T23钢(2.25Cr-1.6W-V-Nb，质量分数，%)是为超(超)临界锅炉开发的一种新型低合金耐热钢，其在T22钢(2.25Cr-1Mo)基础上降低C含量，以W替代部分Mo，并加入微合金化元素V、Nb、N和B，进行正火 + 回火处理后获得，具有稳定的回火贝氏体组织^[1,2]。T23钢在600℃以下温度的蠕变性能优异，可与高合金的T91钢相媲美^[2,3]。上述合金化改良明显改善了T23钢的焊接性，焊接小口径薄壁管(壁厚δ ≤ 10 mm)时可取消焊后热处理，从而简化了焊接工艺，降低了锅炉制造成本，因此被广泛应用于制造大型电站锅炉水冷壁、过热器、再热器等受热面管^[4~6]。然而，国内外的研究^[7~10]发现，T23钢有较明显的再热裂纹敏感性，其粗晶热影响区(CGHAZ)在焊后热处理过程中有严重的晶间开裂倾向。取消焊后热处理的T23钢接头在高温服役过程中也会因产生再热裂纹而失效。龙会国等^[11]分析了高温再热器T23/12Cr1MoV异种钢接头运行8000 h发生早期断裂失效的原因，发现裂纹起始于T23侧的CGHAZ，沿晶界扩展，具有典型再热裂纹特征。

一般认为低合金钢CGHAZ形成再热裂纹有2种机理，一种观点为晶界杂质析集弱化说，认为在500~600℃再热处理过程中，钢中的P、S、Sb、Sn、As等杂质元素向CGHAZ的晶界偏聚，降低了晶界的塑性变形能力而造成脆化^[12~15]。随着冶炼技术的进步，目前钢中杂质元素的含量可控制在很低的水平，基本上消除了晶界杂质元素的偏聚。另一种观点为晶内沉淀强化说，认为在二次加热(焊后热处理或高温服役)的过程中，细小的第二相在晶内析出，使晶内强度升高，在高温及应力作用下塑性变形集中于相对较弱的晶界，导致晶界优先形成裂纹并扩展，从而发生沿晶断裂^[16~18]。基于晶内强化理论，建立了一些再热裂纹敏感性评价经验公式，如P_SR = w_Cr + w_Cu + 2w_Mo + 10w_V + 7w_Nb + 5w_Ti - 2 (其中，P_SR为再热裂纹敏感指数；w为质量分数，%)^[19]。根据敏感性指数公式，钢中V、Nb和Ti等强碳化物形成元素的影响更显著。关于T23钢的再热裂纹产生机理，目前存在较大争议，主要是从晶内沉淀强化和晶界弱化2方面解释。晶内沉淀强化主要是由V、Nb和W等合金元素碳化物在位错处优先析出造成^[10]。至于晶界弱化，Nawrocki等^[20]认为是M₃C碳化物在晶界析出导致的。Li等^[21]通过短时蠕变破断实验研究发现，CGHAZ在高温短时回火过程中晶内析出富含V、Nb、Ti的MX型碳(氮)化物(其中M = V、Nb、Ti，X = C、N)非常少，而晶界析出较多二次相，认为晶界弱化可能是导致再热裂纹的重要因素。针对上述研究现状，本工作先通过焊接热模拟和时效实验制备不同组织状态的T23钢CGHAZ试样，然后评价它们的再热裂纹敏感性，并分析CGHAZ组织演变对再热裂纹的影响，进一步阐明影响再热裂纹形成的关键冶金学因素。最后讨论CGHAZ组织演变与硬度的关系，确定避免再热裂纹的临界硬度，为锅炉部件T23钢接头服役过程中的再热裂纹预测及监督提供指标依据。

实验材料为外径57 mm、壁厚9 mm的T23钢小径管，化学成分(质量分数，%)为：C 0.078，Si 0.24，Mn 0.38，Cr 2.28，Mo 0.12，W 1.6，V 0.25，Nb 0.033，Ti 0.014，N 0.004，B 0.0023，Fe余量。母材供货状态为：1060℃正火 + 760℃回火。从钢管取样加工成图1a所示的试样，在THERMECMASTOR-Z型热模拟机上完成焊接热循环模拟实验，制备T23钢CGHAZ试样(图1a中的均温区)。模拟的焊接工艺为：钨极气体保护电弧焊(GTAW)，100℃预热，热输入为25 kJ/cm。CGHAZ试样随后在管式热处理炉中进行时效实验，时效温度为650℃，时效时间分别为6、24和48 h。最后将焊态和时效试样进行短时高温蠕变破断实验，评价不同组织状态CGHAZ试样的再热裂纹敏感性。短时高温蠕变破断实验也在热模拟机上完成，具体方法为：将试样加热到550~750℃，保温5 s，然后施以0.5 mm/min应变速率直至拉断。上述热过程曲线及实验参数如图1b所示。测量拉断试样的断面收缩率(Z)，根据Z的大小判断再热裂纹敏感性。为了防止断口发生氧化，拉伸实验在真空条件下进行。用320HBS-300/0035布氏硬度计测量焊态及时效CGHAZ试样的硬度，施加载荷为187.5 kg。

