为适应火电高参数、大型化的发展趋势,多种新型马氏体耐热钢被相继开发出来^[1],其中在合金体系中加入微量B元素(100×10^-6左右)可以有效延缓M₂₃C₆型析出物的粗化,显著提高马氏体耐热钢的蠕变寿命,使其满足在620 ℃服役的要求^[2~4]。除此之外,B还能改变马氏体耐热钢焊接热影响区(HAZ)的组织,防止由IV型裂纹导致焊接接头过早失效问题的出现^[5,6],而对不含B的常规马氏体耐热钢(如P91)或者B含量更少的马氏体耐热钢(如P92)焊接接头,IV型裂纹是焊接接头过早失效的主要原因^[7,8]。

针对B元素改变马氏体耐热钢HAZ组织特点的机理研究,以Shirane等^[9]和Das等^[10,11]的研究最具代表性。Shirane等^[9]认为B元素改变了马氏体耐热钢在焊接过程中的奥氏体相变类型,奥氏体相变为切变型相变而非传统马氏体耐热钢的扩散型相变,并借助高温激光扫描共聚焦显微镜(LSCM)证实了这一结论,但未就B元素改变奥氏体相变类型的机理展开进一步讨论。Das等^[10,11]则认为B元素提高了位于马氏体板条界处M₂₃C₆型析出物的稳定性,使其在焊接高温下依旧能够稳定存在,有效钉扎晶界和板条界,奥氏体相变被限制在原有马氏体板条内部进行,该相变过程受原子扩散控制。

在众多马氏体耐热钢中,FB2钢是一种新型9%Cr马氏体耐热钢,其主合金元素为Cr、Mo、Co、V、Nb,此外还有约100×10^-6的B。FB2钢具有优良的锻造性能,主要用来制造在620 ℃服役的火电厚壁构件,除FB2钢锻件本身的服役性能外,锻件的焊接性能以及焊接接头的服役性能也备受关注。本工作比较了FB2钢和常规9%Cr马氏体耐热钢HAZ的组织,并通过焊接热模拟实验研究加热参数对FB2钢奥氏体相变类型的影响;结合前人的研究成果,提出B元素改变9% Cr马氏体耐热钢奥氏体相变类型的机理。

1 实验方法

用于实际焊接接头实验的样品取自以多层多道深窄间隙埋弧焊方式连接的FB2钢焊接接头,FB2钢成分(质量分数,%,下同)为：C 0.12~0.15,Si≤0.10,Mn 0.30~0.50,P≤0.010,S≤0.005,Cr 9.00~9.40,Mo 1.40~1.60,Ni 0.10~0.20,Co 0.90~1.30,V 0.15~0.25,Al≤0.010,N 0.015~0.030,Nb 0.04~0.06,B 0.008~0.011,Cu≤0.15,As≤0.020,Sb≤0.0015,Sn≤0.015,Fe余量;焊材成分为：C 0.09~0.13,Si 0.15~0.25,Mn 0.45~0.58,P≤0.003,S≤0.005,Cr 8.7~9.5,Mo 0.95~1.05,Ni 0.35~0.50,V 0.25~0.30,Al≤0.010,N 0.02~0.04,Nb 0.015~0.025,Cu≤0.01,As≤0.01,Sb≤0.002,Sn≤0.003,Fe余量。该焊接接头的剖面(沿垂直于焊缝纵向的截面剖开)及具体取样方式见图1。取自实际焊接接头的样品包含焊缝、HAZ和FB2母材3个区域。样品经机械磨抛后在室温下用Villela试剂(1 g C₆H₃N₃O₇+5 mL HCl+100 mL C₂H₅OH)腐蚀30 s备用。采用CX14型光学显微镜(OM)观察样品组织形貌,之后用图像处理软件Image Pro Plus 6.0 (IPP6.0)对焊接接头的金相照片进行分析,以得到不同区域的晶粒尺寸。

