尹少華，王煜偉，孫志強(qiáng)，張振華

(1.蘇州熱工研究院有限公司,蘇州,215004；2.天津大學(xué),天津,300350；3.國家能源集團(tuán)江蘇電力有限公司,南京,210036；4.國能徐州發(fā)電有限公司,徐州,221166)

0 序言

T23鋼是住友公司在T22的基礎(chǔ)上以W元素部分替代Mo元素，添加少量的Nb，V和N元素研制而成的，在550～ 600 ℃有優(yōu)異的抗高溫蠕變斷裂性能和高溫持久性能[1]，該鋼種已廣泛用于超臨界機(jī)組的過熱器、再熱器以及超超臨界機(jī)組的水冷壁管.國內(nèi)超超臨界機(jī)組T23水冷壁服役溫度在500～ 550 ℃，但T23鋼具有較高的再熱裂紋敏感性[2]，國內(nèi)外研究表明該鋼種再熱裂紋敏感性溫度區(qū)間在500～ 700 ℃[3].

工程應(yīng)用中常見的T23水冷壁規(guī)格為?38.1 mm × 6.8 mm，以往對于這種壁厚小于8 mm的壁管，要求是可以不進(jìn)行焊后熱處理的，因此，工程現(xiàn)場存在大量的未經(jīng)焊后熱處理的T23水冷壁焊接接頭.雖然，這類焊接接頭射線檢驗(yàn)合格，但經(jīng)常出現(xiàn)啟機(jī)后短時間內(nèi)水冷壁焊接接頭部位泄漏，對于該類失效，原因分析多簡單的歸結(jié)于T23鋼焊接接頭粗晶熱影響區(qū)(CGHAZ)的再熱裂紋敏感性，但更為微觀具體的失效原因卻少有涉及.T23水冷壁焊接接頭服役過程為在復(fù)雜應(yīng)力條件下，進(jìn)行的高溫時效過程，因此，對于服役過程中出現(xiàn)的T23焊接接頭開裂問題，可通過焊接接頭的高溫時效試驗(yàn)進(jìn)行分析.

文中以T23水冷壁管焊接接頭CGHAZ作為研究對象，對焊接接頭CGHAZ進(jìn)行高溫時效試驗(yàn)，并通過與未時效的焊接接頭CGHAZ顯微硬度、微觀組織、析出物等進(jìn)行對比分析，模擬服役過程中焊接接頭CGHAZ的硬度、微觀組織等變化規(guī)律，分析了焊接接頭CGHAZ在服役過程中再熱裂紋形成的微觀機(jī)理，揭示T23水冷壁管焊接接頭短時服役即開裂泄漏的根本原因.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用T23水冷壁管材規(guī)格?38.1 mm×6.8 mm，T23鋼管化學(xué)成分為(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)：0.06C，0.26Si，0.36Mn，0.008P，2.31Cr，0.08Mo，0.24V，0.051Nb，1.62W，0.004 7B，余量為Fe.為模擬真實(shí)工程中的水冷壁管屏焊接，試驗(yàn)采用上下管屏(每屏10根管)整體對接方式，對接接頭坡口及組對尺寸如圖1所示.焊接位置2G，管屏整體采用槽鋼框架固定方式模擬拘束應(yīng)力，為減小焊接拘束應(yīng)力對焊接接頭的影響，焊前在水冷壁鰭片處切割應(yīng)力釋放槽，單側(cè)應(yīng)力釋放槽長度不小于300 mm，如圖2所示.

圖1 坡口加工、組對示意圖(mm)Fig.1 Schematic diagram of groove machining and assembly

圖2 水冷壁管屏焊接局部實(shí)物圖Fig.2 Local physical drawing of water wall tube screen welding

試驗(yàn)采用氬弧焊，焊絲牌號Union I P23，直徑?2.4 mm，焊前采用火焰預(yù)熱，待焊接坡口根部達(dá)到150 ℃以上方可焊接，焊道布置為3層4道，即打底1道，填充1道、蓋面2道.為保證焊縫質(zhì)量，氬弧焊時必須對管內(nèi)充氬保護(hù)，氣體流量6～ 8 L/min，具體焊接參數(shù)見表1.

表1 焊接工藝參數(shù)Table 1 Welding parameters

焊完的試樣放置48 h后，進(jìn)行焊縫表面及射線探傷檢測，確保無冷裂紋產(chǎn)生.對焊后試樣進(jìn)行不同溫度的高溫時效試驗(yàn)，其中S1-Y試樣作為焊態(tài)(不進(jìn)行高溫時效)對比試樣，其余6組試驗(yàn)參數(shù)為S2-Y：530 ℃ × 100 h，S3-Y：530 ℃ × 500 h，S4-Y：530 ℃ × 1 000 h，S5-Y：600 ℃ × 100 h，S6-Y：600 ℃ ×500 h，S7-Y：600 ℃ × 1 000 h.

