摘要
在这快速发展的21世纪，各行各业都在快速的发展，因而对能源的需求在不断呈增长的趋势，特别是电力行业和石油化工行业增加极为明显。则需要更好的设施支持这些行业的发展。因而具有热强性、耐腐蚀的SA-335P91马氏体钢被大量的应用在这些行业。SA-335P91钢具有承受高温、高压力等优点，但也有许多不足的地方。都说成分决定组织，组织决定性能，其SA-335P91钢的组织为马氏体，其马氏体组织就决定P91钢硬而脆的特点，这种硬而脆的特点就导致了P91钢焊接性不好。因而人们就会不断的研究P91钢的焊接工艺，希望优化其焊接工艺，为以后的实际生产带来帮助。本文也对P1钢进行了焊接工艺的研究，通过拟定焊接工艺，然后对P91钢进行焊接性实验和焊接环缝接头实验，最终基本掌握了P91管道焊接工艺。
关键字： 焊接性 焊接工艺 焊接工艺评定
Abstract
Rapid development in the 21st century, the rapid development in all walks of life, and thus the demand for energy continues an upward trend, especially in the power industry and petrochemical industry increased very significantly. You need better facilities to support these industries. Which has a heat resistance, corrosion-resistant SA-335P91 martensitic steel is used in a lot of these industries. SA-335P91 steel to withstand high temperature, high pressure, etc., but there are many shortcomings. Said composition determine the organization, determines performance, the SA-335P91 martensite steel, the P91 steel martensite decision characteristics of hard and brittle, hard and brittle characteristics of this has led to the P91 steel welding not good. So people will continue to study P91 steel welding process, want to optimize the welding process, the actual production for the future to bring help. This article also P1 steel welding technology research, through the development of welding technology, then P91 steel welding experiments and girth weld joint experiments, the final basic grasp of P91 pipe welding process.
Key words: Weldability welding process welding procedure qualification
1 前 言
SA-335P91钢是由美国燃烧工程公司与美国橡树岭国家实验室在9CrlMo钢的基础上，加入少量的v、Nb等元素的基础上研研究开发的，由于其出色的常温性能和650℃以下的优良的持久和蠕变性能、低的线膨胀系数、良好的工艺性、成本低（合金量9.5-11.5％）以及长期高温运行下优异的组织稳定性，使它得以一枝独秀地得到迅速推广与发展[1]。近几十年来, SA-335P91钢在欧美和日本等国被广泛地应用于电站及石油化工行业，。我国于1987年开始引进使用这种钢，并已在十几个电厂中得到应用[2]。SA-335P91钢是一种改进型的9Cr-1Mo高强度马氏体耐热钢， 与传统的Cr-Mo耐热钢相比, 具有高温强度高、抗蠕变性能和抗氧化性能
