張振華,尹少華,孫志強

(1.國能徐州發(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現良好焊接性、優(yōu)良韌性、較高的蠕變強度和免做焊前預熱及焊后熱處理的目標，在2.25Cr-1Mo 鋼的基礎上，通過降低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 ℃的許用應力是2.25Cr-1Mo 鋼的1.8 倍，甚至和改良后的9Cr-1Mo 鋼的強度一樣[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，使其成為百萬千瓦級塔式超超臨界鍋爐水冷壁的首選材料。國內已運行的1 000 MW 超超臨界機組中，不乏鍋爐T23 水冷壁管爆裂事故發(fā)生，據統(tǒng)計，T23 水冷壁爆裂事故中有超過50%的事故是由于焊接接頭再熱裂紋直接或間接導致的。再熱裂紋是指在焊后熱處理或者高溫服役過程中，在焊接接頭CGHAZ 或焊縫金屬中出現的以沿晶開裂為特征的一種裂紋形式。以往針對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T23 鋼再熱裂紋形成的微觀機理研究較少，尤其是不同熱處理溫度對焊接接頭熱影響區(qū)再熱裂紋開裂機理的影響更是鮮有報道。

以服役時間超過6×104h 的T23 水冷壁管對接接頭作為研究對象，通過對焊接接頭進行一系列不同溫度的熱處理試驗，通過顯微硬度分析、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 再熱裂紋的微觀機理。

1 試驗材料及方法

長期服役T23 材料，規(guī)格φ38.1 mm×6.8 mm，T23鋼管化學成分見表1。焊接工藝參數見表2，焊接位置為2G，對接接頭坡口及組對尺寸如圖1 所示。

圖1 坡口加工、組對示意圖

表1 T23 鋼管化學成分（質量分數,%）

表2 焊接工藝參數

組對完畢后，需要將管屏上下部與支撐架點焊固定。焊接試樣采用管屏整體對接方案，如圖2 所示。焊前水冷壁管屏切割應力釋放槽，每側應力釋放槽長度不小于300 mm。焊接過程中焊道之間圓滑過渡，不許產生溝道，不同層道之間收弧位置錯開。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，焊接過程中需將管屏內、外側打底層焊接完成后方可進行第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焊口后方可進行另一側的焊口打底焊接工作。

焊完的試樣放置48 h 后，進行射線探傷檢測，確保無冷裂紋產生。對6 根不同焊接接頭分別進行熱處理，熱處理試驗參數見表3，熱處理升降溫速率不大于150 ℃/h，1 號為焊態(tài)接頭。

表3 接頭熱處理試驗參數

為進一步研究熱處理溫度對焊接接頭CGHAZ微觀組織特征的影響，對試驗后的焊接接頭粗晶區(qū)分別進行了顯微維氏硬度分析、光學金相分析、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，進行顯微硬度檢測及掃描電鏡觀察。相關試驗設備如下：顯微維氏硬度檢測，檢驗設備型號，Q10A+型Qness 全自動顯微維氏硬度計，所選載荷4.9 N，加載時間15 s；光學金相分析，設備型號，Axiovert 200 MAT 研究級倒置萬能材料顯微鏡；掃描電鏡及能譜，設備型號為蔡司SIGMA 300 場發(fā)射掃描電鏡及能譜儀。

2 試驗結果

2.1 顯微硬度結果

對T23 水冷壁對接接頭CGHAZ 不同熱處理參數下的顯微硬度進行測量（2 個點），取平均值后結果如圖3 所示。由于后續(xù)焊道對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)焊道對其有回火作用，晶粒被細化。此外，在焊趾處存在應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@微硬度檢測區(qū)域為蓋面焊道的CGHAZ。由圖3 可以看出，CGHAZ 硬度值存在先升高后降低的趨勢，當熱處理恒溫溫度為580 ℃時，蓋面焊道CGHAZ 顯微硬度達到最大，最大值為335 HV，出現了二次硬化現象；熱處理恒溫溫度為760 ℃時，蓋面焊道CGHAZ 顯微硬度達到最小值，最小值為209 HV。

