿意的接頭性能。 在一些情況下， 例如焊接接頭在高溫時(shí)效和長(zhǎng)期高溫運(yùn)行后出現(xiàn)了塑性和韌性下降現(xiàn)象， 存在引發(fā)構(gòu)件失效的可能性。 研究認(rèn)為，該現(xiàn)象與高溫暴露后接頭的顯微組織（含析出相）變化密切相關(guān)[1-5]。 具體來說， 經(jīng)受高溫時(shí)效或長(zhǎng)期高溫運(yùn)行的接頭顯微組織及析出相的變化極其復(fù)雜， 而且奧氏體鋼中的析出相對(duì)接頭性能的影響具有雙重性[6]。 急需搞清楚析出相形成機(jī)理、 影響因素等相關(guān)理論問題。 迄今為止， 涉及時(shí)效或運(yùn)行對(duì)HR3C 鋼或接頭組織和性能影響的文獻(xiàn)并不鮮見， 但專題性探討HR3C 鋼焊接接頭析出相形成機(jī)理、 影響因素的文獻(xiàn)較為罕見。 為此， 本研究從工程應(yīng)用試驗(yàn)入手， 將HR3C 鋼接頭的組織特征和影響因素與析出相的形成過程 （機(jī)理）相聯(lián)系， 探討析出相對(duì)接接頭性能的影響， 并運(yùn)用已有的奧氏體第二相析出理論， 重新詮釋了工程應(yīng)用中該鋼接頭塑性和韌性出現(xiàn)下降的現(xiàn)象。該項(xiàng)工作對(duì)于進(jìn)一步認(rèn)識(shí)接頭中的析出相特性、豐富相關(guān)焊接理論及工程應(yīng)用， 具有一定參考價(jià)值和理論意義。

1 HR3C 耐熱鋼焊接接頭顯微組織特征

表1 列出了5 個(gè)HR3C 鋼焊接工程應(yīng)用技術(shù)參數(shù)及接頭顯微組織實(shí)例。 第1 例是采用鎳基焊絲UTP A6170Co 焊接的兩種狀態(tài)（AW、 PWHT）試樣在700 ℃下進(jìn)行22 000 h 應(yīng)力斷裂試驗(yàn)[1]，比較了兩種試樣高溫蠕變損傷發(fā)展與二次相析出的相關(guān)性。 結(jié)果顯示： ①PWHT 試樣在焊縫區(qū)的顯微組織為奧氏體+析出相 （σ 相、 M23C6、 MX、Z 相， 晶間粒度大于晶內(nèi)）， AW 試樣在焊縫區(qū)的顯微組織為奧氏體+析出相（σ 相、 M23C6等）；②PWHT 試樣在HAZ 的顯微組織為奧氏體+析出相 （A 晶粒長(zhǎng)大、 σ 相晶間析出明顯） , AW 試樣在HAZ 的顯微組織為奧氏體+析出相（A 晶粒長(zhǎng)大不明顯）； ③母材區(qū)組織為奧氏體+析出相（σ、 M23C6、 MX、 Z）。 第2 例是采用德國(guó)蒂森Thermanit617 鎳基焊絲焊接HR3C 鋼管接頭試樣， 在650 ℃、 700 ℃、 750 ℃下進(jìn)行10 000 h應(yīng)力斷裂試驗(yàn)[2]。 結(jié)果表明： ①焊縫區(qū)的組織為奧氏體+析出相（晶內(nèi)和晶界的M23C6， 以及晶內(nèi)的γ′）； ②HAZ 的組織為奧氏體+晶界或晶內(nèi)析出相（M23C6和沿晶界分布的σ 相） 其形貌如圖1[2]所示； ③母材區(qū)的組織為奧氏體+晶界或晶內(nèi)析出相（M23C6和隨機(jī)分布的σ 相） 其形貌如圖2[2]所示。 第3 例采用線性摩擦焊工藝制備HR3C 鋼焊接接頭試樣， 在700 ℃下分別時(shí)效100 h、 500 h、1 000 h 和3 000 h， 研究其組織及力學(xué)性能[3]。結(jié)果表明： 在700 ℃長(zhǎng)期時(shí)效過程中， 摩擦焊中形成的再結(jié)晶晶粒和納米級(jí)NbCrN 相的穩(wěn)定性較好； 而焊縫區(qū)、 熱力影響區(qū)及熱影響區(qū)中不同類型的M23C6相在時(shí)效過程中均發(fā)生粗化； 在時(shí)效500 h 試樣的熱力影響區(qū)中初次觀察到σ 相，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)， σ 相的析出數(shù)量增加且尺寸增大 （如圖3 和圖4 所示）。 第4 例是采用日本住友YT-HR3C 專用焊絲制備HR3C 鋼焊接接頭試樣， 在650 ℃下分別時(shí)效1 000 h、 3 000 h、5 000 h 和7 000 h,進(jìn)行接頭組織和力學(xué)性能研究[4]。HR3C 鋼焊接接頭650 ℃時(shí)效前后的顯微組織如圖5[4]所示。 結(jié)果表明： 焊縫區(qū)組織為奧氏體+析出相M23C6（晶界和晶內(nèi)）， 晶界附近σ 相和少量G相， 奧氏體晶內(nèi)彌散分布Z 相（圖5 （f）[4]）； HAZ組織為粗大奧氏體晶粒， 晶內(nèi)、 晶界均有析出相（圖5（e）[4]）； 母材區(qū)的組織為在奧氏體晶界呈連續(xù)網(wǎng)狀、 局部球狀析出相， 以及晶內(nèi)球狀、 塊狀彌散分布的析出相 （圖5 （d）[4]）。 第5 例試驗(yàn)用HR3C 鋼焊接接頭取自1 000 MW 超超臨界鍋爐高溫再熱器， 所用焊絲與HR3C 焊管等成分。 再熱器管的工作溫度為605 ℃、 壓力為4.9 MPa、 服役時(shí)間為4.2 萬h。 開展了顯微組織和力學(xué)性能研究[5]。 結(jié)果表明， 高溫長(zhǎng)時(shí)服役后HR3C 鋼焊縫金屬中形成了大量條狀和顆粒狀M23C6析出相， 熱影響區(qū)奧氏體晶粒長(zhǎng)大， 在晶界附近形成了板狀M23C6相。

