熱處理溫度對(duì)長(zhǎng)期服役T23 鋼CGHAZ微觀組織的影響

張振華,尹少華,孫志強(qiáng)

(1.國(guó)能徐州發(fā)電有限公司，江蘇 徐州 221166；2.蘇州熱工研究院有限公司，江蘇 蘇州 215004)

0 前言

T23（07Cr2MoW2VNbB）鋼是日本三菱重工和住友金屬為實(shí)現(xiàn)良好焊接性、優(yōu)良韌性、較高的蠕變強(qiáng)度和免做焊前預(yù)熱及焊后熱處理的目標(biāo)，在2.25Cr-1Mo 鋼的基礎(chǔ)上，通過(guò)降低C 含量，增W 減Mo，并添加V，Nb，B 等合金元素而獲得的新型低合金貝氏體型耐熱鋼[1-2]。

T23 鋼在600 ℃的許用應(yīng)力是2.25Cr-1Mo 鋼的1.8 倍，甚至和改良后的9Cr-1Mo 鋼的強(qiáng)度一樣[3-4]，由于降低了C 含量，焊接性得以提高；正是基于T23鋼較低的成本、良好的焊接性及高溫蠕變性能，使其成為百萬(wàn)千瓦級(jí)塔式超超臨界鍋爐水冷壁的首選材料。國(guó)內(nèi)已運(yùn)行的1 000 MW 超超臨界機(jī)組中，不乏鍋爐T23 水冷壁管爆裂事故發(fā)生，據(jù)統(tǒng)計(jì)，T23 水冷壁爆裂事故中有超過(guò)50%的事故是由于焊接接頭再熱裂紋直接或間接導(dǎo)致的。再熱裂紋是指在焊后熱處理或者高溫服役過(guò)程中，在焊接接頭CGHAZ 或焊縫金屬中出現(xiàn)的以沿晶開(kāi)裂為特征的一種裂紋形式。以往針對(duì)T23 再熱裂紋的研究多集中在再熱裂紋敏感性溫度區(qū)間方面，對(duì)T23 鋼再熱裂紋形成的微觀機(jī)理研究較少，尤其是不同熱處理溫度對(duì)焊接接頭熱影響區(qū)再熱裂紋開(kāi)裂機(jī)理的影響更是鮮有報(bào)道。

以服役時(shí)間超過(guò)6×104h 的T23 水冷壁管對(duì)接接頭作為研究對(duì)象，通過(guò)對(duì)焊接接頭進(jìn)行一系列不同溫度的熱處理試驗(yàn)，通過(guò)顯微硬度分析、金相分析、掃描電鏡形貌分析、能譜分析等方式深入研究不同熱處理后的CGHAZ 微觀組織變化，分析合金碳化物在晶界的分布規(guī)律，揭示焊接接頭CGHAZ 再熱裂紋的微觀機(jī)理。

1 試驗(yàn)材料及方法

長(zhǎng)期服役T23 材料，規(guī)格φ38.1 mm×6.8 mm，T23鋼管化學(xué)成分見(jiàn)表1。焊接工藝參數(shù)見(jiàn)表2，焊接位置為2G，對(duì)接接頭坡口及組對(duì)尺寸如圖1 所示。

圖1 坡口加工、組對(duì)示意圖

表1 T23 鋼管化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù),%）

表2 焊接工藝參數(shù)

組對(duì)完畢后，需要將管屏上下部與支撐架點(diǎn)焊固定。焊接試樣采用管屏整體對(duì)接方案，如圖2 所示。焊前水冷壁管屏切割應(yīng)力釋放槽，每側(cè)應(yīng)力釋放槽長(zhǎng)度不小于300 mm。焊接過(guò)程中焊道之間圓滑過(guò)渡，不許產(chǎn)生溝道，不同層道之間收弧位置錯(cuò)開(kāi)。焊接接頭焊道為3 層4 道布置，即打底1 層，填充1 層，蓋面2 層，焊接過(guò)程中需將管屏內(nèi)、外側(cè)打底層焊接完成后方可進(jìn)行第2 層的填充工作；其余層道同理。同一根管的打底焊接須先焊接完成單側(cè)焊口后方可進(jìn)行另一側(cè)的焊口打底焊接工作。