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图1   焊接接头垂直于焊缝纵向的截面图和取样示意图

Fig.1   Schematic of cross-section of the weld joint and sampling method for microstructure observation

为明确热影响区各区域的组织与焊接热循环峰值温度的对应关系,在DIL 805A型膨胀仪上进行焊接热模拟实验。实验所用试样全部取自未受焊接热影响的FB2母材,试样尺寸为10 mm×4 mm×4 mm,热模拟参数详见表1。采用“准原位”的方法对比观察热模拟前后的组织状态：热模拟前用HV-1000型显微硬度计随机在试样某位置制作压痕作为标记,并用OM观察被标记处的金相组织;热模拟结束后试样不经任何处理再次在OM下观察被标记位置处的金相组织,并与热模拟前的金相组织进行对比。为防止热模拟过程中试样表面发生氧化影响对比观察,在热模拟加热过程中始终保持膨胀仪实验腔内的压强在0.02 Pa以下,冷却过程用高纯N₂冷却,冷却速率为100 ℃/s。经电解腐蚀的试样采用TESCAN LYRA3扫描电镜(SEM)观察热模拟前后的组织变化,电解腐蚀剂为10 g H₂C₂O₄+90 mL H₂O,室温腐蚀10 s,电压和电流分别为5 V和1 A。

材料的相变类型会通过相变过程中材料表面的形貌变化有所体现,本工作使用VL2000DX-SVF17SP型高温LSCM记录FB2钢试样在相变过程中表面形貌的变化情况。所用试样为上下端面直径7 mm、高4 mm的圆柱体,2个端面均磨平并尽可能保证平行度,待观察的端面经反复机械抛光后将表面的划痕去掉以尽可能降低制样过程给试样表面带来的应变。受设备使用条件限制,加热和降温速率最高为5 ℃/s;加热过程中记录试样被抛光端面的形貌变化情况,图像采集的帧率为5 frames/s。

2 实验结果

2.1 OM观察

图2为FB2钢焊接接头的OM像。从图2a可以看出,FB2钢焊接HAZ宽度在2 mm左右,其形貌呈现明显差异的2部分,对应图2a中被虚线隔开的区域I和区域II (放大后对应图2b和c),这2部分区域的宽度分别约为1 mm。用IPP6.0图像分析软件测量区域I、区域II和母材3个区域原奥氏体晶粒尺寸的大小,得到3个区域的等效晶粒直径D_eq (与金相照片中原奥氏体晶粒所占面积相等的圆的直径)分别为36、89和93 μm,即最靠近焊缝的区域I晶粒最细,区域II的晶粒尺寸与未受热作用影响的母材相当。

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图2   FB2钢焊接HAZ的OM像

Fig.2   OM images of HAZ in FB2 steel (HAZ—heat affected zone; D_eq—equivalent diameter, the diameter of a circle occupying the same area with prior austenite grain in metallograph)(a) macro metallograph of HAZ (b) magnification of zone I in HAZ (c) magnification of zone II in HAZ (d) magnification of base metal

根据焊接过程中所受焊接热作用峰值温度的高低,常规9%Cr马氏体耐热钢(如T/P91)焊接热影响区可细分为^[12]过热区、正火区、两相区和回火区,其中过热区由于所受热作用峰值温度最高(远高于非平衡加热条件下马氏体完全转变为奥氏体的临界温度A_c3),奥氏体晶粒长大最为显著,在冷却后该区域会保留粗大的原奥氏体晶粒,故又被称为粗晶区;正火区在焊接过程中由于所受焊接热作用峰值温度较低(稍高于A_c3),奥氏体晶粒长大倾向不如过热区明显,另外尚未完全溶解的析出物对原奥氏体晶界的钉扎作用也限制了奥氏体晶粒的长大,故该区域在冷却后以细小的原奥氏体晶粒为主,被称为细晶区;两相区中的组织仅有部分在焊接过程中发生了奥氏体化,冷却后形成未回火马氏体,此外还保留了部分过回火马氏体;回火区在焊接过程中不发生相变,与母材类似。故常规9%Cr马氏体耐热钢的焊接HAZ从焊缝向母材方向依次为粗晶区、细晶区、两相区和回火区,这样的晶粒尺寸分布与FB2钢焊接HAZ晶粒尺寸分布完全不同：从相对位置来看,FB2钢焊接HAZ在过热区位置以细晶为主,而正火区(可能还包含两相区)位置的晶粒尺寸则与母材接近(或者相同)。FB2钢表现出的“无粗晶”的组织特点可能与其在焊接过程中特定的相变过程相关,可通过焊接热模拟实验进一步明确焊接峰值温度与组织形态的对应关系。