在断口附近取样进行微观分析。在QUANTA400型扫描电镜(SEM)下观察断口形貌，分析断裂模式。在PMG3型光学显微镜(OM)下观察CGHAZ显微组织形貌；在SEM下进一步观察组织形态和微观裂纹特征。制备金属薄膜样品，用JEM-2010型透射电镜(TEM)观察CGHAZ亚结构特征和碳化物的析出，并用TEM附带的能谱(EDS)线扫描模式测定晶界析出碳化物后界面附近合金元素的分布。采用划线法测量原奥氏体晶粒尺寸和板条宽度，每个试样测试3~5个视场，结果取平均值。

图2为T23钢试样CGHAZ在650℃时效不同时间后的OM像。可以看出，焊态CGHAZ为马氏体/贝氏体混合组织，原始奥氏体晶粒粗大，平均晶粒尺寸约为38 μm (图2a)。CGHAZ在时效6 h时的组织变化不明显，板条马氏体特征仍清晰可见(图2b)。时效24 h后，CGHAZ的板条形态组织减少，表明小角度板条界面部分消失(图2c)。时效48 h后，CGHAZ中的板条形态组织进一步减少，部分板条发生多边化，形成亚晶，并能观察到细小的再结晶晶粒(图2d)。

图3为T23钢试样CGHAZ在650℃时效不同时间后的SEM像。从图3a可以看到，焊态CGHAZ的马氏体板条特征明显，晶界和晶内存在大量的条状或块状的马氏体-奥氏体(M-A)组元，它们由晶间或板条间富C的奥氏体转变形成。由图3b可以看出，时效6 h时，焊态下的M-A组元基本上分解消失，只在晶界观察到少量析出物，表明大部分合金元素仍处于过饱和固溶状态。时效24 h时(图3c)，板条发生回复，板条宽度增加，晶界析出物增多，并且晶内也观察到析出物颗粒。时效48 h时(图3d)，板条特征组织进一步减少，出现铁素体组织，晶界析出物增多，尺寸增大，在铁素体基体可见细小的析出物颗粒。

图4为T23钢试样CGHAZ在650℃时效不同时间后薄膜样品的TEM像。由图4a可见，时效至6 h时，板条较细小，内部有高密度位错，板条平均宽度为(0.21 ± 0.03) μm；时效至24 h时，板条束内小角度板条界部分消失，板条宽度略有增加，为(0.27 ± 0.07) μm，板条内位错密度下降(图4c)；时效至48 h时，板条结构进一步减少，部分板条束界消失，板条(亚晶粒)宽度增大至(0.49 ± 0.13) μm，板条内位错密度也急剧下降，出现多边形铁素体(图4e和f)。Pilling和Ridley^[22]的研究表明，与T23钢Cr含量相近的2.25Cr-1Mo钢中的碳化物类型可以依据EDS中Fe、Cr、Mo和Si的相对高度来辨别。于在松等^[23]和Zieliński等^[24]报道了不同状态的T23钢中碳化物的电子衍射及EDS分析结果，并根据EDS结果判定T23钢中碳化物的类型，其方法如下：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，且有明显的W元素峰；M₃C中Fe和Cr元素峰的高度比大于5:1，且W元素的峰不显著。根据图4中典型沉淀相EDS半定量结果，可以判断T23钢试样CGHAZ时效至6 h时的晶界析出相为M₂₃C₆，晶内析出相有M₃C、M₇C₃和M₂₃C₆；时效至24 h时碳化物尺寸略有增大，碳化物类型不变(图4d)；时效至48 h时，此时晶界M₂₃C₆显著粗化，值得注意的是，在板条(亚晶)内开始析出非常细小的沉淀相(图4f)。Miyata等^[25]的研究表明，这些细小的沉淀相为MX相(富含V、Nb、Ti的碳氮化物)。马氏体板条束宽度与强度之间满足Hall-Petch关系，即板条束宽度增加，强度下降^[26]。因此，随着时效时间的延长，位错密度的减小和板条宽度的增加将导致CGHAZ硬度下降。