圖1 粗晶HAZ 中沿晶界的σ 相網(wǎng)狀細(xì)節(jié)

圖2 母材中σ 相顆粒的細(xì)節(jié)

圖3 不同時(shí)效時(shí)間接頭熱影響區(qū)中析出相的TEM 圖像及SAED 譜圖

圖4 不同時(shí)效時(shí)間接頭熱影響區(qū)顯微組織SEM 圖像

圖5 HR3C 鋼焊接接頭650 ℃時(shí)效前后的光學(xué)顯微組織形貌

表1 HR3C 鋼焊接接頭的工藝參數(shù)及顯微組織

可以看出， 無論是同質(zhì)焊縫， 還是異質(zhì)焊縫的HR3C 鋼接頭顯微組織， 其主要組織為奧氏體+析出相（含晶界和晶內(nèi)）。 具體而言， 在焊縫區(qū)出現(xiàn)了M23C6碳化物， NbCN、 σ、 G、 Z 金屬間相等； 在HAZ 出現(xiàn)了M23C6碳化物， NbCN、 σ 等；在母材區(qū)出現(xiàn)了M23C6碳化物、 σ 等。 在不同案例中， 接頭各區(qū)析出相的種類、 形態(tài)、 數(shù)量和分布不盡相同。 這與焊接試件所經(jīng)受的高溫和持續(xù)的時(shí)間， 以及接頭承受的應(yīng)力變形等因素有關(guān)。