2.2 热模拟

图3记录了当峰值温度停留时间t_H=0.5 s时不同峰值温度T_p和加热速率R_h下试样的膨胀量随温度的变化情况。可以看出,A_c3随加热速率的提高而增加：加热速率为1、5和100 ℃/s时,对应的A_c3分别为890、907和960 ℃。故当加热速率为100 ℃/s时,T_p为1000 ℃的热模拟试样的组织与正火区组织对应,T_p为1250 ℃的热模拟试样的组织与过热区组织对应;在较低R_h条件(5和1 ℃/s)下,虽然A_c3有所下降,但1000 ℃依旧可以认为在正火温度区间内。从图3还可看出,不同加热条件下马氏体相变起始温度M_s也不同。

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图3   不同热模拟条件下试样的膨胀量随温度(T)变化曲线

Fig.3   Variation of expansion with temperature (T) under different thermal simulation conditions

图4所示为FB2钢在热模拟前后的OM像。对比图4a和b可以看出,当R_h=100 ℃/s、t_H=0.5 s、T_p=1000 ℃(对应正火区的加热条件)时,FB2钢在热模拟前后的显微组织并未发生肉眼可见的改变,同一位置处的马氏体板条、原奥氏体晶粒等组织特征在热模拟前后均保持一致;但是当R_h=100 ℃/s、t_H=0.5 s、T_p=1250 ℃(对应过热区的受热条件)时,相比于热模拟前的金相组织,热模拟后的金相组织发生了明显的改变(图4c和d)：热模拟前典型的回火马氏体组织在热模拟后消失,取而代之的是诸多深色的针状物,这些针状物可能是在加热过程中原奥氏体晶界移动或者晶界在热作用下发生热腐蚀形成的。从上述实验结果可得到如下结论：正火区加热条件不能使FB2钢的组织发生明显改变,而过热区加热条件可以使FB2钢的组织发生明显的改变,该结果与实际焊接接头的热影响区组织分布特点一致。

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图4   FB2钢在热模拟前后的OM像

Fig.4   OM images of FB2 steel before (a, c) and after (b, d) thermal simulations(a, b) R_h=100 ℃/s, T_p=1000 ℃, t_H=0.5 s (c, d) R_h=100 ℃/s, T_p=1250 ℃, t_H=0.5 s

由于图4中热模拟后的试样未经回火和再次腐蚀,所以图4b和d中的金相照片并不能完全反映真实的组织状态,因此再对其进行680 ℃、2 h回火处理并重新腐蚀。由于回火磨抛后原有的硬度压痕会消失,故无法对比同一位置处组织的变化,可以通过晶粒尺寸来判断基体组织是否发生了变化。图5为回火处理后的组织,可见其基体全部为回火马氏体。在T_p=1000 ℃的试样中(图5a)可以清晰地看到原奥氏体晶界(如红色虚线所示),原奥氏体晶粒内部全部为马氏体板条,板条界和原奥氏体晶界点缀有大量的析出物,其原奥氏体晶粒十分粗大,可进一步推测原有的原奥氏体晶粒并未发生细化,而是在热模拟后得以保留,红色虚线内的原奥氏体晶界即为热模拟前基体中的原奥氏体晶界。然而在T_p=1250 ℃的试样中(图5b)晶粒则发生了明显细化,其平均尺寸不足50 μm,与图2b中的晶粒尺寸较为一致。对回火后的组织观察可进一步得出：正火区加热条件不改变FB2钢最终的组织状态,而过热区加热条件则可显著细化晶粒,这也确认了实际焊接接头HAZ中发生晶粒细化的区域为过热区、晶粒尺寸与母材相当的区域为正火区这一结论。这种正火区原奥氏体晶粒与原始母材保持一致的现象被称为奥氏体记忆效应^[13]。