[3]
好等优点。SA-335P91钢不仅可以提高设备使用的安全性, 而且还能有效降低设备的重量, 减少材料的用量, 并为设备的安装、焊接、检验和检修带来极大的便利。
SA-335P91马氏体钢有着良好的抗氧化性和耐热性，广泛被应用到大型火力发电站机组建设中[3]。但 SA-335P91属于马氏体耐热钢，而马氏体耐热钢在焊接过程中会出现接头脆化、软化和冷裂纹等各种问题。由于SA-335P91钢在我国电站锅炉中应用时间短，锅炉制造和现场安装单位对的SA-335P91焊接工艺特点掌握不够、研究得也比其它成熟钢种少，因此对SA-335P91焊接、热处理的特点都需要在施工过程中摸索和完善。
为保证P91钢管道的焊接接头质量和性能满足要求，必须根据P91钢的焊接特性进行焊接工艺研究，并进行相应的焊接工艺评定试验验证工艺的正确性，以此作为工厂制造、现场安装中焊接施工的依据。或者对SA-335P91马氏体钢管道现行焊接工艺不足的地方进行改进和优化，以提高焊接接头质量和性能，减少缺陷的发生。因此，研究SA-335P91马氏体钢管道焊接工艺有着极其重要的意义。
2 SA-335P91钢的成分及性能
2.1 SA-335P91钢材的化学成分(表2-1)
SA335-P91钢是一种改良型的9Cr-1Mo马氏体钢种加入V、Nb等合金元素，具有良好的抗高温氧化和抗蠕变性能[3]。P91钢金棚组织和亚结构的不同导致其力学性能的差异。淬态马氏体回复为破碎的、晶粒细小的回火马氏体组织。优于同复为位向明显、板条粗大的回火马氏体组织。亚结构上表现为淬态马氏体适当回复、多边形化。并析出细小弥散分布的碳化物和高密度分布的位错网，可保证P91钢具有良好的热强性。由下面表2-1的SA335-P91钢的化学成分可知，C、S、P含量低，纯净度很高，但也可以看出，除了C、S、P含量很低外，其他的Mn、Cr、Mo的含量很高，其合金含量高达10%以上，属于高合金钢，因而SA335-P91钢的强度很高，但韧性很差。
表2-1 SA335-P91钢的化学成分
C
Mn
P ≤
S ≤
Si
Cr
Mo
V
[4]
N Ni ≤
Al ≤
Nb 0.06～0.10
0.08～0.30～0.12
0.20～8.0～0.85～0.18～0.03～
9.50
1.05
0.25
0.07
0.60 0.020 0.010 0.50
0.40 0.04
2.2 SA-335P91钢的常温力学性能（表2-2）
表2-2 SA335-P91钢的常温力学性能
σb(Mpa) ≥585
σ0.2(Mpa) ≥415
δ(%) ≥20
[5]
AKV(J) ≥41
硬度HB ≤250
SA-335P91钢属于马氏体耐热钢，有着较好高温持久性能，同时由于P91钢有着很强的强度，因而可在高压高温下运行使用，在现在的火力发电厂以及管道得到很好地应用。由表2-1可以看出，P91钢中合金元素含量很高，因而从高温慢慢冷却过程中，合金元素就会固溶于铁素体基体中，导致形成过饱和，从而晶格发生一定的畸变。P91 铬含量为8.0%—9.50%，鉬的含量为0.85%—1.05%，与一般的Cr-Mo耐热钢相比，SA-335P91钢耐氧化性和高温腐蚀性能与9%Cr钢比较相似，但比一般的耐热钢有着更好的高温强度，也可以说是热强钢，及在高温下又既有一定抗氧化性，又有一定的高温强度。由表2-2可以看出，SA-335P91马氏体钢的抗拉强度大于等于580Mpa，屈服强度大于等于450Mpa，这说明了在拉伸试验过程首先发生屈服然后断裂，也可以看出SA-335P91钢在常温下强度较高、屈强比较大。
SA-335P91马氏体钢的伸长率为20%，在材料力学中一般伸长率δ＞5%的材料称为塑性材料，因而SA-335P91钢有一定的塑韧性，可以归结为为塑性材料；冲击吸收功AKV为41J，材料韧性也较好；SA-335P91钢的硬度小于等于250HB，硬度不高。
由表2-1化学成分和表2-2室温力学性能可以看出SA-335P91的综合力学性能较好，
但由于元素较多、总含量较高，材料淬硬性和淬透性也高，因而在焊接过程中要注意由于合金元素含量过高对焊接接头力学性能的不利影响。
2.3 SA-335P91马氏体钢高温力学性能
SA-335P91马氏体钢的力学性能不能只简单地用常温下短时的拉伸应力-应变曲线来评定，要充分考虑SA-335P91马氏体钢在实际应用的环境[6]。由于SA-335P91马氏体钢是长时间工作在高温，因而还得考虑在高温下的力学性能，不管是常温力学性能还是高温力学性能，其归根结底取决于材料的成分和组织。SA-335P91马氏体钢合金含量高达10%以上，因此在焊接后冷却过程中很容易出现马氏体等淬硬组织。SA-335P91钢在高温中表现出高的强度的原因主要有一下因素：
