异种铁素体耐热钢焊接接头在电厂锅炉、管道等高温构件中有较广泛的应用^[1]。在这类接头中，以9%Cr铁素体耐热钢与2.25%Cr铁素体耐热钢的焊接接头较为常见。从目前可见的报道来看，该类接头经常会发生由碳迁移导致的接头过早失效现象^{[1, 2]}。碳迁移发生在焊接以及回火过程中，其中回火过程对碳迁移的影响尤为显著。异种铁素体耐热钢接头碳迁移的结果是在高Cr钢一侧形成富碳区，在低Cr钢一侧形成贫碳区，贫碳区的析出物数量远低于正常母材，故析出物对贫碳区所起到的沉淀强化作用非常有限，该区域往往会成为接头高温持久强度以及韧性的薄弱环节。

接头长期在高温环境下服役，高温环境为析出相的演化提供了热/动力学条件。早期细小M₃C型析出物会演化成为粗大的M₂₃C₆型析出物,并最终演化为M₆C型析出物，而MX型析出物最终会演化成为Z相^{[3, 4]}。粗大析出物与基体的界面往往会成为蠕变空洞、微裂纹的萌生位置，进一步恶化材料性能。

本文以采用2.25%Cr为填充金属、 9%Cr含B铁素体耐热钢为母材的接头为对象，在发现接头碳迁移现象的基础之上，重点研究并讨论了高温时效过程对该接头组织和力学性能的影响；发现含B铁素体钢的晶界与晶内析出物在经历长期高温时效后呈现不同的形态，并对产生这种现象的原因进行了分析。

制作接头的母材9%Cr含B钢板材，板厚 70 mm，填充金属为2.25%Cr，采用深U型坡口、多层多道埋弧焊(submerged arc welding,SAW)填充盖面，母材与焊缝的化学成分见表1。焊接完成后，接头整体进行710 ℃×10 h回火。图1为接头示意图。回火完成后，取下图1中所示的板料A，使其在保温炉中进行470 ℃×3 200 h的时效处理。由于碳迁移发生在9%Cr母材和焊缝之间，故后续的微观组织观察和力学性能测试只围绕该二者界面及其附近区域进行。用Villela试剂腐蚀接头，并在光学显微镜下观察金相组织；将时效前后的接头分别进行电解腐蚀，在扫描电镜(scanning electron microscope,SEM)和透射电镜(transmission electron microscope,TEM)下观察对比时效前后析出物变化的情况；用显微硬度计测量了焊缝与9%Cr母材界面附近区域的硬度分布，压头载荷为25 g，保载时间为5 s。在硬度测试基础之上，借助有限元方法对比了时效前后接头的力学性能。

图 1 焊接接头整体示意图

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图2为母材和焊缝边界附近区域的金相。图2中深色带状区域为由碳迁移形成的富碳区，位于母材热影响区(heat affected zone,HAZ)中；与其紧邻的浅色区域为贫碳区，位于焊缝中。Cr作为碳化物形成元素，可以降低C的活度，故C会从低Cr的焊缝一侧向高Cr的母材一侧迁移^[5]。C除了以固溶原子存在于基体原子间隙之外，大部分以析出物的形式存在，富碳区由于析出物数量远高于基体，在光学显微镜下呈深色，贫碳区则反之。

图 2 接头碳迁移层附近区域金相

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高温时效前后碳迁移区附近的硬度分布情况如图3所示。可以看出，贫碳区的硬度在时效后变化不大，而富碳区的硬度有所增加。时效前后的富/贫碳区中的析出物也呈现出一些差别(见图4)。从图4可以看出，在时效前，富碳区的晶粒内部分布有较多细小的析出物，如图4a中箭头所示；在时效后，这些细小的析出物已经消失不见，这是时效过程中小体积的析出物发生溶解所致，此外还有一些体积较大的析出物发生合并(见图4b中白色圆圈)。对比图4a与4b还可以发现，时效前晶界处的析出物分布并不连续，在时效后晶界处的析出物呈串状连续分布；对比图4c和4d可以看出，贫碳区的析出物在形态、分布以及数目上均变化不大，这是因为贫碳区本身碳含量就很低，高温下析出物演化所需要的碳原子数量不足。

图 3 高温时效前后碳迁移层附近区域的硬度分布

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图 4 时效前后富/贫碳区析出物分布

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上述分析可以解释时效前后的硬度变化：经高温时效后，富碳区由于析出物数量增多，析出物对基体的沉淀强化作用增强，故硬度会提高；而贫碳区由于本身碳原子数量少、导致析出物在时效前后变化不明显，故硬度变化也不明显。

从图2还可以看出，贫/富碳区的宽度在40 μm左右，在焊缝与HAZ之间形成“软硬”结合的夹层结构，这种非均质结构会引起材料力学性能的变化，并且有可能会给材料带来不利的影响^[6]。本文借助有限元手段，计算了这种结构在含有裂纹并受载情况下的塑性应变分布，并将时效前后的结果进行对比，半定量评估了时效对接头性能的影响。