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图5   FB2钢在不同条件热模拟并回火后的OM像

Fig.5   OM images of FB2 steel after different thermal simulations and tempered at 680 ℃ for 2 h (The red lines in Figs.5a and b show the prior austenite grain boundaries) (a) R_h=100 ℃/s, t_H=0.5 s, T_p=1000 ℃ (b) R_h= 100 ℃/s, t_H=0.5 s, T_p=1250 ℃

图6为FB2钢同一位置在热模拟前后的SEM像。可见在热模拟后原有的马氏体板条得以保留,虽然位于板条界处的析出物发生了部分溶解,但析出物的数量依旧可观,说明析出物有较高的热稳定性。对比图6a和b还可以发现,热模拟后的马氏体板条内部无析出物区域出现了较多的“笔直”界面,如图6b中箭头所示;在马氏体板条界处析出物周围还可以看到诸多围绕着析出物的“环形”界面,如图7中箭头所示。

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图6   FB2钢同一位置在R_h=100 ℃/s、t_H=0.5 s、T_p=1000 ℃热模拟前后的SEM像

Fig.6   SEM images of the same location in FB2 steel before (a) and after (b) thermal simulation with R_h=100 ℃/s, t_H=0.5 s, T_p=1000 ℃ (The arrows show the straight boundaries inside martensite lathes)

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图7   FB2钢在R_h=100 ℃/s、t_H=0.5 s、T_p=1000 ℃热模拟后的SEM像

Fig.7   SEM image of FB2 steel after thermal simulation with parameters R_h=100 ℃/s, t_H=0.5 s, T_p=1000 ℃ (The arrows show the cylindrical interface surrounding partially melted precipitates)

当热模拟条件为R_h=100 ℃/s、t_H=0.5 s、T_p=1000 ℃时,FB2钢在热模拟前后的组织特征差别不大,如图4a和b所示,但如果将R_h降低或者进一步延长t_H,FB2钢的组织则会呈现出一些有别于其原始状态的特征。图8a为经R_h=5 ℃/s、t_H=0.5 s、T_p=1000 ℃热模拟并回火后的显微组织,可见原始母材中的原奥氏体晶界依旧存在,如红色虚线所示;此外,在原始母材的原奥氏体晶粒区域内部还可以看到诸多因基体发生重结晶而形成的细小的等轴晶,如局部放大图所示,这些细小的等轴晶尺寸在10 μm左右。在快速加热条件(R_h=100 ℃/s)下,将t_H延长至30 s,冷却后回火处理同样可以看到原始母材中的原奥氏体晶粒(图8b),虽然基体中细小的等轴晶不如图8a中那么明显,但马氏体板条特征出现弱化,且局部出现了等轴晶(如图8b椭圆内部区域所示)。上述实验结果说明,慢速加热或者延长t_H可以改变最终的组织状态。由于所有热模拟实验的冷却条件均一致,故可能是加热过程中的相变过程不同导致了最终组织状态的差异。

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图8   FB2钢在不同条件热模拟并回火后的OM像

Fig.8   OM images of FB2 steel after thermal simulation and tempered at 680 ℃ for 2 h (The inset in Fig.8a shows the magnified image, and the red lines show the prior austenite grain boundaries) (a) T_p=1000 ℃, R_h=5 ℃/s, t_H=0.5 s (b) T_p=1000 ℃, R_h=100 ℃/s, t_H=30 s