將焊態(tài)和高溫時效后的水冷壁外壁焊縫余高去除后，對焊接接頭進(jìn)行打磨、拋光后，采用4%的硝酸酒精腐蝕.用Q10A+型全自動顯微維氏硬度計，測量焊態(tài)及時效處理后水冷壁外壁焊接接頭處的CGHAZ硬度，試驗(yàn)過程中施加載荷10 N，將試驗(yàn)后試樣接頭再次進(jìn)行打磨、拋光、侵蝕后，利用Axiovert 200 MAT研究級倒置萬能材料顯微鏡對CGHAZ進(jìn)行微觀組織觀察，金相組織觀察后，在蔡司SIGMA 300場發(fā)射掃描電鏡下繼續(xù)觀察CGHAZ微觀形貌.采用線切割設(shè)備將焊接接頭制成30 mm× 6.8 mm × 0.5 mm的薄片，并利用Tenupol-5電解雙噴儀進(jìn)一步制備CGHAZ金屬薄膜樣品，薄膜樣品制備完成后，用FEI公司TecnaiG2 20透射電子顯微鏡對CGHAZ亞結(jié)構(gòu)特征及析出碳化物進(jìn)行觀察，并利用設(shè)備自帶的能譜儀對微觀組織析出物進(jìn)行能譜分析，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(jié)果取平均值.

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微硬度

T23鋼焊接接頭的CGHAZ為再熱裂紋敏感性最高的區(qū)域，試驗(yàn)檢測了焊態(tài)及時效后T23水冷壁焊接接頭CGHAZ顯微硬度，每個試樣CGHAZ檢測4個值，取平均值作為最終試驗(yàn)結(jié)果.

不同時效參數(shù)下T23水冷壁焊接接頭CGHAZ顯微硬度如圖3所示，觀察時效溫度為530 ℃的CGHAZ顯微硬度發(fā)現(xiàn)，顯微硬度先升高后降低，其中，焊態(tài)試樣S1-Y的CGHAZ硬度為345 HV；530 ℃恒溫100 h后(S2-Y) CGHAZ顯微硬度增加至355 HV，隨著時效時間的延長，CGHAZ硬度不斷降低；時效時間達(dá)500 h后(S3-Y) CGHAZ硬度為333 HV；時效1 000 h后(S4-Y) CGHAZ硬度降至319 HV.觀察時效溫度為600 ℃的CGHAZ顯微硬度，其顯微硬度走勢與530 ℃時效后硬度走勢不同，隨著時效時間的增加，CGHAZ顯微硬度呈不斷下降趨勢，當(dāng)時效時間達(dá)到1 000 h后(S7-Y)，CGHAZ硬度僅有271 HV.綜合對比2種不同時效溫度后的CGHAZ顯微硬度發(fā)現(xiàn)在相同時效時間條件下，時效溫度為600 ℃時，CGHAZ硬度下降幅度更大，由此可見，T23鋼焊接接頭的CGHAZ顯微硬度在600 ℃時敏感性更大.

圖3 不同時效時間試樣CGHAZ顯微硬度Fig.3 Microhardness of CGHAZ samples with different aging time.(a) aging temperature is 530 ℃;(b)aging temperature is 600 ℃

2.2 微觀組織

2.2.1 光學(xué)金相觀測

T23鋼焊接接頭CGHAZ不同時效參數(shù)下的金相組織形貌如圖4所示.由圖4(a)可以看出，焊態(tài)的CGHAZ組織為馬氏體+貝氏體的混合組織，原奧氏體晶粒比較粗大，平均晶粒尺寸約100 μm；圖4(b)～圖4(d)為CGHAZ在530 ℃經(jīng)過100，500，1 000 h時效后的金相組織，與焊態(tài)相比，組織中出現(xiàn)了明顯的鐵素體，板條馬氏體組織依然清晰可見，原奧氏體晶界均清晰可見，晶粒尺度與焊態(tài)時變化不大，此外，原奧氏體晶界或多晶粒交界處出現(xiàn)細(xì)小的再結(jié)晶組織；圖4(e)～圖4(g)為CGHAZ在600℃經(jīng)過100，500，1 000 h時效后的金相組織，圖4(e)中平均晶粒尺寸相對焊態(tài)明顯更細(xì)小，晶粒尺寸約20～ 30 μm，隨著時效溫度提高至600 ℃，馬氏體組織發(fā)生回復(fù)及再結(jié)晶，在原奧氏體晶界交界處形成細(xì)小的再結(jié)晶組織，而板條形態(tài)組織減少；圖4(f)和圖4(g)發(fā)現(xiàn)，雖然組織中存在板條形貌，但板條寬度增加，且隨著時效時間增加，組織中出現(xiàn)了白色塊狀鐵素體，平均晶粒尺寸也增加至100 μm.