（1）Cr的含量比较高
Cr会在晶界形成致密的钝化膜，同时钢中还含有Al等元素，也可形成致密完整的氧化膜来防止SA-335P91马氏体钢发生氧化。因而SA-335P91钢在高温下表现较好的抗氧化性。
（2）含Ni、W、Mo等元素
Ni的存在稳定马氏体的基体相，W、Mo起到固溶强化作用，提高了原子间的结合力。 （3）含有V、Ti、Nb
V、Ti、Nb是强碳化物形成元素，它们与碳形成（MC、M6C、或M23C6[7]）等碳化物，成为的第二相，从而增强SA-335P91钢的强度。
（4）含有微量的B
微量B的存在可以减少晶界和强化晶界，提高了晶界强度和高温组织稳定性。 SA-335P91的在高温条件下会发生蠕变现象，也就是在高温长时间载荷作用下会发生缓慢而连续的塑性变形，使管径逐渐增大，但塑性显著下降，缺口敏感性增加，往往出现脆性断裂现象[6]。
SA-335P91马氏体钢的高温性能也会受到合金的化学成分、冶炼工艺、热处理工艺、晶粒度等因素影响[6]。P91钢的合金成分基本固定，所以合金成分因素影响很小；冶金工艺对其影响因为至关重要，SA-335P91马氏体钢中含有微量的S、P元素，如果冶金工艺不行，就会使S、P有害元素增多，在焊接冷却过程中就会形成液态薄膜，减弱晶界之间的结合能力，从而导致P91高温性能下降；最后就是晶粒度的影响，焊后如果在高温停留的时间过长，就会使晶粒增大，就会导致SA-335P91马氏体钢韧性和塑性下降。这每一个方面都会导致P91钢的高温力学性能受到影响。
2.4 物理性能
SA-335P91为马氏体钢，材料硬度较高；其热导率、线膨胀系数均比奥氏体钢小。这些物理特点使这种材料高温工作时管壁内外温差小、热应力低，不仅提高了热交换系数、且使材料在同样工况下比不锈钢的热疲劳更好。
SA-335P91物理性能见表2-3。
表2-3 SA-335P91钢的主要物理性能
温度
℃ ℉ GPa
3
[8]
20 68 218
50 122 216
100 150 200 250 300 350 400 450 212 302 392 480 572 662 752 842 213 210 207 203 199 195 190 186
弹性模量 平均线 膨胀系数 比热容量 比重 热传导性
10ksi 31.6 31.3 30.9 30.5 30.0 29.5 28.9 28.3 27.0 27.0 10/℃ 0.0 10.6 10.9 11.1 11.3 11.5 11.7 11.8 12.1 12.1 10/℉ 0.0 J/kg K 440 X10kg/m7.77 W/mK
26
3
-6-6
5.9 460 26
6.1 6.2 6.3 6.4 6.5 6.6 6.7 6.7 480 490 510 530 550 570 630 650 27
27
28
28
28
29
29
29
3 SA-335P91钢焊接性分析
钢的焊接与其所含的化学成分有着很大的关系，成分决定了性能，钢的化学成分不同，其焊接性也有一定的不同，从而可以根据SA-335P91钢的化学成分来分析其焊接性。但焊接性也分为工艺焊接性和使用焊接性有所不同，两者有所不同，具体的分析下文会进行详细的分析。
3.1工艺焊接性分析
3.1.1焊接热裂纹及其影响因素
焊接热裂纹主要有结晶裂纹和液化裂纹两种形式。结晶裂纹是在结晶后期，由于低熔点共晶形成的液态薄膜削弱了晶粒间的联系，在拉应力作用下发生开裂的裂纹[9]；液化裂纹是指近缝区或多层间部位在热循环的作用下被金属重新熔化，在拉伸力的作用下沿奥氏体晶界开裂的裂纹[9]。而焊接生产过程当中我们常遇到的热裂纹主要是结晶裂纹，因而接下来具体分析下SA-335P91马氏体钢产生结晶裂纹可能性的高低及结晶裂纹产生的影响因素。
SA-335P91马氏体钢要产生结晶裂纹的原因是液态薄膜的产生以及拉伸应力的共同作用，而液态薄膜的产生与P91钢中S、P杂质元素有关，这些杂质元素与钢中的其他元素相结合形成低熔点共晶。这些形成的共晶熔点低，在焊后冷却过程中，熔点高的先凝固，而这些低熔点共晶后凝固，在焊缝金属凝固的后期，低熔点共晶就被排挤在柱状晶交遇的中心部位，没有后续的液态金属进行补充，则会形成所谓的“液态薄膜”[9]。在焊后冷却过程中由于收缩而受到拉应力，这时焊缝薄膜就成为薄弱地带，因此液态薄膜是产生结晶裂纹的内在原因，而拉伸应力就是产生焊接结晶裂纹的必要条件[9]。