3 分析讨论

3.1 FB2钢在快速加热条件下的奥氏体相变过程分析

以P91钢为例,焊接加热过程中HAZ发生的奥氏体相变是以原子扩散方式完成的,HAZ包含典型的粗晶区、细晶区,而FB2钢焊接接头的HAZ则表现出了异于P91钢焊接HAZ的组织特征,并且焊接热模拟的实验结果也进一步证实了FB2钢在焊接过程中会有奥氏体记忆效应产生。从已有文献和较为普遍接受的理论^[9,14~16]来看,有2种可能的方式可产生奥氏体记忆效应：一种方式是奥氏体以马氏体板条界处的残余奥氏体为形核核心并长大,恢复为原有奥氏体晶粒的形貌,即产生了奥氏体记忆效应,该过程受原子扩散主导,属于扩散型相变,这种以残余奥氏体为核心并长大的奥氏体重建过程在含有约3.1%残余奥氏体的P92钢中曾被报导^[9];另一种方式在马氏体时效钢中较为常见,这类钢通常依靠基体中的奥氏体来提高其韧性,而其基体中的奥氏体是由马氏体在回火处理过程中发生逆转变形成的,该相变过程属于无原子扩散的切变型相变^[14~16]。

FB2钢经过正火和高温回火处理后的供货态组织中残余奥氏体的含量极低,故其实现奥氏体记忆效应显然不是以残余奥氏体形核长大机制实现的;而可能与马氏体时效钢在回火过程中形成奥氏体的机理有相通之处。

Apple和Krauss^[17]在研究Fe-Ni-C合金的奥氏体化过程时发现,以切变方式形成的奥氏体边缘较为齐整,以扩散方式形成的奥氏体边缘则较为圆润。以此为出发点,FB2钢在快速加热条件下产生于马氏体板条内部的“笔直”界面(图6b)表明板条内部的奥氏体化过程可能为切变型;另一方面,马氏体板条内部的析出物数量相比于板条界较少,所以析出物对切变型相变的阻碍作用较小,有利于切变型相变的发生^[17]。在原奥氏体晶界和马氏体板条界处奥氏体围绕析出物形核并长大,形成圆环状界面,如图7所示,结合Apple和Krauss^[17]的结论,这些奥氏体应该是以原子扩散方式形成的。上述过程可以用图9a表示：在马氏体板条界处奥氏体围绕M₂₃C₆形核长大;在马氏体板条内部,奥氏体以切变方式形成,并保留有较高的位错密度,高位错密度的奥氏体能量高于界面处围绕析出物生成的奥氏体^[18]。如继续升高T_p (如1250 ℃)或者延长t_H (例如30 s),系统会向着能量降低的方向发展,即板条界处的低能量奥氏体会向板条内部生长吞噬板条内部高能量奥氏体,如图9b所示。随保温时间的延长或者温度的升高,板条状奥氏体最终实现碎化,碎化后的基体呈现出等轴晶形貌,基体中的位错密度大大下降,位于界面处的析出物大部分溶解甚至消失,如图9c所示。需要指出的是,板条状奥氏体碎化的过程是受原子扩散控制的^[18]。

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图 9   FB2钢在R_h=100 ℃/s、T_p=1000 ℃、t_H=30 s条件下的奥氏体化过程

Fig.9   Illustration of FB2 steel austenization process with R_h=100 ℃/s, T_p=1000 ℃, t_H=30 s(a) microstructure change of a certain martensite lath at rapid heating rates (b) microstructure change of a certain martensite lath with extended holding time or elevated peak temperatures (c) microstructure state after lath-like austenite break into equiaxed grains