2 焊接接頭顯微組織的影響因素

2.1 焊縫金屬對(duì)HR3C 鋼接頭顯微組織的影響

HR3C 鋼的化學(xué)成分和力學(xué)性能分別見表2[7]和表3[7]。 該鋼專用焊絲的化學(xué)成分及熔敷金屬的顯微組織見表4， 該鋼專用焊絲的力學(xué)性能見表5。 1 號(hào)和2 號(hào)焊絲中的C 含量與母材相似， Ni 含量為55%～56%， Cr 含量為21.5%；新加了11.5%的Co、 9%的Mo 和適量的Al。 由于這些元素的作用, 在高溫服役條件下， 具有優(yōu)良的抗高溫氧化和硫化能力。 其中Co 和Mo 的固溶強(qiáng)化加上細(xì)小碳化物的析出， 以及在650 ℃左右時(shí)效時(shí)析出的一次γ 相， 大大提高了顯微組織的穩(wěn)定性和組織的蠕變強(qiáng)度。 在540～625 ℃之間， ERNiCrCoMo-1 焊絲的許用應(yīng)力高于Super 304H， 但稍低于HR3C 鋼； 溫度高于625 ℃后， 許用應(yīng)力明顯高于Super 304H 和HR3C 鋼。 UTP A6170Co 和Thermanit617 焊絲采用的是 “組織匹配 “原則， 即采用與HR3C母材微觀組織相同焊接材料的匹配方式。 實(shí)質(zhì)上它是一種異質(zhì)焊縫焊接材料 （與母材非同質(zhì)）。 4 號(hào)焊絲（YT-HR3C 專用焊絲） 中將Cr的含量提高到27.0% （比母材平均值提高了約2%）， 為的是保證焊縫中足夠的Cr 含量使其具有高的抗蒸汽和煙氣氧化性能； 同時(shí)新增加了2.90%的Cu 和0.94%的Mo。 2.90%的Cu 的加入， 可以起到穩(wěn)定奧氏體相的作用， 同時(shí)主要作用是在運(yùn)行過程中析出彌散細(xì)小的富銅相， 以達(dá)到提高焊縫高溫強(qiáng)度的目的； 0.94%Mo 的加入， 也是為了提高焊縫的高溫強(qiáng)度和組織穩(wěn)定性等目的。 其他的元素含量， 如C、Ni、 Nb、 N、 Si、 Mn 與母材中的含量比較接近。 不難看出， YT-HR3C 焊絲采用的是 “準(zhǔn)成分匹配” 原則， 即焊絲并非與母材成分完全一致， 而是要考慮焊接電弧中合金元素過渡時(shí)的燒損， 以及焊縫合金化需要等因素的影響。3 號(hào)是摩擦焊試樣， 由于是母材自熔形成的結(jié)合層， 其成分與母材十分接近， 屬于等成分匹配。 與YT-HR3C 焊絲相比， 焊縫中w （Cr）僅為24.94%， 而且沒有新增適量的Cu 和Mo，在提高焊縫的高溫強(qiáng)度和組織穩(wěn)定性方面比4 號(hào)遜色。 5 號(hào)焊絲的化學(xué)成分中， 除N 元素含量為0 之外， 其余元素含量與YT-HR3C 焊絲非常接近。 由于該焊絲不含N 元素， 致使焊絲焊后狀態(tài)的熔敷金屬的奧氏體組織中可能含有5%左右的鐵素體。 同時(shí)， 焊縫中缺少N 元素的固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化作用， 很可能影響焊縫高溫蠕變性能的提高。