其实产生结晶裂纹的影响因素很多，但是从其本质来看的话，可以归纳为以下两个方面：冶金因素和力学因素。
（1） 冶金因素的影响。
结晶裂纹倾向的大小随着结晶区间的增大而有所增大，随着合金元素的增加，脆性温度区间和结晶温度区间都增大[9]。因而说明了产生焊接结晶裂纹的倾向增加，但不是一直增加，当钢中合金元素的含量到达某一点时，随着钢中合金元素含量的增加，其脆性温度区间和结晶温度区间反而减少[9]。当然，合金元素对焊接结晶裂纹的影响很复杂，因为SA-335P91马氏体钢中不止一两种合金元素，合金元素之间可能相互影响。下面就来对SA-335P91马氏体钢中合金元素对结晶裂纹影响做一个简单的分析。
① S、P等杂质元素
S、P与Ni、Fe可以形成低熔点共晶（Fe+FeS 988℃、Ni+Ni3S2 645℃），会导致在焊后熔池结晶过程中形成液态化薄膜；同时这些杂质元素的存在还会引起偏析，其元素具体的偏析度可以用下面的公式表达（公式3-1）：
K=[A]?[B]×100% [9] (3-1) [C]K-----元素的偏析系数（%）[9]
[A]-----开始结晶轴上某元素的质量百分浓度（%）[9] [B]-----最后结晶轴上某元素的质量百分浓度（%）[9]
[C]-----某元素在液相时的原始平均质量百分浓度（%）[9] ② C、Mn的影响
C是影响焊接裂纹的主要元素，碳元素的增加还能改变初生相，初生相可由铁素体相转化为奥氏体相，而S、P等杂质元素在铁素体和奥氏体的溶解度不一样，这样就会对焊接结晶裂纹的产生有影响。然而P91钢中的锰具有脱硫的作用，锰能置换FeS为MnS，同时也能改善硫化物的分布状态，使薄膜状FeS改变为球状分布，从而提高了焊缝的抗裂性。钢种的不同，也会导致其Mn/S的比值也就不一样，由表2-1看以知道SA-335P91钢中碳含量为0.08%～0.12%，锰含量为0.30%～0.60%，硫含量小于等于0.010。当C≥0.1%时，要满足Mn/S≥22时才能有效的防止硫引起的结晶裂纹[9]。而SA-335P91的Mn/S=0.30/0.010=30＞22，由于锰元素的含量可以有效的抑制硫的有害作用，所以SA-335P91的结晶裂纹倾向不大。
③Ni元素的影响。
镍元素易和硫形成低熔点共晶（Ni+Ni3S2 645℃[9]），增大材料结晶裂纹倾向。 （2） 力学因素的影响
焊接过程中，会在焊接接头中生产焊接残余应力。在力的作用下，会产生塑性变形。当焊缝结晶时脆性温度区间内的塑性小于其金属所能承受的拉伸应变时，焊接接头就会产生焊接结晶裂纹[9]。
可以通过热烈敏感系数HCS来衡量材料的结晶裂纹倾向，计算公式见下（公式3-2）：
C?[S?P?(Si/25?Ni/100)]HCS=×103 [9] （3-2） 3Mn?Cr?Mo?V 将表2-1中SA-335P91的各元素含量带入公式3-2得出： 0.1?[0.01?0.02?(0.3/25?0.4/100)] HCS=×103 3?0.45?9.0?0.2?9.0 =0.235＜4 HCS----热裂纹敏感系数
当HCS小于4时，材料结晶裂纹倾向较小，因而SA-335P91马氏体钢产生热裂纹的可能性很小。实际焊接生产过程中，施工的焊接工艺、焊件本身的刚度或拘束度、焊缝坡口等对焊接热裂纹都有一定的影响[9]。所以在焊接时特别是根部焊缝焊接时应采用小的线能量、适中的焊接速度、较大的焊缝成型系数，以防止结晶裂纹的产生[9]。
3.1.2 再热裂纹
再热裂纹多发生在厚板结构焊件，以及钢内含有沉淀强化合金元素的钢材，钢结构在一定的温度下或在进行消除应力热处理过程中，会在其焊接热影响区的粗晶区间发生裂纹，这就是在热裂纹。然而我们在判断一个钢种是否会发生在热裂纹时，我们可以由四个方面去判断，即沉淀强化元素、粗晶区、应力集中、温度区间。
判断某一钢是否发生再热裂纹很容易，但弄清楚的发生再热裂纹的机理却不是那么的容易，因为再热裂纹发生的机理目前有几个理论，人们对其存在着不同的看法。主要有晶内二次沉淀强化理论、晶界杂质析集弱化理论、蠕变断裂理论。下面就对每一个理论作具体的分析[9]。
（1）晶内二次沉淀强化理论[9]