图5为T23钢试样CGHAZ在650℃时效前后的硬度测试结果。可以看到，焊态CGHAZ的硬度最高，约为321 HB。时效6 h时，硬度降至278 HB，随着时效时间的延长，硬度继续下降。根据微观分析结果(图4)，在时效过程中，由于碳化物的析出，晶内固溶的C及合金元素减少，以及板条回复使位错密度下降，板条尺寸增加，这些因素的共同作用使CGHAZ硬度随着时效时间的增加而持续降低。

图6为T23钢试样CGHAZ在650℃时效前后的短时高温蠕变破断实验结果。可以看出，焊态CGHAZ试样在实验温度范围内的Z均不足10%，这表明焊态CGHAZ的高温塑性较差。与焊态CGHAZ相比，时效6 h的CGHAZ在550~650℃下的Z升高较明显，但在700~750℃下的Z变化不大，即在此高温段的塑性仍较差；时效24 h的CGHAZ在各拉伸温度下的Z均呈较大幅度上升；时效48 h的CGHAZ的Z总体上进一步提升(最低值高于30%)。值得注意的是，时效CGHAZ的Z总体上均随实验温度的升高逐渐下降，在750℃时的Z降至最低

有研究者^[9,10]用短时蠕变破断实验得出的断面收缩率判断2.25Cr型低合金耐热钢的再热裂纹敏感性高低：(1) 非常敏感，Z < 5%；(2) 敏感，5% ≤ Z ≤ 10%；(3) 稍敏感，10% < Z ≤ 20%；(4) 不敏感，Z > 20%。由图6结果可知，焊态CGHAZ在550~750℃区间均对再热裂纹敏感；时效6 h的CGHAZ在较低温度区间(550~660℃)对再热裂纹不敏感，但在660~750℃区间对再热裂纹仍较敏感；经24 和48 h时效的CGHAZ在550~750℃区间对再热裂纹均不敏感。值得注意的是，经过24 h时效的CGHAZ在550~750℃区间的最小Z (750℃)略高于20%，接近于再热裂纹敏感性指标值的上限。因此，可以将24 h作为T23钢CGHAZ在650℃再热处理时对再热裂纹由敏感到不敏感转变的临界时效时间。

图7给出了不同时效时间T23钢试样CGHAZ在750℃缓慢拉伸后的断口形貌。可以看出，焊态CGHAZ断口呈典型的冰糖状沿晶断裂，断口表面可见二次裂纹，符合再热裂纹断口特征；部分晶界可见小而浅的韧窝，并伴有轻微塑性变形(图7a)。在高倍下可见晶界表面并不光滑，有大量的微孔，内部可见二次相颗粒(图7a插图)。时效6 h后的CGHAZ断口形貌与焊态下类似，也是典型的再热裂纹所引起的沿晶断裂(图7b)。时效24 h后的CGHAZ断口仍以沿晶断裂为主，伴有部分穿晶断裂，塑性变形有所增加(图7c)。时效48 h后的CGHAZ断口中穿晶断裂比例上升，塑性变形更加显著，韧窝比例增加，韧窝尺寸更大、更深(图7d)。在高倍下可见穿晶裂纹内部也存在析出相颗粒。以上断口形貌变化与图6所示的断面收缩率变化结果一致，表明延长时效时间抑制了CGHAZ的晶间开裂，提高了其高温塑性。