表2 HR3C 鋼的化學(xué)成分要求

表3 HR3C 鋼的常溫力學(xué)性能要求

表4 HR3C 鋼專用焊絲的化學(xué)成分及熔敷金屬的顯微組織

表5 HR3C 鋼專用焊絲的力學(xué)性能①

由表1 中焊縫金屬對(duì)HR3C 鋼接頭顯微組織的影響可以看出， 5 種不同成分形成的焊接接頭的顯微組織基本相同， 即焊縫為奧氏體+析出相， HAZ 為具有長(zhǎng)大傾向晶粒的奧氏體+析出相， 母材為奧氏體+析出相。 可以借助WRC-1992 相組分圖來分析焊縫中的組織特點(diǎn)，WRC-1992 相組分圖如圖6[9]所示。 1 號(hào)和2 號(hào)焊絲為鎳基奧氏體型焊絲， 根據(jù)成分計(jì)算的Creq 和Nieq 數(shù)值較大 （見表4）， 其數(shù)據(jù)點(diǎn)均位于相組分圖左上方很遠(yuǎn)處 （大大超出圖框），采用外推法后Creq 和Nieq 的點(diǎn)均落入奧氏體區(qū)， 與文獻(xiàn)實(shí)測(cè)的純奧氏體焊縫完全一致。 這兩種焊絲被稱為 “異質(zhì)焊縫” 型焊絲。 3 號(hào)是摩擦焊接頭試件， 結(jié)合面很窄的熔合區(qū)由母材自熔形成。 根據(jù)S31042 母材成分計(jì)算所得的Creq 和Nieq 的點(diǎn)， 亦位于圖外很遠(yuǎn)處的奧氏體區(qū)。 4 號(hào)采用的是日本住友公司開發(fā)的、 與母材準(zhǔn)成分匹配的HR3C 鋼專用焊絲， 根據(jù)成分計(jì)算的Creq 和Nieq 的點(diǎn)均位于圖外很遠(yuǎn)處的奧氏體區(qū)。 5 號(hào)給出的所謂HR3C 熔敷金屬成分與母材接近， 但不含N 元素， 致使依照熔敷金屬成分計(jì)算的Creq 和Nieq 的數(shù)據(jù)點(diǎn)， 落入相組分圖上方的AF 區(qū)中約5%F 線附近。 由于該項(xiàng)試樣取自運(yùn)行后的鍋爐高溫再熱器，文獻(xiàn)[5]并未給出 “HR3C 熔敷金屬” 焊后狀態(tài)的顯微組織， 故而無法評(píng)價(jià)或判斷相組分圖分析結(jié)果與實(shí)際組織的相關(guān)性。

圖6 WRC-1992 相組分圖（點(diǎn)畫線區(qū)域中的A、AF、FA、F 分別表示不同的凝固模式）

最后， 歸納焊縫金屬對(duì)HR3C 鋼接頭顯微組織的影響。 無論同質(zhì)還是異質(zhì)焊縫， 在經(jīng)歷高溫暴露后接頭各區(qū)的顯微組織均為奧氏體+析出相。 而析出相的種類、 形態(tài)、 數(shù)量和分布具有多樣性。 焊縫中奧氏體基體組織的形成是受其鉻鎳當(dāng)量比的控制， 而析出相的產(chǎn)生則是高溫下其組織演變的必然結(jié)果。

2.2 高溫運(yùn)行或時(shí)效對(duì)接頭顯微組織的影響

高溫運(yùn)行對(duì)于HR3C 鋼焊接接頭組織的影響主要考慮2 個(gè)參數(shù)： 一是溫度， 二是高溫持續(xù)時(shí)間。 HR3C 鋼主要用于超超臨界發(fā)電機(jī)組鍋爐的高溫過熱器和再熱器等部件， 它們的運(yùn)行溫度為620～650 ℃， 甚至700 ℃。 高溫部件的工作溫度正好處于奧氏體不銹鋼多種析出相的析出溫度范圍。在析出相敏感溫度區(qū)間分析持續(xù)時(shí)間影響案例， 即可說明高溫運(yùn)行對(duì)析出相的影響。 文獻(xiàn)[10] 采用ERNiCr-3 焊絲脈沖熱絲氬弧焊制備的HR3C 鋼焊接接頭試樣， 在700 ℃下分別進(jìn)行300 h、 1 000 h、3 000 h 和10 000 h 的時(shí)效試驗(yàn)研究。 HR3C 鋼在700 ℃下時(shí)效時(shí)間與接頭顯微組織之間的關(guān)系見表6。 可以看出， 接頭各區(qū)的主體組織為奧氏體+析出相； 隨時(shí)效時(shí)間的增大， 主要析出相的部位、數(shù)量、 形態(tài)和分布發(fā)生了變化。 具體而言， 在焊縫區(qū)， 當(dāng)時(shí)效時(shí)間達(dá)到300 h， 先從晶界出現(xiàn)了不連續(xù)粒狀析出物； 隨時(shí)效時(shí)間的增大， 逐漸地晶界析出物長(zhǎng)大、 數(shù)量增多， 晶內(nèi)亦出現(xiàn)彌散分布的析出物， 且呈長(zhǎng)大趨勢(shì)； 時(shí)效溫度至10 000 h 后， 晶間存在具有一定位向的針狀析出物（圖7 （d ）[10]）。在HAZ， 當(dāng)時(shí)效時(shí)間達(dá)到300 h， 奧氏體晶粒有所長(zhǎng)大， 析出相數(shù)量不多； 隨時(shí)效時(shí)間的增大，析出相數(shù)量漸增， 晶界尤為明顯； 時(shí)效溫度至10 000 h 后， 晶界和晶內(nèi)碳化物呈密集顆粒狀或碎塊狀析出 （圖7（h）[10]）。 在母材區(qū)， 時(shí)效時(shí)間達(dá)到300 h， 先從晶界析出碳化物， 晶內(nèi)不明顯；隨時(shí)效時(shí)間的增大， 晶界碳化物呈連續(xù)分布， 晶內(nèi)析出物增多； 時(shí)效溫度至10 000 h 后， 晶內(nèi)析出相更明顯（圖7（l）[10]）。