由表2-1的SA-335P91钢的化学成分表的得知P91钢中含有的铬、铌等碳、氮化物形成元素，这些碳化物、氮化物在二次加热在热处理时，这些原来固溶在晶内的碳化物、氮化物从晶内析出，这样一来强化了晶内，当应力松弛时产生的变形就集中在晶界，当晶界的塑性不够时，再热裂纹就此产生。同时通过建立的经验公式来评估SA-335P91钢的再热裂纹的敏感性[9]。
△G=Cr+3.3Mo+8.1V-2[9] （3-3） 将表2-1中的元素含量百分比带入公式（3-3）中得： △G=9.0+3.3×0.9+8.1×0.20-2=11.59% △G＞0，易裂。 △G1= Cr+3.3Mo+8.1V+10C-2[9] （3-4） 将表2-1中的元素含量百分比带入公式（3-4）中得：
△G1=9.0+3.3×0.9+8.1×0.20+10×0.1-2=12.59% △G1＞2，易裂。 PSR=Cr+Cu+2Mo+5Ti+7Nb+10V-2[9] （3-5） 将表2-1中的元素含量百分比带入公式（3-5）中得：
PSR=9.0+0.0+2×0.9+5×0.0+7×0.08+10×0.2-2=11.36% PSR＞0，易裂。 （2）晶界杂质析集弱化理论
晶界杂质析集弱化理论是指再热裂纹产生的原因是SA-335P91钢中存在S、P等杂质元素，在500-600℃热处理时这些元素会向晶界析集，这样一来就降低了晶界的塑性变形能力，当再热过程接头应力松驰晶界变形量大于晶界本身的塑性变形能力时，就会产生再热裂纹。
（3）蠕变断裂理论
SA-335P91钢在高温环境长时间的服役。会发生蠕变。其蠕变的机制有两种，分别为空位聚集产生开裂和应力集中产生的锲形开裂。应力集中产生的锲形开裂是发生在三晶粒的交界处产生了应力集中，当其产生的应力超过三晶粒晶界之间的结合能力时就会发生开裂[9]。其锲型开裂的模型见下图的图3-1。而空位聚集产生开裂的原理是当空位与其应力方向垂直并且数量达到一定的程度是，其晶界的结合面就会被破坏。当应力一直作用时，就会形成裂纹。其空位聚集产生开裂的模型见图3-2。
[9]
图3-1锲型开裂的模型
[9]
图3-2 空位聚集产生开裂的模型
[9]
由于有几个理论来分析再热裂纹，但是也不够全面，因为影响产生再也裂纹的因素太多，比如冶金因素和焊接工艺因素的影响，因此可以通过建立的产生再热裂纹临界应力的公式进行简单的分析。
σcr=（20.7-4.25CSR-4.7）×9.8[9] （3-6） CSR=32C+0.5Cr+Mo+11V[9] （3-7） 将表2-1中的元素含量百分比带入公式（3-7）中得： CSR=32×0.1+0.5×9.0+0.9+11×0.20=10.8% 然后将所算得的值带入公式（3-6）得：
σcr=（20.7-4.2510.8-4.7）×9.8 =110（N/mm2） 当σ≥100时，发生开裂，既要发生开裂。 σcr-----产生再热裂纹临界应力（N/mm2）[9] σ------P91管的实际拘束应力
[9]
3.1.3 热影响区的软化
SA-335P91马氏体耐热钢的供货状态为正火＋回火，即调质处理。其规范为正火1050℃+回火760℃[1]。焊接时，焊接热影响区的温度T如果在T回＜T＜Ac3这个范围内将会产生软化现象。焊接时，细晶热影响区所经受的温度稍高于AC3，临界热影响区所经受的温度在AC1～AC3之间，处于这一温度区间的金属发生部分奥氏体化，沉淀强化相在这一过程中不能够完全溶解在奥氏体中，在随后的热过程中未溶解的沉淀相发生粗化，造成这一区域的强度降低。软化相对较短时高温拉伸强度影响不大，但会降低持久强度，
长期高温运行后，在软化区会产生Ⅳ型裂纹。焊接线能量、预热温度对软化带影响较大。焊接线能量不宜过大，预热温度不能过高。软化区宽度越窄，其拘束强化作用越强，软化带的影响越小。
3.1.4 冷裂纹
SA-335P91钢的合金含量很高，高达百分之十以上，属于典型的高合金钢，而且P91钢的供货状态为：为正火＋回火，即调质处理。其规范为正火1050℃+回火760℃作为最终热处理状态交货[1]。其金相组织是回火马氏体，焊接后如果不进行相应的后热处理，就会产生脆硬的马氏体组织，因而具有很大的淬硬倾向，对焊接冷裂纹很敏感。
冷裂纹形成机理主要由钢种的淬硬倾向、焊接接头含氢量及其分布、以及接头所承受的拘束应力状态是高强钢焊接时产生冷裂纹的三大主要因素[9]。当三大因素共同作用时就会产生冷裂纹。冷裂纹是在焊接后较低的温度下现的一种裂纹，通常在焊后经过一段时间才出现的宏观裂纹。SA-335P91马氏钢产生冷裂纹的主要受到下面三个方面的影响。
（1）SA-335P91钢结构的拘束应力