焊完的試樣放置48 h 后，進(jìn)行射線探傷檢測(cè)，確保無(wú)冷裂紋產(chǎn)生。對(duì)6 根不同焊接接頭分別進(jìn)行熱處理，熱處理試驗(yàn)參數(shù)見(jiàn)表3，熱處理升降溫速率不大于150 ℃/h，1 號(hào)為焊態(tài)接頭。

表3 接頭熱處理試驗(yàn)參數(shù)

為進(jìn)一步研究熱處理溫度對(duì)焊接接頭CGHAZ微觀組織特征的影響，對(duì)試驗(yàn)后的焊接接頭粗晶區(qū)分別進(jìn)行了顯微維氏硬度分析、光學(xué)金相分析、掃描電鏡分析及能譜分析。

將接頭試樣沿軸向切割，然后鑲嵌制成金相試樣，用砂紙打磨并拋光，然后用4%的硝酸酒精溶液侵蝕以觀察金相組織。組織觀察后，進(jìn)行顯微硬度檢測(cè)及掃描電鏡觀察。相關(guān)試驗(yàn)設(shè)備如下：顯微維氏硬度檢測(cè)，檢驗(yàn)設(shè)備型號(hào)，Q10A+型Qness 全自動(dòng)顯微維氏硬度計(jì)，所選載荷4.9 N，加載時(shí)間15 s；光學(xué)金相分析，設(shè)備型號(hào)，Axiovert 200 MAT 研究級(jí)倒置萬(wàn)能材料顯微鏡；掃描電鏡及能譜，設(shè)備型號(hào)為蔡司SIGMA 300 場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡及能譜儀。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 顯微硬度結(jié)果

對(duì)T23 水冷壁對(duì)接接頭CGHAZ 不同熱處理參數(shù)下的顯微硬度進(jìn)行測(cè)量（2 個(gè)點(diǎn)），取平均值后結(jié)果如圖3 所示。由于后續(xù)焊道對(duì)前序焊道有回火作用，因此，打底層及填充層焊縫及熱影響區(qū)均被不同程度回火。蓋面焊道的熱影響區(qū)組織為原始未回火組織，該區(qū)域組織粗大，區(qū)域邊界清晰，而打底層及填充層熱影響區(qū)由于后續(xù)焊道對(duì)其有回火作用，晶粒被細(xì)化。此外，在焊趾處存在應(yīng)力集中及晶粒均勻性較差的緣故，易在蓋面焊道的熱影響區(qū)形成裂紋?；诖耍舜物@微硬度檢測(cè)區(qū)域?yàn)樯w面焊道的CGHAZ。由圖3 可以看出，CGHAZ 硬度值存在先升高后降低的趨勢(shì)，當(dāng)熱處理恒溫溫度為580 ℃時(shí)，蓋面焊道CGHAZ 顯微硬度達(dá)到最大，最大值為335 HV，出現(xiàn)了二次硬化現(xiàn)象；熱處理恒溫溫度為760 ℃時(shí)，蓋面焊道CGHAZ 顯微硬度達(dá)到最小值，最小值為209 HV。