圖3 不同熱處理參數下CGHAZ 顯微硬度

2.2 金相分析結果

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]，不同熱處理參數下焊接接頭金相形貌（右側熔合線）如圖4 所示。熔合線右側為CGHAZ 組織，從金相組織來看，所有焊接接頭CGHAZ 金相形貌中均未見裂紋、孔洞等缺陷。1 號試樣（焊態(tài)）CGHAZ 為粗大板條馬氏體和貝氏體的混合組織，經測算最大晶粒尺寸約100 μm，大部分晶粒尺寸30～50 μm，如圖4a 所示。CGHAZ 焊后熱處理過程以非平衡組織形成的位錯的回復、復合、消失等為前提，發(fā)生α 相的回復、再結晶和滲碳體的聚集長大[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，熱處理開始時，隨著溫度的提高，碳原子擴散加劇，滲碳體顆粒不斷長大；隨著熱處理時間增加，滲碳體迅速消失，碳原子擴散并與其他碳化物合金元素結合形成不同合金碳化物在晶內析出，導致CGHAZ 顯微硬度升高，出現二次硬化；隨著溫度進一步提高，鐵素體發(fā)生回復加劇，板條加寬，CGHAZ顯微硬度下降。從圖4b～圖4f 金相組織形貌來看，熱處理溫度達到650 ℃后，由于CGHAZ 經過回復和再結晶過程后，CGHAZ 組織得到細化，5 號試樣組織晶粒達到最小，經測算，晶粒尺寸約10 μm；隨后熱處理溫度進一步升高，6 號試樣晶粒組織稍微長大。

圖4 不同熱處理參數下焊接接頭金相形貌（右側熔合線）

2.3 掃描電鏡結果

圖5 為不同熱處理參數下CGHAZ 掃描電鏡形貌。從圖5a 中看出，1 號試樣（焊態(tài)）CGHAZ 內析出物較多，且析出物多在晶內馬氏體板條界，晶內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)現焊態(tài)下馬氏體板條寬度較窄。當熱處理溫度為520 ℃時，晶體內部析出相減少，晶界析出相增多，且多為分布在原奧氏體晶界上的細長析出相，再次觀察馬氏體板條寬度發(fā)現馬氏體板條寬度增加；當熱處理溫度達到580 ℃時，晶內析出相進一步減少，晶界仍然析出細長狀析出物，數量變化不明顯；當熱處理溫度達到650 ℃時，晶內析出物很少，在晶界上除存在少量細長狀析出物外又析出部分點狀析出物。當熱處理溫度達到720 ℃時，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，個別孔洞出現在靠近晶界的基體上，孔洞與析出物存在伴生關系。此外，在晶界上分布有非常細小的點狀析出物，晶內分布較大的塊狀組織，但析出物較少。當熱處理溫度達到760 ℃時，晶界析出物明顯長大，形成斷續(xù)條狀、點狀聚集型析出物，晶內分布塊狀組織，未見明顯析出物。

圖5 不同熱處理參數下CGHAZ 掃描電鏡形貌

2.4 能譜分析結果

圖6～圖11 為不同熱處理溫度下CGHAZ 析出物及能譜分析結果。1 號試樣CGHAZ 晶界析出物能譜分析結果與2 號試樣CGHAZ 晶界析出物能譜分析結果類似，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 號試樣CGHAZ晶界析出物能譜顯示，析出物中C 元素含量相對2 號試樣有明顯提升，同時B 元素在晶界聚集，質量分數達到7%，鑒于T23 基體中B 元素含量僅為0.004 7%，同時，B 元素屬于輕元素，能譜分析手段不能準確測定其質量分數，因此，初步判定該位置B 元素含量為檢測虛高所致[7]。但已有學者開展過相關研究，例如Azuma 等學者[8]利用α 輻射自顯影技術證明了B 元素在晶界的質量分數高于晶內，并且發(fā)現B 元素進入到析出物中，Lundin 等學者[9]也有類似的結論。此外，B 元素在晶界也可以起強化晶界作用。4 號、5 號、6 號試樣CGHAZ 晶界析出物能譜顯示，析出物主要含Fe，C，W 及Cr 等4 種元素，且在5 號試樣CGHAZ晶界也存在B 元素聚集。在6 號試樣CGHAZ 晶界中明顯存在點狀和條狀2 種不同形態(tài)析出物。根據有關文獻研究[10-13]，熱處理溫度高于675 ℃，恒溫時間1 h 左右，此時，主要析出物為FCC 結構的M23C6和MX，M23C6主要在晶界析出且隨著熱處理溫度升高逐漸長大，MX 主要在晶內析出且尺寸僅有幾十納米，故在掃描電鏡下很難分辨。此外，于在松等學者[14]的研究結果：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，Fe 和Cr 元素峰高度比接近3∶1，因此，6 號試樣晶界析出物主要成分應為M23C6，之所以存在點狀和條狀的形態(tài)不同，主要是由于析出時間先后導致長大階段不同。