图8为750℃拉伸断口附近纵截面的SEM像。可以看出，焊态CGHAZ经短时高温拉伸后，保持原始马氏体/贝氏体组织形态(图8a和b)。在原始奥氏体晶界可见孔洞和裂纹，反映了裂纹的形成过程，即密集的孔洞聚集形成孔洞链，孔洞链进一步发展为微裂纹。孔洞内部或附近可观察到碳化物颗粒，它们促进了孔洞在晶界的形核^[27]。在650℃时效48 h的CGHAZ经短时高温拉伸后，为回火马氏体/贝氏体板条和多边化铁素体的混合组织(图8c和d)。在原始奥氏体晶界虽可见孔洞和裂纹，但在晶内也可观察到孔洞和微裂纹，这表明时效使CGHAZ的晶内高温强度下降，塑性得到提升。与焊态CGHAZ相比，时效48 h的CGHAZ在高温拉伸后的晶界孔洞和裂纹附近有明显的塑性变形，这表明时效提高了晶界塑性。在晶界和晶内的孔洞处均可观察到碳化物，进一步证实了碳化物提供了孔洞形核场地。需要说明的是，时效48 h的CGHAZ试样的裂纹和孔洞大多出现在马氏体/铁素体交界处，可能是由于这2种组织的强度差异大，在应力作用下，变形不协调导致孔洞和裂纹优先在界面处形成。另外，由图8a和b还可看到，裂纹主要产生在与外加载荷垂直或成一定角度的晶界上，而与载荷平行的晶界上没有裂纹，这是由于孔洞的形核与扩展需在一定的正应力作用下才会发生^[28]。

图9为焊态和在650℃时效48 h的CGHAZ在750℃拉断试样的TEM像。由图9a和b可见，焊态CGHAZ拉伸后在晶界和晶内均有较多的碳化物，晶界为M₂₃C₆型碳化物，尺寸较大；晶内为M₂₃C₆和M₇C₃型碳化物，尺寸较小，MX相很少。此外，由于高温拉伸时间较短，板条内部仍保留高密度位错。由图9c和d可见，在650℃时效48 h的CGHAZ拉伸后，在晶界同样存在大量的M₂₃C₆相，尺寸略有增大，有部分发生聚集粗化。板条界有大量M₂₃C₆和M₇C₃，尺寸较焊态有所长大；此外，晶内出现较多细小的MX相(图9c)。值得注意的是，时效48 h使CGHAZ板条内的位错密度大大下降，回复特征明显，但在高温拉伸后其晶内又出现了高密度位错(图9d)，这说明塑性变形使位错运动、增殖，导致位错密度上升。由图9d还可以看到，在板条(亚晶)界或碳化物处存在位错塞积，在部分亚晶界还能看到位错的缠结。这种位错在晶界、亚晶界(板条界)或析出相颗粒处的塞积到一定程度时，会促进裂纹的萌生^[29]。这与断口形貌及组织观察结果一致。

图9表明，焊态及时效后的CGHAZ在短时高温拉伸过程中的显微组织形态无明显变化，但是碳化物的析出状况在高温拉伸前后存在明显差异。焊态CGHAZ在拉伸前只在晶内有非常少量的碳化物，在高温拉伸过程中才在晶界和晶内析出大量的碳化物^[21]；而在650℃时效48 h的CGHAZ中，碳化物在拉伸前的时效过程中就已大量析出，其在高温拉伸过程中的种类、数量和尺寸上的变化均不大。

图10为焊态CGHAZ在750℃拉断后薄膜样品的TEM像及EDS线扫描结果。扫描路径选择避开晶界碳化物，穿过晶界。图10b为X射线计数与位置的关系，晶界附近区域用虚线圆圈标出。可以看出，Cr、W和Mo元素的浓度在晶界附近区域出现低谷，晶界附近存在合金元素贫化区域。Cr、W和Mo是T23钢中主要的固溶强化元素，其浓度的降低会导致强度下降。因此，晶界合金元素贫化区的出现加速了晶界的弱化，在应力作用下，应变集中于晶界，使孔洞和裂纹优先产生于晶界，并且易于沿晶扩展，最终导致晶间开裂。

图11为经过650℃时效48 h的CGHAZ在750℃拉断后的薄膜样品的TEM像及EDS线扫描结果。可以看到，在晶界附近区域Cr、W和Mo元素的浓度均与晶内接近。这表明在高温拉伸过程中，时效CGHAZ不像焊态CGHAZ，不会在晶界附近出现明显的合金元素贫化。