圖4 CGHAZ金相組織形貌Fig.4 Metallographic structure and morphology of CGHAZ.(a) S1-Y;(b) S2-Y;(c) S3-Y;(d) S4-Y;(e) S5-Y;(f) S6-Y;(g) S7-Y

2.2.2 掃描電鏡分析

T23鋼焊接接頭試樣CGHAZ在530 ℃和600 ℃時效不同時間后的SEM(scanning electron microscope)如圖5所示，圖5(a)中焊態(tài)接頭CGHAZ的馬氏體板條特征明顯，原奧氏體晶界清晰，晶界和晶內(nèi)幾乎不見析出物，表明大部分合金元素均被固溶在基體中.

圖5 CGHAZ掃描電鏡形貌Fig.5 SEM morphology of CGHAZ.(a) S1-Y;(b) S2-Y;(c) S3-Y;(d) S4-Y;(e) S5-Y;(f) S6-Y;(g) S7-Y

圖5(b)～圖5(d)為接頭試樣CGHAZ在530℃時效100,500,1 000 h的SEM形貌，從圖中可以看出，原奧氏體晶界清晰，在晶界處可見少量析出物，晶內(nèi)無明顯析出物，時效100 h和500 h后板條馬氏體形貌仍然可見，板條邊界清晰，但時效時間達(dá)1 000 h后，隨著馬氏體的回復(fù)、再結(jié)晶，板條形貌已不明顯.圖5(e)～圖5(g)為接頭試樣CGHAZ在600 ℃時效100,500,1 000 h的SEM形貌，從圖中可以看出，原始晶界清晰可見，在圖5(e)和圖5(f)中依稀可見馬氏體痕跡，但圖5(g)中馬氏體位相基本消失，從析出物角度來看，析出物主要在原奧氏體晶界析出，晶內(nèi)也有少量析出物，隨著時效時間則增加，在晶界析出的碳化物具有明顯長大趨勢.

2.2.3 透射電鏡分析

采用透射電子顯微鏡對焊態(tài)及不同時效參數(shù)下焊接接頭CGHAZ亞結(jié)構(gòu)特征及析出碳化物進(jìn)行觀察，焊接接頭TEM(transmission electron microscope)形貌如圖6所示，圖6(a)為S1-Y試樣CGHAZ焊態(tài)TEM形貌，CGHAZ焊態(tài)組織位錯塞積明顯，密度較大，析出物很少，視野可見析出物尺寸0.1 μm；圖6(b)～圖6(d)為在530 ℃條件下時效100,500,1 000 h的試樣CGHAZ TEM形貌，對比3張形貌圖可知，位錯密度逐漸減小.首先，時效100 h后，TEM形貌中析出物大量從板條界析出，析出物尺寸約0.1 μm見圖6(b)；其次，時效500 h后，有桿狀析出物從板條界或晶界析出，同時在三晶粒交界部位存在三角形析出物，析出物尺寸略有長大，長度約0.2～ 0.3 μm，位錯密度降低；當(dāng)時效時間達(dá)到1 000 h后，在原奧氏體晶界可見明顯多個橢圓狀或短桿狀析出物，同時，在晶粒內(nèi)部局部位置存在橢球狀密集析出物，析出物尺寸約0.2～0.3 μm，位錯密度進(jìn)一步降低.圖6(e)～圖6(g)為在600 ℃條件下時效100，500，1 000 h的試樣CGHAZ TEM形貌，圖6(e)中有2種規(guī)格的析出物，較大析出物沿板條界或晶界呈鏈狀析出，析出物尺寸約0.1 μm，小析出物沿板條界呈斷續(xù)線狀析出，尺寸約20 nm，位錯密度較高；圖6(f)中析出物相對圖6(e)有一定程度長大，大析出物沿晶界斷續(xù)呈桿狀或橢球狀析出，同時在三叉晶界處析出較大橢球狀析出物，小析出物也沿板條晶界密集析出，其尺寸相對也略有長大，但長大不太明顯，同時，位錯密度降低；從圖6(g)中可以看出，大析出物除了在奧氏體晶界析出外，在晶內(nèi)也有析出，其尺寸約0.3 μm，小尺寸析出物沿板條晶界密集析出，尺寸相對圖6(e)和圖6(f)中明顯增加，此外，在晶粒內(nèi)部還存在大量彌散析出的小析出物，尺寸約10～ 20 nm，位錯密度相對進(jìn)一步降低.