圖7 HR3C 鋼焊接接頭經(jīng)700℃×（300 h、1 000 h、3 000 h、10 000 h） 時(shí)效后的光學(xué)顯微組織

表6 HR3C 鋼焊接接頭經(jīng)700 ℃×（300 h、1 000 h、3 000 h、10 000 h） 時(shí)效后顯微組織的變化

文獻(xiàn)[11] 采用T-HR3C 焊絲制備HR3C 接頭試樣， 在650 ℃下分別進(jìn)行100 h、 200 h、 300 h和500 h 時(shí)效試驗(yàn)研究。 HR3C 鋼在650 ℃下時(shí)效時(shí)間與接頭焊縫區(qū)顯微組織間的關(guān)系見表7?？梢钥闯?， 焊縫區(qū)的主體組織為奧氏體+析出相。隨時(shí)效時(shí)間的增大， 析出相分布、 數(shù)量及形態(tài)變化較大： 首先在晶界上析出粒狀； 隨之， 粒狀被連接； 然后晶界周圍出現(xiàn)粒狀， 進(jìn)而晶界周圍大量析出， 乃至晶內(nèi)析出。 始于晶界， 終于晶內(nèi)。

表7 HR3C 鋼焊接接頭經(jīng)650 ℃×（100 h、300 h、500 h） 時(shí)效后焊縫區(qū)的顯微組織變化

總之， 在700 ℃下， 隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)， 析出相部位先晶界后晶內(nèi)， 最終全面析出； 析出相的數(shù)量從少到多， 全面增多； 析出相的形態(tài)從不連續(xù)的粒狀到連續(xù)的晶界網(wǎng)狀； 析出相的分布從晶界的局部到晶內(nèi)彌散分布。 至于析出相的種類， 文獻(xiàn)[10]缺少這方面的針對(duì)性研究。 在650 ℃下， 析出相的種類大致3 種（Nb （C， N）、 M23C6、 富Cu 相）， 隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)， 析出相呈現(xiàn)了一個(gè)從晶界到晶內(nèi)逐漸蔓延式發(fā)展的動(dòng)態(tài)過程。 上述高溫運(yùn)行對(duì)HR3C鋼焊接接頭組織析出相影響結(jié)果的原因， 涉及該類鋼高溫析出相形成機(jī)理問題， 將在下文論述。