目前有关晶界附近合金元素贫化的研究工作大多是针对奥氏体不锈钢或镍基合金。一般认为，晶界富Cr碳化物析出消耗了晶界附近基体中的Cr原子，导致奥氏体钢或镍基合金晶界附近区域贫Cr，因此降低了其耐蚀性能^[30]。奥氏体不锈钢和镍基合金中Cr元素含量高(质量分数超过18%)，晶界析出的M₂₃C₆中富含金属元素Cr，所以易于出现显著的贫Cr层。含29.2%Cr (质量分数，下同)的低氮Inconel 690合金经过715℃时效1 h后，晶界Cr浓度下降到19%，降幅很大^[31]。在低合金耐热钢中，合金元素的含量较低，由于不存在贫Cr造成晶界耐蚀性下降的问题，因此很少关注其晶界贫Cr现象。低合金耐热钢CGHAZ在短时回火处理时在晶界析出M₂₃C₆，其中金属元素主要为Fe，但是其Cr、W和Mo的浓度均远超过平均成分。因此，在晶界形成碳化物也要消耗晶界及附近基体中的合金元素，而Cr、W和Mo等元素的体扩散系数较晶界扩散系数低得多，因此造成了晶界附近合金元素的贫化。相比于奥氏体不锈钢及镍基合金，低合金耐热钢中的合金元素含量更低，贫化只出现在高温回火处理的早期阶段，在充分的高温回火处理后，这种晶界合金元素贫化就消除了，不会影响母材的力学性能，故很少被关注。但是，T23钢CGHAZ在高温拉伸过程中出现再热裂纹的时间很短，必须考虑晶界附近合金元素贫化对开裂的影响。需要说明的是，时效48 h的CGHAZ经过高温拉伸后，未观察到晶界附近区域合金元素的明显贫化，是因为晶界碳化物在时效过程中就已大部分析出，加上时效时间较长，合金元素充分扩散，因此其在晶内与晶界的分布趋于均匀化。

焊态CGHAZ为马氏体+少量贝氏体组织，板条内有高密度位错，晶内只有少量较细小的碳化物，大部分合金元素固溶于基体。在时效过程中，组织逐渐发生回复、再结晶，板条宽度增大，位错密度下降；合金元素脱溶析出，在晶界、板条(亚晶)界及板条内均有碳化物析出。时效超过48 h后，组织转变渐趋稳定。时效所致的初始组织差异会影响到CGHAZ在后续高温拉伸过程中的断裂行为，即对其再热裂纹敏感性产生显著影响。图12为基于实验结果总结的T23钢再热裂纹形成机理示意图。由图12a可以看到，焊态CGHAZ在高温短时拉伸过程中，焊态的马氏体 + 贝氏体板条组织特征仍然明显，晶内虽析出了一些M₂₃C₆和M₇C₃型碳化物，但具有显著沉淀硬化作用的MX相的析出很少，因此晶内强化并不显著；此时晶界析出较多尺寸相对较大的M₂₃C₆型碳化物。晶界碳化物的进一步长大促进晶界弱化，同时碳化物在短时间内的大量析出会导致晶界附近基体合金元素的贫化，形成一个软化区，加剧了晶间的弱化。这时在应力作用下，应变集中于弱化的晶界，碳化物又为孔洞形核提供了场所，因而优先在晶界碳化物处形成孔洞，孔洞进一步发展形成孔洞链，最终形成微裂纹，导致沿晶断裂。上述开裂机制表明，与传统低合金钢再热裂纹大多由晶内强化引起不同，晶界碳化物的析出和长大所致的晶间弱化对T23钢再热裂纹的影响更大。

图12b为时效48 h的CGHAZ的高温拉伸开裂过程示意图。可以看到，经过48 h时效后，回复使板条内位错密度下降，板条尺寸增大，部分多边形化形成再结晶铁素体晶粒；同时包括MX相在内的大量碳化物在晶界和晶内析出，此时MX相虽能产生沉淀强化，但是大量C脱溶析出使基体硬度明显降低(图5)，晶内强度总体下降，故塑性得到明显提升。这种时效后的组织比较稳定，在高温短时拉伸过程中的变化不明显。由于经历了较长时间的时效，时效过程中晶界碳化物析出所消耗的合金元素可以通过晶内的长程扩散得到补充，这样在高温拉伸过程中碳化物的析出速率就放慢或停止，不会再大量消耗晶界附近合金元素，因此晶界合金元素的贫化也得到缓解，晶界附近软化区消失。由于晶内和晶界强度的差别明显减小，在高温拉伸过程中晶界非共格碳化物界面仍然是孔洞形核的主要位置，但部分晶内也会形成孔洞，最后断裂表现为沿晶断裂和穿晶断裂混合模式。根据上述讨论，预先时效降低再热裂纹敏感性的主要原因可以归结为：时效使焊态CGHAZ中的不稳定组织发生转变，碳化物大量析出，降低了硬度，使得高温拉伸过程中造成再热裂纹的晶内强化和晶界弱化因素被消除，晶内和晶界的塑性变形能力均得到提升。