圖6 焊接接頭CGHAZ的TEM形貌Fig.6 TEM morphology of CGHAZ.(a) S1-Y;(b) S2-Y;(c) S3-Y;(d) S4-Y;(e) S5-Y;(f) S6-Y;(g) S7-Y

2.2.4 能譜分析

采用TEM自帶的能譜分析儀對圖6(d)和圖6(f)中的大析出物進(jìn)行半定量元素成分分析，分析結(jié)果如圖7所示.對圖6(e)和圖6(g)中的小析出物也進(jìn)行了半定量元素成分分析，結(jié)果如圖8所示.從結(jié)果可知，F(xiàn)e與Cr元素的原子百分比接近3∶1，W元素質(zhì)量百分比為10%～ 11.8%，W元素峰明顯.根據(jù)于在松和Zieliński等人[4-5]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；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，綜上，在圖6(d)和圖6(f)中大尺寸析出物應(yīng)為M23C6型碳化物.

圖7 大析出物能譜分析結(jié)果Fig.7 Energy spectrum analysis results of large precipitates.(a) Energy spectrum of large-size precipitates in Fig.6(d);(b) Energy spectrum of largesize precipitates in Fig.6(f)

圖8 小析出物能譜分析結(jié)果Fig.8 Energy spectrum analysis results of small precipitates.(a) Energy spectrum of small-sized precipitates in Fig.6(e).(b) Energy spectrum of small-sized precipitates in Fig.6(g)

圖8中從元素峰值占比可知，F(xiàn)e元素占比最多，質(zhì)量百分比分別為78.7%和87.2%，其余含量較高元素為W，Cu，C，Cr和V等.Miyata等人[6]研究表明，這些細(xì)小的沉淀相為MX相(富含V，Nb和Ti的碳氮化物)，鑒于透射電鏡的電子束斑較大，對于尺寸較小的析出物，束斑范圍較大，元素峰值中含量較高的一般為基體中的元素含量，這是Fe元素峰值最高的原因.從能譜分析結(jié)果并結(jié)合前人的研究結(jié)果來看，圖6(e)和圖6(g)中的細(xì)小析出物主要是MX相(富含V元素的碳化物).

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[7].因此，在600 ℃溫度下，時效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(dǎo)致CGHAZ硬度下降.過大的晶內(nèi)和晶界強(qiáng)度差是導(dǎo)致T23鋼產(chǎn)生再熱裂紋的根本原因[8]，焊態(tài)CGHAZ組織為馬氏體+少量貝氏體組織，板條內(nèi)有高密度位錯，晶界和晶內(nèi)幾乎不見析出物，表明大部分合金元素均被固溶在基體中.不論是在530 ℃還是在600 ℃時效過程中均會發(fā)生組織回復(fù)、再結(jié)晶，板條寬度增大，位錯密度下降的變化；隨著時效時間的增加，合金元素脫溶析出，在晶內(nèi)、晶界、板條(亞晶)界及板條內(nèi)均有碳化物析出.

不同電廠的工程應(yīng)用表明，存在大量未經(jīng)焊后熱處理的T23水冷壁焊接接頭，在運(yùn)行較短時間后(幾天至幾周內(nèi))就會發(fā)生水冷壁接頭開裂泄漏的案例，同時文獻(xiàn)[9]表明，未經(jīng)焊后熱處理的T23接頭的不穩(wěn)定脆硬性馬氏體-貝氏體混合組織，在運(yùn)行過程中會發(fā)生脆化導(dǎo)致脆性蠕變斷裂.