高强钢焊接时，产生延迟裂纹不仅决定于组织本身的淬硬度和氢的有害作用，还决定焊接接头所处的应力状态。大量生产实践和研究证明，焊接时主要产生3种应力：①焊接接头受不均匀加热和冷却产生的热应力[9]；②金属相变时体积变化而引起的组织应力[9]。③结构自身拘束条件所造成的应力[9]。它们的共同作用的结果是产生冷裂纹的重要因素之一。因而在焊接过程中要合理的进行焊接，在焊接接头进行装配焊接时，不能用过大的拘束应力。坡口的角度要加工合适，从而减小焊接过后金属相变体积变化所产生的拘束应力。
（2）焊接接头的脆化
焊接头的脆化主要是由淬硬组织和过热区晶粒粗大引起的。粗晶组织的形成是由于SA-335P91马氏体钢在焊接完成后在高温的停留时间过长,导致奥氏体晶粒长大,然后在冷却下来形成了粗大的马氏体组织, 从而降低焊接接头的韧性；此外，焊接接头在经受焊接热循环的高温时，特别是在过热区温度超过1100℃时，起弥散强化的氮、钒碳化物会发生分解，焊后在快速的冷却速度下，这些碳化物来不及重新的结合在一起，因而全都固溶于基体中，导致基体相产生过饱和；还有，由于合金元素量大，提高了材料的淬硬性和淬透性，在焊后快速冷却时，接头热影响区会出现马氏体等淬硬组织。这些因素导致SA-335P91马氏体耐热钢钢焊接接头脆化，故在焊接过程中应使用合理的焊接工艺（如适当的预热温度降低冷却速度防止淬硬组织的产生或减少组织的淬硬程度；较低的层间温度和热输入减少过热区过热程度和宽度，以减少晶粒粗大程度和粗晶区的宽度等）防止接头脆化。
(3) 扩散氢的作用
氢主要来源于焊接材料含水量、工件表面和焊丝表面油污与铁锈、空气湿度[9]。在
焊接高温下，这些氢就溶解于熔池之中，然而在焊接后的冷却过程中，氢的溶解度下降，氢极力逸出，但由于焊后冷却速度过快，这些氢来不及逸出而大量保留在焊接接头之中，从而使焊缝的氢过饱和。氢在不同的钢中扩散系数和溶解度不一样，在奥氏体扩散系数最低，仅为2.5×10-7（cm/s）[9]，但溶解度最好；氢在马氏体的扩散速度较大但溶解系数最低，即氢在马氏体中最容易出现过饱和而使马氏体变得脆而硬，因而马氏体对氢很敏感。其氢导致热影响区延迟裂纹的原因是当焊缝中奥氏体转变为铁素体、马氏体等组织时，氢的溶解度急剧的发生下降，但是在其铁素体等组织中氢的扩散速度很快，因此就会很快的从焊缝的熔合线向焊接热影响区的奥氏体扩散[9]。由于氢在奥氏体中扩散速度慢，不能快速向母材中扩散开去，当这些富含氢的奥氏体发生马氏体转变时，这些氢就以过饱和的状态残留在马氏体中[9]，这样一来就会导致产生根部裂纹或者焊趾裂纹。
（4）SA-335P91钢的淬硬倾向
由表2-1中P91化学成分看以看出，虽然P91钢的碳含量较低，但其他合金元素含量很高，这些合金元素就会固溶于铁素体基体中，晶格发生较大畸变，从而导致SA-335P91钢表现出一定的硬度，表现出一定的淬硬倾向。淬硬倾向主要取决于钢的化学成分，其中碳元素的作用较为明显，要想用数字来说明SA-335P91钢具有多大的淬硬倾向，可以将钢中的合金元素转化成碳对SA-335P91钢的淬硬性的作用，通过碳当量公式可以大致估算一下SA-335P91马氏体钢的冷裂纹敏感性。通常碳当量越高，冷裂纹敏感性越大。因此可以对P91钢进行碳当量详细计算。从而来确定SA-335P91马氏体钢冷裂纹敏感系数的大小，同时淬硬倾向的大小可也以通过焊接热影响区连续冷却组织转变图或SA-335P91的连续冷却组织转变图（CCT）来进行分析，CCT见图3-3。
①冷裂纹敏感系数Pcm
下面就来对SA-335P91马氏体钢的碳当量进行详细的计算，通过日本IL委员会利用插销实验建立的碳当量公式来计算SA-335P92钢的冷裂纹敏感系数[9]，其计算工艺见公式（3-8）。
Pcm=C+
SiMn?Cu?CrNiMoV+++++5B [9] （3-8）
2060151030Pcm ---冷裂纹敏感系数[9]
①----公式中的元素符号表示该元素的质量分数[9]
由表2-1可以知道各元素的含量,将其带入公式(3-8)中得
0.25..0.45?0?9.000.200.950.20?????5X0.00 Pcm=0.1?3020601510 =0.665%
因为Pcm＞0.2%，说明SA-335P91具有较大的冷裂纹倾向。 ②连续冷却组织转变图（CCT）
图3-3是SA-335P91钢连续冷却组织转变图（CCT）。根据图3-3可以看出从奥氏体