圖3 不同熱處理參數(shù)下CGHAZ 顯微硬度

2.2 金相分析結(jié)果

T23 鋼室溫下組織為粒狀貝氏體，且在粒狀貝氏體上分布有小島狀馬氏體組織[5]，不同熱處理參數(shù)下焊接接頭金相形貌（右側(cè)熔合線）如圖4 所示。熔合線右側(cè)為CGHAZ 組織，從金相組織來(lái)看，所有焊接接頭CGHAZ 金相形貌中均未見(jiàn)裂紋、孔洞等缺陷。1 號(hào)試樣（焊態(tài)）CGHAZ 為粗大板條馬氏體和貝氏體的混合組織，經(jīng)測(cè)算最大晶粒尺寸約100 μm，大部分晶粒尺寸30～50 μm，如圖4a 所示。CGHAZ 焊后熱處理過(guò)程以非平衡組織形成的位錯(cuò)的回復(fù)、復(fù)合、消失等為前提，發(fā)生α 相的回復(fù)、再結(jié)晶和滲碳體的聚集長(zhǎng)大[6]。滲碳體優(yōu)先在原奧氏體晶界、板條等亞晶界區(qū)域形成，熱處理開(kāi)始時(shí)，隨著溫度的提高，碳原子擴(kuò)散加劇，滲碳體顆粒不斷長(zhǎng)大；隨著熱處理時(shí)間增加，滲碳體迅速消失，碳原子擴(kuò)散并與其他碳化物合金元素結(jié)合形成不同合金碳化物在晶內(nèi)析出，導(dǎo)致CGHAZ 顯微硬度升高，出現(xiàn)二次硬化；隨著溫度進(jìn)一步提高，鐵素體發(fā)生回復(fù)加劇，板條加寬，CGHAZ顯微硬度下降。從圖4b～圖4f 金相組織形貌來(lái)看，熱處理溫度達(dá)到650 ℃后，由于CGHAZ 經(jīng)過(guò)回復(fù)和再結(jié)晶過(guò)程后，CGHAZ 組織得到細(xì)化，5 號(hào)試樣組織晶粒達(dá)到最小，經(jīng)測(cè)算，晶粒尺寸約10 μm；隨后熱處理溫度進(jìn)一步升高，6 號(hào)試樣晶粒組織稍微長(zhǎng)大。

圖4 不同熱處理參數(shù)下焊接接頭金相形貌（右側(cè)熔合線）

2.3 掃描電鏡結(jié)果

圖5 為不同熱處理參數(shù)下CGHAZ 掃描電鏡形貌。從圖5a 中看出，1 號(hào)試樣（焊態(tài)）CGHAZ 內(nèi)析出物較多，且析出物多在晶內(nèi)馬氏體板條界，晶內(nèi)塊狀組織上析出物很少，晶界析出相較少。此外，觀察馬氏體板條寬度發(fā)現(xiàn)焊態(tài)下馬氏體板條寬度較窄。當(dāng)熱處理溫度為520 ℃時(shí)，晶體內(nèi)部析出相減少，晶界析出相增多，且多為分布在原奧氏體晶界上的細(xì)長(zhǎng)析出相，再次觀察馬氏體板條寬度發(fā)現(xiàn)馬氏體板條寬度增加；當(dāng)熱處理溫度達(dá)到580 ℃時(shí)，晶內(nèi)析出相進(jìn)一步減少，晶界仍然析出細(xì)長(zhǎng)狀析出物，數(shù)量變化不明顯；當(dāng)熱處理溫度達(dá)到650 ℃時(shí)，晶內(nèi)析出物很少，在晶界上除存在少量細(xì)長(zhǎng)狀析出物外又析出部分點(diǎn)狀析出物。當(dāng)熱處理溫度達(dá)到720 ℃時(shí)，板條形態(tài)基本消失，在晶界上存在大量孔洞，孔洞主要沿晶界分布，個(gè)別孔洞出現(xiàn)在靠近晶界的基體上，孔洞與析出物存在伴生關(guān)系。此外，在晶界上分布有非常細(xì)小的點(diǎn)狀析出物，晶內(nèi)分布較大的塊狀組織，但析出物較少。當(dāng)熱處理溫度達(dá)到760 ℃時(shí)，晶界析出物明顯長(zhǎng)大，形成斷續(xù)條狀、點(diǎn)狀聚集型析出物，晶內(nèi)分布?jí)K狀組織，未見(jiàn)明顯析出物。