3 HR3C 耐熱鋼焊接接頭中析出相的形成及其影響

3.1 接頭中析出相的形成過程

表8 列出了HR3C 鋼焊接接頭中的主要析出相典型結(jié)構(gòu)及組成[6，12-15]。 可以看出， 經(jīng)受高溫的HR3C 鋼焊接接頭中出現(xiàn)的析出相主要兩類：一類是碳化物， 如M23C6、 MX 等， 另一類是金屬間相， 如σ、 γ′、 G、 Z （嚴(yán)格意義上屬于氮化物） 等。 由于焊縫與母材的冶金狀態(tài)不一樣， 焊縫金屬是在熔池中直接冷卻的， 大多數(shù)情況下不經(jīng)過固溶處理， 而母材或HAZ 是事先經(jīng)過固溶處理。 經(jīng)過固溶處理的母材或HAZ， 使得形成碳化物和金屬間相的元素被過冷在固溶體中， 這時(shí)接頭處于非平衡狀態(tài)。 在室溫下大多數(shù)元素的擴(kuò)散能力較低， 這意味著在非平衡狀態(tài)下固溶體中合金元素實(shí)際上會(huì)長(zhǎng)期存在。 如果接頭再經(jīng)熱處理或長(zhǎng)期高溫工作， 合金元素的擴(kuò)散能力加大， 碳化物和金屬間相會(huì)再次析出。 碳化物的析出受高溫和時(shí)間的控制， 主要取決于低溫下碳的擴(kuò)散和在較高溫度下母材中不斷增加的溶解度[16]。

表8 HR3C 鋼焊接接頭中出現(xiàn)的主要析出相典型結(jié)構(gòu)及組成

從表1 所列案例中可知， M23C6一類碳化物的析出過程通常是始于晶界并逐漸向晶內(nèi)擴(kuò)展。由于金屬的凝固偏析致使晶界處的碳等元素濃度偏高， 在高溫運(yùn)行期間， 晶界處大量碳元素與鉻、 鐵、 鉬、 鎳等元素化合， 形成所謂M23C6型碳化物。 從初始的細(xì)粒狀， 慢慢長(zhǎng)大， 再由粗粒狀變成鏈狀， 進(jìn)而形成沿晶界分布的網(wǎng)狀。 在HAZ 由于母材的再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大， 晶界總長(zhǎng)度減小， 晶間碳偏析傾向較大， M23C6析出更加凸顯。 在高溫運(yùn)行中， 隨運(yùn)行時(shí)間的增長(zhǎng)， M23C6型碳化物的形態(tài)、 數(shù)量、 分布始終在不停地變化， 甚至充當(dāng)向σ 轉(zhuǎn)變的前導(dǎo)[2]。

在高溫運(yùn)行或時(shí)效試驗(yàn)期間， HR3C 鋼焊接接頭中出現(xiàn)的金屬間相不僅種類 （σ、 Z、 G 相等） 多， 而且形成過程或機(jī)理及其復(fù)雜， 尤其是σ 相的形成過程尚存在多種觀點(diǎn)。 鑒于σ 相對(duì)接頭使用壽命的影響， 尤其是蠕變強(qiáng)度的不利影響， 本文重點(diǎn)探討σ 相的形成過程。

σ 相是一種金屬間相， 具有四方晶格， 在600～1 000°C 之間析出。 在含有少量δ-鐵素體的Cr-Ni 奧氏體不銹鋼中， σ 相的析出有4 種方式[2]：①δ-鐵素體/奧氏體晶界析出。 δ/γ 相邊界是鉻含量高的區(qū)域。 同時(shí)， 由于晶格缺陷的高度集中， 該處是高界面能位和異質(zhì)成核的有利位點(diǎn)。 當(dāng)σ 相在δ/γ 界面處成核時(shí)， 一些缺陷消失， 釋放出體系的自由能。 因此， 形成相干界面的活化能勢(shì)壘被減小。 ②在δ-鐵素體邊界的三重點(diǎn)處析出。σ相首先在三重點(diǎn)上析出， 然后在晶面上析出。在高溫下長(zhǎng)期時(shí)效后， 它還會(huì)在連貫的孿晶邊界和顆粒內(nèi)夾雜物上形成。 ③σ 相的角落析出。 由于δ-鐵素體具有高的Cr 含量， 而在δ-鐵素體顆粒拐角處直接析出， 并且σ 相傾向于在該點(diǎn)成核并析出。 當(dāng)σ 相在δ-鐵素體拐角處析出時(shí)，會(huì)消耗δ-鐵素體顆粒中的Cr。 ④細(xì)胞狀析出。是指δ-鐵素體中的σ 相和二次奧氏體 （σ+γ2）以層狀析出的形式析出。 這種反應(yīng)稱為δ→σ+γ2的共析分解。 當(dāng)δ→σ+γ2共析分解結(jié)束時(shí)， σ 相消耗δ-鐵素體顆粒中的Cr、 Mo 和Si。 純奧氏體中直接析出σ 相非常緩慢， 需要數(shù)千小時(shí)[17]，造成這種情況的主要原因是： 在σ 相中碳和氮的溶解度非常低， 碳化物和氮化物的析出時(shí)間早于σ 相； 在奧氏體中置換元素的擴(kuò)散速度非常緩慢， 以及σ 相與奧氏體的結(jié)晶學(xué)不一致，之間不連貫的邊界， 使得奧氏體中σ 相形核變得困難。