温度冷却到室温，在比较宽的冷却速度范围，奥氏体组织完全转化为马氏体组织；SA-335P91钢的晶粒度随着冷却时间的增加，晶粒度越来越大。马氏体的最大硬度小于213HV（若真如此，马氏体硬度就不大了，重新查一下）。马氏体的开始转变温度Ms大约在400℃左右、马氏体准转变结束点Mf为100℃左右。
图3-3 SA-335P91钢连续冷却组织转变图（CCT）
3.2使用焊接性
3.2.1持久强度下降（使用寿命下降）
由于SA-335P91马氏体耐热钢长时间在高温服役,不同于常温条件下工作，在高温同时有蠕变和疲劳破坏。蠕变破坏是一种低塑性断裂，其断裂时的塑性变形小，往往为脆性断裂[6]。在实际生产过程中P91钢使用寿命比通过做实验所得到的使用寿命小，从而使用寿命出现下降。因此当我你们设计SA-335P91马氏体耐热钢的使用寿命时，要高于实验所得的寿命才行，这样才能满足要求。高温工作时，由于内外壁温不同，造成内外热应力不同；且由于锅炉频繁启动和停止、运行参数的波动也会带来应力变化。由于这些原因就可能造成SA-335P91疲劳，由疲劳破坏也会使使用寿命下降。
3.2.2 IV裂纹
IV裂纹主要出现在焊接热影响区细晶区，是一种蠕变开裂，多发生在9%～12%Cr高等级耐热钢中，对一些在高温服役的厚壁管道更加容易出现IV裂纹[10]。
IV裂纹的产生原因在于P91的显微组织和应力状态，裂纹的全貌周围蠕变空洞和蠕变小裂纹形貌加下面图3-4。
从图3-4可以看出其裂纹中间宽，两边窄，其周围有密集蠕变孔洞及蠕变小裂纹，这就是IV裂纹的典型特征[11]。
IV裂纹的开裂与冶金因素有关，这是因为在焊接热循环作用下，晶粒再结晶形成的。由于焊接热循环中温度升高快，焊件被迅速加热到Ac3以上，在快速的升温过程中碳化物未能溶解，当再进行后热处理时，这些未能溶解碳化物晶粒长大，从而发生晶粒粗化。同时蠕变前的高密度位错在发生蠕变后全部消失，这样就导致了组织软化。
。
（a）低倍金相照片
[11]
（b）背散射电子像
[11]
图3-4 裂纹的全貌周围蠕变空洞和蠕变小裂纹形貌
4 SA-335P91钢焊接工艺
本实验所用的SA-335P91马氏体耐热钢规格为φ508×45mm,从而根据这个规格P91的焊接工艺。
4.1焊接方法
焊接方法采用钨极氩弧焊(TIG)+焊条电弧焊（SMAAW）,但是不采用埋弧焊，因为SA-335P91管道的规格为φ508×45，厚度比较大，不适宜采用填充量大的埋弧焊进行焊接，因为焊接热输入大，焊后在高温的时间停留较长，就会使奥氏体晶粒发生粗大，在冷却过程中只会得到粗大的马氏体，这样会对管道的焊接接头整体的力学性能。对于这种厚度较厚，采用多层多道焊，采用钨极氩弧焊进行打底，因为这样线能量较低，不会焊穿，剩余的采用手工焊条电弧焊进行填充，这样的焊接方法才会使焊接接头有较好整体性能。
4.2 焊前准备
（1）SA-335P91管道的下料。由于SA-335P91马氏体钢的铬含量较高，当采用火焰切割时钢的表面就会形成难熔而且粘度大的铬氧化膜，不容易切割，因而需要采用机械方法进行切割，可以采用等离子切割机进行切割，当要留3～5mm加工余量，这样切料完成后就可以将其硬化层清除掉[12]。
（2）破口加工。
SA-335P91管道采用单面U型焊接坡口, 采用单面破口是因为所焊焊件为管子，采用双面焊很难，且不方便操作，综合各种原因选择单面坡口。采用U型是因为管壁厚为45mm，厚度较大，采用这样的坡口形式更为容易焊透，而且可以减少熔敷金属填充量，其具体的坡口设计见(图4-1)
图4-1 U型坡口设计
（3）焊前清理。在焊接之前要将坡口内外的两侧20mm内的区域表面进行加工，清
除破口附近的油污及铁锈，同时也要注意在打磨的时候不能损坏坡口角度及钝边的尺寸，这样会给将来的焊接造成一定的困难。
（4）焊接电源的选择
焊接电源：电源采用直流电，钨极氩弧焊焊接时采用正接法，焊条电弧焊时采用反接法。
4.3焊接材料
焊接材料的选用应该选用与母材化学成分相近的材料，即具有耐高温强度及耐腐蚀的焊接材料。同时应该对焊条进行烘干，因为焊接材料在空气中长时间放置会吸潮，这样一来会使氢的含量增加，影响焊接工艺，因而焊条需要进行烘干。SA-335P91马氏体钢在高温长时间服役有一定好处，保证焊缝熔敷金属高温的蠕变性能等，这是选择焊接材料时所必须要注意的。其焊接所需的钢管为日本住友金属提供的SA一335P91钢。
SA-335P91马氏体钢管道所以用焊材来源于两个国家（美国和德国），焊条为美国的E9015-B9，焊丝为德国的SG-10CrMoVNb91[12]。具体焊接材料的产品类型、美国ASME/AWSASME/AWS和欧洲BS-ENBS-EN标准如表4-1。