圖5 不同熱處理參數(shù)下CGHAZ 掃描電鏡形貌

2.4 能譜分析結(jié)果

圖6～圖11 為不同熱處理溫度下CGHAZ 析出物及能譜分析結(jié)果。1 號(hào)試樣CGHAZ 晶界析出物能譜分析結(jié)果與2 號(hào)試樣CGHAZ 晶界析出物能譜分析結(jié)果類(lèi)似，析出物中Cr 元素、W 元素含量較高。這表明在CGHAZ 焊接冷卻過(guò)程中，雖然冷速較快，但還是有少部分碳化物在晶界析出。3 號(hào)試樣CGHAZ晶界析出物能譜顯示，析出物中C 元素含量相對(duì)2 號(hào)試樣有明顯提升，同時(shí)B 元素在晶界聚集，質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到7%，鑒于T23 基體中B 元素含量?jī)H為0.004 7%，同時(shí)，B 元素屬于輕元素，能譜分析手段不能準(zhǔn)確測(cè)定其質(zhì)量分?jǐn)?shù)，因此，初步判定該位置B 元素含量為檢測(cè)虛高所致[7]。但已有學(xué)者開(kāi)展過(guò)相關(guān)研究，例如Azuma 等學(xué)者[8]利用α 輻射自顯影技術(shù)證明了B 元素在晶界的質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于晶內(nèi)，并且發(fā)現(xiàn)B 元素進(jìn)入到析出物中，Lundin 等學(xué)者[9]也有類(lèi)似的結(jié)論。此外，B 元素在晶界也可以起強(qiáng)化晶界作用。4 號(hào)、5 號(hào)、6 號(hào)試樣CGHAZ 晶界析出物能譜顯示，析出物主要含F(xiàn)e，C，W 及Cr 等4 種元素，且在5 號(hào)試樣CGHAZ晶界也存在B 元素聚集。在6 號(hào)試樣CGHAZ 晶界中明顯存在點(diǎn)狀和條狀2 種不同形態(tài)析出物。根據(jù)有關(guān)文獻(xiàn)研究[10-13]，熱處理溫度高于675 ℃，恒溫時(shí)間1 h 左右，此時(shí)，主要析出物為FCC 結(jié)構(gòu)的M23C6和MX，M23C6主要在晶界析出且隨著熱處理溫度升高逐漸長(zhǎng)大，MX 主要在晶內(nèi)析出且尺寸僅有幾十納米，故在掃描電鏡下很難分辨。此外，于在松等學(xué)者[14]的研究結(jié)果：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。由圖11 可見(jiàn)，F(xiàn)e 和Cr 元素峰高度比接近3∶1，因此，6 號(hào)試樣晶界析出物主要成分應(yīng)為M23C6，之所以存在點(diǎn)狀和條狀的形態(tài)不同，主要是由于析出時(shí)間先后導(dǎo)致長(zhǎng)大階段不同。

圖6 1號(hào)試樣CGHAZ 析出物及能譜分析

圖7 2號(hào)試樣CGHAZ 析出物及能譜分析

圖8 3號(hào)試樣CGHAZ 析出物及能譜分析

圖9 4號(hào)試樣CGHAZ 析出物及能譜分析

圖10 5號(hào)試樣CGHAZ 析出物及能譜分析

圖11 6號(hào)試樣CGHAZ 析出物及能譜分析

3 討論

不同的熱處理溫度對(duì)晶內(nèi)和晶界的變形程度影響各不相同，兩者的變形能力取決于各自強(qiáng)度大小，當(dāng)晶內(nèi)強(qiáng)度較高時(shí)，變形優(yōu)先發(fā)生在晶界，容易形成再熱裂紋；當(dāng)晶界強(qiáng)度較高時(shí)，變形先發(fā)生在晶內(nèi)。晶界的強(qiáng)度取決于晶界上有無(wú)非共格析出相，晶內(nèi)的強(qiáng)度取決于晶內(nèi)析出物二次強(qiáng)化與高溫回復(fù)強(qiáng)度降低二者的綜合作用[15]。要防止T23 鋼形成再熱裂紋的關(guān)鍵是減小晶內(nèi)強(qiáng)度和晶界強(qiáng)度的強(qiáng)度差[16-17]。從顯微硬度結(jié)果來(lái)看，在580 ℃進(jìn)行焊后熱處理后T23 接頭CGHAZ 出現(xiàn)了二次硬化現(xiàn)象，表明在此溫度下熱處理，晶內(nèi)彌散析出二次相對(duì)晶內(nèi)的強(qiáng)化作用遠(yuǎn)高于位錯(cuò)高溫回復(fù)對(duì)晶內(nèi)的弱化作用，反觀晶界處由于碳化物的析出導(dǎo)致晶界相對(duì)弱化。在此溫度附近長(zhǎng)時(shí)間停留，應(yīng)力松弛將主要發(fā)生在強(qiáng)度相對(duì)較弱的晶界部位，當(dāng)應(yīng)變超過(guò)該溫度的應(yīng)變極限時(shí)，再熱裂紋隨之產(chǎn)生。T23 水冷壁正常服役溫度在560～600 ℃，此溫度區(qū)間正處于CGHAZ 二次硬化溫度區(qū)間，晶內(nèi)強(qiáng)度與晶界強(qiáng)度相差較大，這是不做焊后熱處理的T23 水冷壁接頭容易產(chǎn)生再熱裂紋而泄露的重要原因。