有限元模型以准静态断裂韧度测试所使用的紧凑拉伸(CT)试样为基础，裂纹预制在母材的HAZ中，如图5所示。模型的载荷与边界条件与实际紧凑拉伸试验保持一致；裂纹尖端采用楔形单元，其余部位采用六面体单元；裂纹以seam形式加入，加载过程不考虑裂纹的扩展行为。贫/富碳区由于很窄，其力学性能参数不能通过常规测试手段获得，故在此采用了一种通过硬度来推算材料的弹性模量(E)和屈服强度(σ_s)的方法^{[7, 8]}。根据此方法推算得到的各个区域的力学性能参数见表2。通过试验手段测得的焊缝弹性模量和屈服强度分别约为180 GPa和600 MPa，推算值与之相比，误差分别为 6.1% 和6.7%，在可以接受的范围内。时效之前的计算结果如图6所示，可见裂纹尖端的塑性应变场并非以裂纹为对称轴分布，而是在发生碳迁移的一侧出现塑性应变集中，明显区别于均质材料中裂纹尖端的塑性应变分布，这说明如果考虑裂纹的扩展行为，其扩展路径可能会向贫碳区一侧偏移。

图 5 紧凑拉伸试样的有限元模型

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图 6 裂纹尖端塑性应变分布

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为对比时效过程对接头性能的影响，将图6中白线所示路径上10个节点的塑性应变提取出来，其结果见图7。可见，在贫碳区中出现了塑性应变集中，说明贫碳区可能会在加载中首先出现破坏。经高温时效后，贫碳区的塑性应变进一步提高，说明时效过程对已经存在碳迁移层的接头是不利的。导致这一结果的直接原因是时效后，富碳区强度提高，在受载时其所分担的变形量减小，导致贫碳区变形量增加，从而加剧了贫碳区的破坏。

图 7 时效前后的塑性应变分布对比

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在实际生产中，通常使用过渡层或者使用含Ni焊丝来抑制或者减弱碳迁移的发生^[2]，对于本文讨论的异种铁素体耐热钢焊接接头来说，采用过渡层方案更为合适，这是因为加入过渡层可以降低母材与焊缝之间Cr元素的浓度梯度，即降低了C元素活度梯度，故可以在一定程度上削弱碳迁移程度; 而采用含Ni焊丝主要是针对采用奥氏体焊缝接头而言的，在本文的接头中并不适用。

从目前所见报道来看，产生于HAZ中细晶区中的Ⅳ型裂纹是导致铁素体耐热钢焊接接头过早失效的主要因素^{[9, 10, 11]}。对常规铁素体耐热钢(例如 T/P91,92)来说，细晶区所经历的焊接峰值温度在Ac3附近，在高温短时加热过程中，该区域中的析出物仅发生部分熔化，在后续冷却以及热处理过程中这些部分熔化的析出物会作为后续析出物长大的核心，从而导致细晶区中的析出物体积要明显大于其他区域，尤以晶界处的析出物更为粗大。在受载状态下，粗大的析出物与基体的界面首先发生分离，形成空洞以致发展为微裂纹，形成沿晶开裂。在本文所研究的9%Cr含B铁素体钢中则发现了与常规铁素体耐热钢截然不同的现象。图8为时效前后HAZ细晶区中晶界与晶内析出物的TEM图像。对比图8a与8b可以发现，时效前晶界与晶内的析出物体积相当；对比8c和8d可以发现，经时效后，晶界析出物体积无明显变化，而晶内析出物发生了明显的粗化。以上结果说明，单从析出物形态角度出发，本文所研究的9%Cr含B铁素体耐热钢在经高温时效后其晶界将不会成为首先破坏的区域，这明显区别于常规9%Cr马氏体耐热钢。

图 8 时效前后晶界与晶内析出物的TEM图像

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B在析出物演化过程中发挥着重要作用。作为一种轻质原子，B更容易在基体的晶格间隙中移动，并且受到晶界内吸附作用容易在晶界处聚集；此外，晶界处的位错密度高，而位错也具有吸附轻质原子的作用。在晶界内吸附以及位错吸附双重作用下，晶界的B原子要显著多于晶内^[12]，Abe等的研究结果也支持了这一结论^[13]。

根据Ostwald熟化理论，在一定的热力学条件下，小尺寸的析出物会发生溶解，大尺寸的析出物会长大，这种变化是满足降低系统总体自由能的需要。在固态母相中，析出物的长大，需要有合金原子在其周围富集，其首要条件就是要在析出物周围形成空位，为合金原子的富集提供位置。小尺寸析出物溶解后，部分原子会进入母相原子的间隙中，这样在小尺寸析出物原来位置处会形成一定数量的空位，空位在母相中扩散，并在大尺寸析出物周围聚集，为合金原子在大尺寸析出物周围的富集提供了位置。但是，如果基体中有B原子，由于B原子扩散能力较强，会优先占据这些空位，这样其他合金原子就不能占据空位参与析出物的长大，B原子由此起到延缓析出物长大的作用(详见图9)。结合之前的分析，B原子在晶界处显著多于晶内，因此相比于晶内，晶界处的析出物粗化现象并不明显。以上分析说明，微量B元素的加入可以有效起到强化晶界的作用。

图 9 B原子延缓析出物粗化过程的机理图

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1) C在9%Cr母材与2.25%Cr焊缝中的活度不同，导致其从焊缝迁移到母材，在焊缝中形成贫碳区，在9%Cr母材中形成富碳区，在受载情况下贫碳区会成为接头中首先破坏的部位；

2) 高温时效过程能够进一步加剧贫碳区与富碳区的力学性能差异，进而弱化贫碳区，两个区域中的析出物演化进程是导致这种现象的根本原因；

3) 对本文所研究的9%Cr含B钢来说，B在延缓析出物粗化方面发挥了重要作用，进而强化了晶界，提高接头性能。