3.2 FB2钢在慢速加热条件下的奥氏体化相变过程分析

在慢速加热条件(R_h=5或1 ℃/s)下,虽然母材中原有的原奥氏体晶界依旧存在,但在晶内出现了大量的等轴晶,如图8a所示。考虑到相同T_p、t_H并快速加热试样的奥氏体化过程主要以切变方式完成,表现出奥氏体记忆效应,可初步推断慢速加热条件下的奥氏体化过程不同于快速加热过程,即以非切变方式(扩散方式)完成奥氏体化过程。本研究中的高温LSCM实验结果可为判断FB2钢在慢速加热条件下的奥氏体相变类型提供直接证据。

图10为表面经机械抛光处理的FB2钢试样在R_h=5 ℃/s时表面形貌的变化情况。可见随着温度的升高,试样表面逐渐出现了一些突起,如图10a~c中箭头所示,表明这些区域发生了奥氏体相变,结合Apple和Krauss^[19]的研究结果,判断该奥氏体相变是受原子扩散控制的;随着温度的进一步升高,这些离散的奥氏体相变区逐渐扩大并连接成片,如图10d~f所示。在整个奥氏体相变过程中,并未观察到表征切变型相变的表面浮凸这一形貌特征,所以FB2钢在慢速加热条件下的奥氏体相变是扩散型的。需要说明的是,虽然在慢速加热条件下的奥氏体相变是扩散型的,但在热模拟后的试样中依旧可以观察到热模拟前的原奥氏体晶界,这是因为自由B原子提高了晶界处M₂₃C₆的稳定性,使其在该热模拟条件下不能完全溶解;在后续回火过程中,这些未完全溶解的M₂₃C₆会作为析出物形核长大的核心,在原有的原奥氏体晶界处重新析出,所以试样经腐蚀后会观察到被M₂₃C₆点缀的原奥氏体晶界。

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图10   高温LSCM观察FB2钢在5 ℃/s加热速率下的形貌变化

Fig.10   Morphologies of FB2 steel with heating rate 5 ℃/s obtained by high temperature LSCM (The arrows and ellipses show the sites where austenite transformation took place)(a) 279.21 s, 905.7 ℃ (b) 280.60 s, 914.8 ℃ (c) 281.80 s, 921.2 ℃ (d) 283.00 s, 927.7 ℃ (e) 284.19 s, 934.2 ℃ (f) 287.78 s, 951.9 ℃

综上分析可知,FB2钢在快速加热(R_h=100 ℃/s)条件下的奥氏体化过程是切变型相变过程,慢速加热(R_h=5 ℃/s)条件下为扩散型相变过程,加热过程中不同的相变过程可能也会对后续冷却过程的组织转变产生影响。

从马氏体相变热力学角度分析,发生马氏体相变的条件是相变动力大于相变阻力,以实现系统自由能的降低。图11定性地给出了马氏体M、α-Fe和γ-Fe的自由焓与温度的关系,当γ-Fe与M的自由焓相等时,γ-Fe开始向M转变,此时对应的温度为M_s点,可以看出,只有当温度低于M_s时,马氏体相变才会发生。在温度T₁ (奥氏体可自发向马氏体转变的某一温度)时,γ-Fe发生马氏体相变的自由焓之差 △Gγ→M由 △Gγ→α和 △Gα→M两部分组成,即：

△Gγ→M=△Gγ→α+△Gα→M(1)