圖6 1號試樣CGHAZ 析出物及能譜分析

圖7 2號試樣CGHAZ 析出物及能譜分析

圖8 3號試樣CGHAZ 析出物及能譜分析

圖9 4號試樣CGHAZ 析出物及能譜分析

圖10 5號試樣CGHAZ 析出物及能譜分析

圖11 6號試樣CGHAZ 析出物及能譜分析

3 討論

不同的熱處理溫度對晶內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度大小，當晶內強度較高時，變形優(yōu)先發(fā)生在晶界，容易形成再熱裂紋；當晶界強度較高時，變形先發(fā)生在晶內。晶界的強度取決于晶界上有無非共格析出相，晶內的強度取決于晶內析出物二次強化與高溫回復強度降低二者的綜合作用[15]。要防止T23 鋼形成再熱裂紋的關鍵是減小晶內強度和晶界強度的強度差[16-17]。從顯微硬度結果來看，在580 ℃進行焊后熱處理后T23 接頭CGHAZ 出現了二次硬化現象，表明在此溫度下熱處理，晶內彌散析出二次相對晶內的強化作用遠高于位錯高溫回復對晶內的弱化作用，反觀晶界處由于碳化物的析出導致晶界相對弱化。在此溫度附近長時間停留，應力松弛將主要發(fā)生在強度相對較弱的晶界部位，當應變超過該溫度的應變極限時，再熱裂紋隨之產生。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，晶內強度與晶界強度相差較大，這是不做焊后熱處理的T23 水冷壁接頭容易產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，在經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系導致的應力集中也會形成孔洞[19]。再熱裂紋晶界沉淀強化理論[20]認為，在720 ℃保溫過程中，晶界附近的碳原子及碳化物形成元素向晶界移動，在晶界附近的基體出現合金元素貧化，而在晶界形成大量的合金碳化物，在應力松弛過程中，析出的合金碳化物為孔洞形核提供了場所，隨著孔洞的增多及長大，晶界上的孔洞會形成孔洞鏈，孔洞鏈相互連通形成微裂紋，最終導致CGHAZ 形成沿晶再熱裂紋。同時，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力梯度，對再熱裂紋的產生有促進作用。但大量工程實踐表明，根據DL/T 819—2019《火力發(fā)電廠焊接熱處理技術規(guī)程》推薦的T23 熱處理溫度（720～740 ℃）進行焊后熱處理后，T23 水冷壁再熱裂紋出現的幾率大幅下降。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間有待進一步研究。

4 結論

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

（2）在580 ℃熱處理時，CGHAZ 硬度出現了二次硬化現象，這是由于在晶內彌散析出的細小二次相強化作用遠超高溫回復影響所致，因此，在此溫度附近停留時間較長，CGHAZ 產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間后容易產生再熱裂紋導致泄露的重要原因。

（3）在720 ℃熱處理時，在CGHAZ 晶界位置出現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系。雖然理論上孔洞出現將對再熱裂紋會產生不利影響，但工程實踐表明在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，短時間內孔洞在后續(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果表明，760 ℃熱處理后試樣CGHAZ 晶界中明顯存在點狀和條狀析出物，晶界析出物主要成分應為M23C6，之所以存在點狀和條狀的形態(tài)不同，主要是由于析出時間先后導致長大階段不同。