有研究表明，孔洞形核于析出相與晶界的界面處，這主要是由于析出相與基體具有不同的熱膨脹系數(shù)，在經(jīng)歷加熱和冷卻后最終形成孔洞[18]。此外，析出物與基體的非共格關(guān)系導(dǎo)致的應(yīng)力集中也會(huì)形成孔洞[19]。再熱裂紋晶界沉淀強(qiáng)化理論[20]認(rèn)為，在720 ℃保溫過(guò)程中，晶界附近的碳原子及碳化物形成元素向晶界移動(dòng)，在晶界附近的基體出現(xiàn)合金元素貧化，而在晶界形成大量的合金碳化物，在應(yīng)力松弛過(guò)程中，析出的合金碳化物為孔洞形核提供了場(chǎng)所，隨著孔洞的增多及長(zhǎng)大，晶界上的孔洞會(huì)形成孔洞鏈，孔洞鏈相互連通形成微裂紋，最終導(dǎo)致CGHAZ 形成沿晶再熱裂紋。同時(shí)，晶界附近基體因合金元素貧化形成的軟化帶增大了晶界附近的應(yīng)力梯度，對(duì)再熱裂紋的產(chǎn)生有促進(jìn)作用。但大量工程實(shí)踐表明，根據(jù)DL/T 819—2019《火力發(fā)電廠焊接熱處理技術(shù)規(guī)程》推薦的T23 熱處理溫度（720～740 ℃）進(jìn)行焊后熱處理后，T23 水冷壁再熱裂紋出現(xiàn)的幾率大幅下降。因此，在720 ℃形成的孔洞在后續(xù)正常服役條件（560～600 ℃）下能否發(fā)展成為再熱裂紋或者即使可以形成再熱裂紋，但從孔洞發(fā)展到形成再熱裂紋所需要的時(shí)間有待進(jìn)一步研究。

4 結(jié)論

（1）T23 鋼焊態(tài)CGHAZ 為粗大板條馬氏體與貝氏體的混合組織，經(jīng)測(cè)算最大晶粒尺寸約100 μm，大部分晶粒尺寸30～50 μm。

（2）在580 ℃熱處理時(shí)，CGHAZ 硬度出現(xiàn)了二次硬化現(xiàn)象，這是由于在晶內(nèi)彌散析出的細(xì)小二次相強(qiáng)化作用遠(yuǎn)超高溫回復(fù)影響所致，因此，在此溫度附近停留時(shí)間較長(zhǎng)，CGHAZ 產(chǎn)生再熱裂紋的傾向較大。這是不做焊后熱處理的T23 水冷壁接頭正常服役一段時(shí)間后容易產(chǎn)生再熱裂紋導(dǎo)致泄露的重要原因。

（3）在720 ℃熱處理時(shí)，在CGHAZ 晶界位置出現(xiàn)了密集孔洞及合金碳化物，并且孔洞與合金碳化物存在伴生關(guān)系。雖然理論上孔洞出現(xiàn)將對(duì)再熱裂紋會(huì)產(chǎn)生不利影響，但工程實(shí)踐表明在720～740 ℃區(qū)間熱處理后的T23 水冷壁再熱裂紋發(fā)生幾率大幅下降，因此，短時(shí)間內(nèi)孔洞在后續(xù)正常服役條件（560～600 ℃）下能否發(fā)展成為再熱裂紋有待商榷。

（4）掃描電鏡及能譜分析結(jié)果表明，760 ℃熱處理后試樣CGHAZ 晶界中明顯存在點(diǎn)狀和條狀析出物，晶界析出物主要成分應(yīng)為M23C6，之所以存在點(diǎn)狀和條狀的形態(tài)不同，主要是由于析出時(shí)間先后導(dǎo)致長(zhǎng)大階段不同。