式中, △Gγ→α为马氏体相变的动力, △Gα→M为马氏体相变的阻力。相变阻力项 △Gα→M又包括应变能N_v、位错形成能N_d、板条界面能N_i和相变潜热Q_f^[19]。在相变动力项 △Gγ→α不变的前提下,如果奥氏体中含有较高密度的位错,那么在 △Gα→M中N_d为0或者极低,也就是发生马氏体相变的阻力变小,马氏体相变在较小的过冷度下就可以发生,此时M_s点较高;反之M_s点较低。对FB2钢而言,在快速加热条件下奥氏体化以切变型相变完成,奥氏体中保留了较高密度的位错,在此加热速率下继续升高温度或者延长t_H,位错密度会逐渐降低;在慢速加热条件下,位错密度也会随着原子的扩散而降低。由于无法测量高温下奥氏体中的位错密度,故本工作以奥氏体记忆效应的强弱来定性衡量高温下奥氏体中位错密度的高低。FB2钢在不同加热条件下奥氏体中位错密度的高低与对应的M_s点见表2,可见奥氏体中的位错密度与M_s呈现良好的正相关关系;M_s点的差异也间接地证明了快速加热条件下形成的奥氏体具有较高的位错密度这一结论。

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图11   马氏体、α-Fe以及γ-Fe的自由焓与温度的关系

Fig.11   Variation of free enthalpy (G) of martensite, α-Fe and γ-Fe with temperature (T₁—a certain temperature at which austenite can transform to martensite spontaneously, M_s—martensite transformation starting temperature, T₀—the temperature at which α-Fe and γ-Fe have the same free enthalpy, M—martensite, ΔG^α→M—free enthalpy difference between α-Fe and M, ΔG^γ→M —free enthalpy difference between γ-Fe and M, ΔG^γ→α —free enthalpy difference between γ-Fe and α-Fe)

3.3 B元素影响FB2钢奥氏体相变过程的机理探讨

Apple和Krauss^[17]指出,如果某一扩散型相变是以原子短程扩散的方式完成的,那么该相变在一定的条件下有可能转变为无原子扩散的切变型相变。FB2钢奥氏体化相变类型随加热速率的改变很可能是加热速率改变了原子扩散行为而导致的。

Karlyn等^[20]在研究Cu-Zn合金系的相变时提出了区别原子短程扩散和长程扩散的判据,并指出该判据同样适用于其它合金体系,该判据的表达形式为：

R˙>108cm-1×D(2)

式中, R˙为新形成相的相界面推进速率, D为某一溶质原子在母相中的扩散系数。当上述关系满足时,相变过程中原子扩散为短程扩散;反之则为长程扩散。

FB2钢主要的合金元素为Cr、Mo、V、Nb等,其中Mo和部分Cr以固溶原子的形式存在于基体中,而V、Nb和C则主要以析出相的形式存在,所以认为在扩散相变过程中主要的扩散原子为Mo和Cr。Mo和Cr均为铁素体化元素,在奥氏体化过程中,发生奥氏体化的区域中的Mo和Cr原子会从奥氏体进入周围未发生相变的马氏体中,所以将奥氏体看作是母相。相关文献^[21]中,在温度为908 ℃(5 ℃/s加热时对应的A_c3)时,Mo和Cr原子在简单合金化的γ-Fe中的扩散系数分别为1×10^-12和5×10^-13 cm²/s,在FB2钢复杂的合金体系中,溶质原子的扩散还会受到其它溶质原子以及晶体缺陷的影响,因此此处引用的Mo和Cr在γ-Fe中的扩散系数为半定量数据。

奥氏体界面推进速率可从LSCM的结果得到。图12为FB2钢在5 ℃/s加热速率下发生奥氏体相变时2个特定时刻的表面形貌,可见从279.21 s到282.20 s时间内,箭头所指区域的奥氏体的尺寸从0 μm增至16.7 μm,可以认为奥氏体的界面推进速率 R˙=16.7/3 μm/s=5.57 μm/s。

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图12   FB2钢在加热过程中2个特定时刻的表面形貌

Fig.12   Morphologies of FB2 specimen surface at two certain moments of 279.21 s (a) and 282.20 s (b) during heating process obtained by LSCM (The arrow and circle show the position where austenization took place)