從表1 可以看出， 1、 2 號(hào)案例試件在700 ℃下分別經(jīng)受22 000 h 和1 000 h 的斷裂試驗(yàn)后， 在焊接接頭的3 個(gè)區(qū)域（WM、 HAZ、 BM） 均出現(xiàn)了σ 相； 3 號(hào)案例試件在700 ℃下的時(shí)效試驗(yàn)， 在3 000 h 后熔合區(qū) （焊縫區(qū)+熱影響區(qū)） 也出現(xiàn)了σ 相； 4 號(hào)案例試件在650 ℃下的時(shí)效試驗(yàn)，在7 000 h 后焊縫區(qū)出現(xiàn)了σ 相； 5 號(hào)案例試件在605 ℃、 壓力為4.9 MPa、 服役時(shí)間42 000 h后檢測(cè)分析， 在接頭的3 個(gè)區(qū)域未測(cè)出σ 相。1～4 號(hào)案例其接頭試件在高溫暴露下大多經(jīng)歷了較長(zhǎng)的時(shí)間（1 000 h 以上）， 才出現(xiàn)了σ 相。 這與前述的 “純奧氏體中直接析出σ 相非常緩慢，需要數(shù)千小時(shí)[17]” 案例論斷頗為相似。 1、 2 號(hào)案例試件在接頭的3 個(gè)區(qū)域均有σ 相析出， 而3、 4 號(hào)案例試件僅在焊縫區(qū)析出σ 相。 這是由于前者接頭試件除了受到高溫和高溫持續(xù)時(shí)間的影響之外，還受到拉伸應(yīng)力和變形， 加速接頭各區(qū)σ 相析出的影響。 3 號(hào)試件在3 000 h 后熔合區(qū)（焊縫區(qū)+熱影響區(qū)） 晶粒未長(zhǎng)大而σ 相的析出， 這與摩擦焊過程頂鍛加壓時(shí)該區(qū)發(fā)生熱變形再結(jié)晶， 從而加速σ 相析出有關(guān)。 上述 （1～4 號(hào)試件） σ 相析出過程， 進(jìn)一步論證了“奧氏體鋼接頭中大規(guī)模原子位移， 如再結(jié)晶前沿的推進(jìn)或變形， 會(huì)大大加速σ 相轉(zhuǎn)變； 而對(duì)Cr 的富集所需的擴(kuò)散在σ 相轉(zhuǎn)變中僅起次要作用[18]”的奧氏體中σ 相析出理論的實(shí)用性和合理性。