CGHAZ时效前后的组织变化及所引起的再热裂纹敏感性变化证实了文献[21]对T23钢再热裂纹形成机理解释的合理性。要防止T23钢产生再热裂纹，关键是减小CGHAZ在高温拉伸(应力释放)过程中晶内和晶界强度的差异，这一方面要适当降低晶内强化，同时还要提高晶界强度，避免晶界弱化。在钢材成分一定的情况下，它们可以通过时效处理来实现。

实验结果表明，焊态CGHAZ在650℃时效24 h后，其硬度降到250 HB左右(图5)，此时其对再热裂纹不再敏感(图6)。如前面所分析，通过时效处理使碳化物先行析出，避免其在高温拉伸过程中析出，一方面减少了晶内强化，同时也在一定程度上抑制了晶界弱化，从而提高了CGHAZ抵抗再热裂纹的能力。由于碳化物析出和长大会导致硬度降低，因此硬度可以很好地表征CGHAZ在焊后高温回火处理过程中的组织转变程度，从而反映其再热裂纹敏感性的变化。考虑到硬度指标更直观，便于测试，因此在工程上可以用硬度预测不同组织状态CGHAZ对再热裂纹的敏感性。文献[32]研究了未经焊后热处理的T23接头早期失效问题，发现不稳定的脆硬马氏体/贝氏体混合组织在时效(运行)过程中会发生脆化导致脆性蠕变断裂。为了保证运行的可靠性，需要通过焊后热处理改善焊缝组织、降低硬度，建议焊缝和HAZ的上限硬度不超过250 HB。这与本工作得到的CGHAZ对再热裂纹具有抗性的临界硬度相同。从本质上来看，出现在CGHAZ的再热裂纹也是一种蠕变脆性断裂，其与焊缝的蠕变沿晶断裂性质类似，因此在它们组织相似的条件下，有相近的临界硬度。

未经焊后热处理的T23接头在服役超过8000 h后仍可能发生再热裂纹，导致部件失效^[11]。判断服役中的T23接头发生再热裂纹的可能性对锅炉管道安全评定有重要意义。根据Arrhenius方程^[33]可以计算650℃时效条件所对应的服役温度下(500~575℃)的等效时间：

其中，t为时效时间，A₀为常数，Q为激活能，R为通用气体常数，T为热力学温度。最终转换方程为：

其中，t₁和t₂分别为在T₁和T₂温度下的时效时间，激活能Q = 292 kJ/mol。计算结果如表1所示。以650℃时效24 h为判据，可以推断，当T23接头在500℃服役38600 h或在550℃服役2400 h后未检测到再热裂纹，则继续运行发生再热裂纹的倾向不大。需要指出的是，在锅炉服役过程中，T23部件存在应力，其组织演化速率可能高于时效过程，以此判据来判断是偏于安全的。对于服役时间较短，且CGHAZ实测硬度超过250 HB的接头则要高度关注，防止其发生再热裂纹。Vaillant等^[5]提出通过中间热处理工艺(550℃时效1 h)防止T23钢的再热裂纹，根据表1的计算结果，这一措施的加热时间远小于2444 h，因此其降低硬度的效果非常有限，没有消除敏感性的组织，其作用主要是降低焊接残余应力水平。因此该工艺只能防止接头在安装过程中发生再热裂纹，但在运行中受到较大的应力时仍有可能出现再热裂纹。

(1) T23钢CGHAZ焊态组织为马氏体+少量贝氏体，硬度约320 HB；经650℃时效后组织发生回复及再结晶，位错密度下降，亚晶粒(板条)尺寸增大，M₂₃C₆、M₇C₃和MX型碳(氮)化物在晶内、晶界逐渐析出，导致硬度逐渐下降。

(2) T23钢焊态CGHAZ对再热裂纹敏感，650℃时效能明显降低CGHAZ的再热裂纹敏感性；时效超过24 h后，CGHAZ对再热裂纹不敏感；CGHAZ时效后的硬度与再热裂纹敏感性有较好的对应关系，当硬度高于250 HB对再热裂纹敏感，硬度低于250 HB对再热裂纹不敏感。

(3) 焊态CGHAZ产生再热裂纹主要是由于M₂₃C₆在晶界析出长大导致晶界形成软化区，并促进孔洞的形成，减弱了晶间结合力；时效使不稳定的粗晶区组织发生预先转变，碳化物大量析出，基体发生回复与再结晶，降低了晶内强度，同时晶界附近合金元素贫化消除，晶内和晶界强度的差异减小，塑性变形能力明显提升，故再热裂纹敏感性降低。