從OM(optical microscope)組織、SEM形貌以及TEM結(jié)果來看，CGHAZ焊態(tài)時，大量合金元素固溶在基體中，位錯密度大、馬氏體板條強(qiáng)化等共同作用導(dǎo)致CGHAZ硬度較高.經(jīng)過530 ℃ ×100 h的時效過程后，由于組織回復(fù)、再結(jié)晶、板條粗大和位錯密度下降等原因，CGHAZ硬度應(yīng)該下降，但由于530 ℃溫度相對較低，時間相對較短，時效過程中會有部分尺寸較小的析出物在晶內(nèi)析出，晶內(nèi)彌散分布的析出物的析出強(qiáng)化作用高于高溫導(dǎo)致的回復(fù)、位錯密度下降等因素的弱化作用，由此引發(fā)CGHAZ二次硬化發(fā)生.隨著時效(運(yùn)行)時間增加，CGHAZ硬度逐漸降低，但時效1 000 h后，CGHAZ硬度仍有319 HV，高于標(biāo)準(zhǔn)要求硬度.此外，結(jié)合時效1 000 h后的OM組織、SEM形貌、TEM形貌可知，在530 ℃下時效(運(yùn)行)并不能消除敏感性組織和有效降低CGHAZ硬度，僅能起到降低焊接殘余應(yīng)力的作用[10].金玉靜[11]對比了顯微硬度與納米硬度，顯微硬度能在一定程度上反映晶粒內(nèi)硬度的趨勢，因此，T23水冷壁較高的CGHAZ硬度表明晶內(nèi)強(qiáng)度相對較高，而且，時效后大量與基體共格與半共格的M23C6型碳化物在晶界析出降低了晶界強(qiáng)度[12]，導(dǎo)致晶內(nèi)強(qiáng)度與晶界強(qiáng)度差較大，再熱裂紋敏感性較高.此外，在機(jī)組啟機(jī)至穩(wěn)定運(yùn)行過程中，水冷壁管屏施加的拘束應(yīng)力和溫度變化導(dǎo)致的交變應(yīng)力共同作用在焊接接頭處，導(dǎo)致CGHAZ產(chǎn)生再熱裂紋開裂.解釋了大量的未進(jìn)行焊后熱處理的T23水冷壁焊接接頭在啟機(jī)短期運(yùn)行即發(fā)生開裂泄漏的原因.

在600 ℃溫度下時效，隨著時效時間的增加，CGHAZ硬度隨之降低，在時效過程中并沒有發(fā)生二次硬化現(xiàn)象，1 000 h時效后CGHAZ硬度降至271 HV，該硬度區(qū)間的CGHAZ對再熱裂紋敏感較低，這表明在600 ℃下，CGHAZ組織的回復(fù)、再結(jié)晶作用更強(qiáng)，位錯密度降低更多，因此，由組織的回復(fù)、再結(jié)晶、馬氏體板條寬化、位錯密度降低、C元素及合金元素從基體析出等因素，導(dǎo)致的CGHAZ硬度降低作用高于MX碳化物在晶內(nèi)彌散析出導(dǎo)致的CGHAZ整體硬度升高[13-14]，整體硬度降低.

3 結(jié)論

(1)焊態(tài)CGHAZ組織為為馬氏體+少量貝氏體組織，板條內(nèi)有高密度位錯，晶界和晶內(nèi)幾乎不見析出物，大部分合金元素均被固溶在基體中.

(2) 530 ℃時效100 h后CGHAZ硬度會出現(xiàn)輕微二次硬化，晶內(nèi)彌散分布的析出物導(dǎo)致析出強(qiáng)化作用高于高溫回復(fù)、再結(jié)晶、位錯密度下降等因素導(dǎo)致的弱化作用.

(3)焊態(tài)的T23水冷壁焊接接頭在啟機(jī)后短期運(yùn)行，容易發(fā)生接頭開裂泄漏的內(nèi)在原因是，由于焊態(tài)CGHAZ硬度較高，在正常服役溫度下短時間內(nèi)出現(xiàn)二次硬化，導(dǎo)致晶內(nèi)強(qiáng)度與晶界強(qiáng)度差增大，再熱裂紋敏感性增高，同時疊加結(jié)構(gòu)應(yīng)力的作用，便形成再熱裂紋而開裂.

(4)在600 ℃溫度下時效，隨著時效時間的增加，CGHAZ硬度隨之降低；M23C6型碳(氮)化物在晶界、亞晶界逐漸析出、長大；MX型碳化物在原奧氏體晶內(nèi)或亞晶界彌散析出、長大.CGHAZ硬度降低表明，由組織的回復(fù)、再結(jié)晶、馬氏體板條寬化、位錯密度降低等因素，導(dǎo)致的CGHAZ硬度降低作用高于MX型碳化物在晶內(nèi)彌散析出導(dǎo)致的硬度升高.

致謝

文中焊接試驗(yàn)及試驗(yàn)數(shù)據(jù)的測量記錄工作是在陳勇平、劉明玉、徐偉等工作人員的大力支持下完成的，在此向他(她)們表示衷心的感謝.