3.2 接頭中析出相的影響

表9 列出了析出相對(duì)奧氏體鋼性能的影響[6]，有正面影響， 也有負(fù)面影響。 這與析出相的類型、尺寸、 數(shù)量及分布等有關(guān)。 唯獨(dú)σ 相與眾不同，有害無利， 必須設(shè)法防止或嚴(yán)格控制。 表10 列出了HR3C 鋼接頭中析出相對(duì)接頭性能影響的工程應(yīng)用實(shí)例。 可以看出， 不同案例中， 析出相的種類不同。 但有2 種主要的析出相： M23C6型碳化物和σ 金屬間相。 在高溫蠕變?cè)囼?yàn)中， 這些析出相對(duì)接頭蠕變強(qiáng)度的影響不大， 卻使接頭的蠕變延展性變差而脆化。 究其原因， 在高溫蠕變期間， 接頭HAZ 晶粒長(zhǎng)大 （發(fā)生再結(jié)晶）， σ 相沿晶界加速析出所致。 在高溫時(shí)效試件中， 摩擦焊接頭在700 ℃時(shí)效500 h， 具有良好的高溫力學(xué)性能（Rm=450 MPa， A=23.0%）； 隨后接頭的高溫性能隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而急劇下降， 經(jīng)過3 000 h 后損失殆盡(Rm=245 MPa， A=0.5%)。 其原因是在焊縫區(qū)檢測(cè)到沿晶界析出的σ、 M23C6、 NbCN 等析出相所致。 在第4 案例中， 經(jīng)650 ℃長(zhǎng)期時(shí)效， 接頭的強(qiáng)度和硬度升高， 焊縫硬度上升幅度大于母材； 接頭伸長(zhǎng)率下降， 時(shí)效3 000 h， 伸長(zhǎng)率降至17.5%。 時(shí)效1 000 h 后焊縫的沖擊吸收能量下降到了13 J， 時(shí)效至7 000 h 都保持在15 J 以下的較低水平。 原因仍然是在焊縫中檢測(cè)到M23C6、Nb （C， N） σ、 G、 Z 等析出相， 尤其是沿晶界析出的σ 相所致。 最后第5 個(gè)案例， 605 ℃服役4.2×104h 后接頭抗拉強(qiáng)度 （700～800 MPa） 與母材等強(qiáng)， 但接頭伸長(zhǎng)率僅為5.0%～7.0%， 接頭的時(shí)效脆化傾向凸顯。 這主要是由于高溫時(shí)效過程中焊接熱影響區(qū)以及焊縫中大量M23C6的析出所致。

表9 析出相對(duì)奧氏體鋼性能的影響

表10 HR3C 鋼接頭中的析出相與接頭性能的關(guān)系

上述案例分析證實(shí)了高溫長(zhǎng)期暴露后接頭的低塑性與析出相（尤指σ 相） 之間的相關(guān)性。 對(duì)于蠕變斷裂試件， 接頭中產(chǎn)生的應(yīng)力和塑性應(yīng)變會(huì)進(jìn)一步加速晶界σ 相的析出， 致使接頭的蠕變延展性變差而脆化； 對(duì)于高溫時(shí)效試件， 接頭中產(chǎn)生的應(yīng)力和塑性應(yīng)變較弱， 僅在焊縫區(qū)測(cè)出σ 相，然而接頭塑性的耗盡和脆化傾向毫不減弱。

4 結(jié) 論

（1） HR3C 鋼接頭顯微組織主要為奧氏體+析出相 （含晶界和晶內(nèi)）。 在焊縫區(qū)出現(xiàn)了M23C6、NbCN、 σ、 G、 Z 等； 在HAZ 出現(xiàn)了M23C6、NbCN、 σ 等； 在母材區(qū)出現(xiàn)了M23C6、 σ 等。 接頭各區(qū)析出相的種類、 形態(tài)、 數(shù)量和分布不盡相同。

（2） 不同成分形成的“同質(zhì)” 或“異質(zhì)” 焊縫接頭中， 4 種焊縫為A 凝固模式， 1 種焊縫為AF 凝固模式。 在700 ℃高溫下， 隨時(shí)效時(shí)間增大， 析出相的部位先晶界后晶內(nèi)， 數(shù)量從少到多， 形態(tài)從不連續(xù)粒狀到連續(xù)的晶界網(wǎng)狀， 分布從晶界的局部到晶內(nèi)彌散分布。

（3） 在高溫運(yùn)行期間， 晶界處大量碳元素與鉻、 鐵、 鉬、 鎳等元素化合， 形成所謂M23C6型碳化物。 純奧氏體中直接析出σ 相非常緩慢；奧氏體鋼接頭中大規(guī)模原子位移， 如再結(jié)晶前沿的推進(jìn)或變形， 會(huì)大大加速σ 相轉(zhuǎn)變， 而對(duì)Cr的富集所需的擴(kuò)散在σ 相轉(zhuǎn)變中僅起次要作用。

（4） 高溫長(zhǎng)期暴露后接頭的低塑性與析出相（尤指σ 相） 之間存在相關(guān)性。 接頭中產(chǎn)生的應(yīng)力和塑性應(yīng)變會(huì)進(jìn)一步加速晶界σ 相的析出，致使接頭的延展性變差而脆化。