对Mo和Cr原子来说,式(2)右侧项分别为1和0.5 μm/s,可见满足式(2)描述的关系,说明FB2钢在慢速加热条件下发生的扩散型相变是以原子短程扩散的方式完成的。根据Apple和Krauss^[17]提出的观点,FB2钢在相变过程中原子无法进行长程扩散可能是其在快速加热条件下发生切变型相变的原因。

根据Shirane等^[9]的观点,B元素是改变9%Cr马氏体耐热钢奥氏体化相变类型的唯一因素。对于含B量为130×10^-6的9%Cr马氏体耐热钢来说,其发生切变型相变的加热速率范围比FB2钢宽,当加热速率为5 ℃/s时其奥氏体化过程依旧以切变型相变的方式进行;P92钢含B量约为30×10^-6,其焊接HAZ的组织特点与常规马氏体耐热钢类似^[22],这说明P92钢在快速加热(100 ℃/s甚至更高)条件下奥氏体化过程是扩散型的,推测P92钢在更低的加热速率下奥氏体化过程也是扩散型的。通过上述对比,结合FB2钢的奥氏体化过程与加热速率的关系,还可以得到：B含量增加会降低马氏体耐热钢发生切变型奥氏体相变的临界加热速率,即提高B含量会使切变型奥氏体相变更容易发生。

溶质原子在基体原子中的扩散方式主要包括晶格扩散和短路扩散^[23],后者主要指以晶体缺陷作为扩散路径的扩散方式。溶质原子在晶体缺陷中的扩散速率要高出在基体晶格中扩散速率若干个数量级,因此短路扩散是溶质原子扩散的有效途径。

B作为一种轻质原子,在晶界内吸附和位错吸附双重作用下向晶界聚集,形成偏聚^[24]。Abe^[25]在研究B对马氏体耐热钢组织稳定性的影响时发现B在晶界处的偏聚现象;Wang和He^[26]在研究B对低碳贝氏体钢组织和性能的影响时也有类似的发现。由于马氏体板条界在本质上也属于晶体缺陷,所以B原子也可能在板条界处产生偏聚。基于上述结果,可以得到B原子在FB2马氏体耐热钢位错管道中聚集的示意图,如图13a所示。B原子在这些位错管道中聚集会“阻塞”其它溶质原子的扩散通道,降低其扩散速率。加热速率过快时(如100 ℃/s甚至更高)位错管道中的B原子无法及时离开位错管道,阻碍了其它溶质原子(如Mo和Cr)的扩散,导致奥氏体相变只能以切变方式进行;当加热速率降低到一定程度后(如5 ℃/s甚至更高),位错管道中的B原子有足够的时间离开位错管道,如图13b所示,通畅的位错管道为溶质原子的扩散提供了“捷径”,奥氏体相变以原子扩散的方式完成。

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图13   不同受热条件下B原子在晶格内部的分布情况示意图

Fig.13   Schematic for the distribution of B atoms in the lattice under rapid heating or as received condition (a) and slow heating condition (b)

4 结论

(1) FB2马氏体耐热钢在快速加热(100 ℃/s)条件下奥氏体相变为切变型。在正火区温度继续升温或者延长保温时间,切变形成的高位错密度的奥氏体会被位于板条界以及原奥氏体晶界处的球状奥氏体吞噬,形成低位错密度的奥氏体,原有母材中粗大的原奥氏体晶粒被大量细小的等轴晶取代。因此,在FB2钢焊接热影响区的正火区中原奥氏体晶粒尺寸与母材相当;过热区中的晶粒则显著细化。

(2) 借助高温LSCM,直接证明了在慢速加热(5和1 ℃/s)条件下FB2钢的奥氏体相变为扩散型。

(3) 提出B原子改变FB2钢奥氏体相变的机理模型,认为B原子在位错管道中的堆集阻碍了溶质原子在位错管道中的扩散,降低了其扩散速率,从而使得在快速加热条件下奥氏体化过程以切变方式完成,但该模型尚需进一步完善。

The authors have declared that no competing interests exist.