表4-1 SA-335P91钢焊接所用的焊接材料
产品类型 TIG焊丝 手工电弧焊条
AWS and BS EN SG-10CrMoVN E9015-B9
美国生产的E9015-B9焊条为碱性焊条氢气含量小于4ml/100g；一般的含氢量为2～3ml/100g，属低氢型的碱性焊条，但是不管属于什么类型的焊条都要进行烘干，而且烘干之后还得在保温箱内100～150℃[11]进行保温储存，这样便于在焊接时更加方便使用。
SA-335P91钢焊接所用的焊接材料（TIG焊丝和手工电弧焊条）的化学成分（质量分数）见下面表4-2。
表4-2 SA-335P91钢焊接所用的焊接材料化学成分
[2]
元素 焊丝 焊条 元素 焊丝 焊条
C 0.75 0.10 Mo 0.91 1.05
Si 0.22 0.24 V 0.22 0.02
Mn 0.32 0.62 N 0.036 0.04
P 0.005 0.009 Al 0.005 0.007
S 0.006 0.006 Nb 0.05 0.05
Cr 8.72 9.03 Cu 0.04
Ni 0.71 0.73
从上表中可知所用焊条及焊丝所含的合金元素种类和合金含量质量分数，有一个共同的特点就是焊材中铬含量基本上和SA-335P91马氏体钢中所含铬含量差不多，而且都是高合金，合金成分高达百分之十以上，这是为了时焊缝与母材有着相近或者相同的力学性能。
4.4焊接工艺参数
4.4.1预热
预热的主要目的就是为了减慢焊接冷却速度，从而使得到的组织性能较好，同时也有助于扩散氢有足够的时间逸出，从而可以防止冷裂纹产生。但是预热的温度不能太高，如果预热温度过于高，就会在高温停留时间过长，奥氏体晶粒就会长大，逐渐冷却下来就会产生粗大的马氏体组织。因此要采用较小的焊接参数，以较少在高温的停留时间。其实可以通过简单的计算来初步确定预热温度T0，预热公式见下面的公式4-1。
[H]R?Pw= Pcm+ [13] （4-1） 60400000R=Kδ [13] (4-2)
板厚为45mm，其扩散氢含氢量为2-3ml/100g。由第三章的公式（3-8）可以直接得出Pcm为0.665%，然后将其带入公式（4-1）中得：
3400?45Pw=0.665+?=0.76 （4-3）
60400000由于坡口形式是采用的U型坡口，因此采取的预热温度如公式（4-4） T0=1330Pw-380℃[13]=1330×0.76-380=630℃ （4-4） T0 ---预热温度（℃）[13]
K----板厚拘束度系数（N/mm2.mm）[13] R----拘束度（N/mm.mm）[13]
δ -----管道的壁厚（mm）[13]
{H}----扩散氢含量（ml/100g）[13] Pw---裂纹敏感指数[13]
通过计算的预热温度值比较高，但这只是简单的计算而已，还得通过斜Y坡口焊接裂纹实验和插销冷裂纹实验来确定防止产生冷裂纹的预热温度。
（1）斜Y坡口焊接裂纹实验
试样的制备。试样坡口的机械加工，同时采用点固焊在试件的两端60mm内焊接，斜Y型坡口焊接裂纹试验应根据GB4675.1《焊接性试验斜Y型坡口焊接裂纹试验方法》中的规定进行[1]。
实验的条件 实验钢板：δ=45；
实验焊条：E9015-B9，φ4.0； 焊接规范：I=165±5A，U=24±1V； 焊接速度：150±10 mm/min；
同时要注意试板的根部间隙要控制在合理的范围内，选取8副试板，分别在26℃、70℃、100℃、105℃、155℃、212℃、249℃、305℃预热条件下各焊接一副试板。
试板在焊接后放48h后用着色探伤方法来检验表面裂纹，从而计算出表面裂纹率，然后用带锯沿焊缝横着锯开。经腐蚀后观察其断面裂纹，最后计算出断面的裂纹率。
①表面裂纹率Cf。表面裂纹率可以根据公式（4-5）计算 Cf=
? lf?100%
L[7]
（4-5）
[7]
?lf-----表面裂纹长度之和（mm）
L------实验焊缝长度（mm）[7]
②断面裂纹率Cs。用机械方法在实验焊缝上截取4-6块试样，根据公式计算出断面裂纹率，如公式（5-2）。
Cs=
?Hs?100%
?H[7]
（4-6）
[7]
?Hs------断面裂纹深度总和（mm）
?H-------断面焊缝最小厚度的总和（mm）
Cf=
[7]
③根部裂纹率Cf计算。按根部裂纹率公式计算，如公式（4-7）。
?lr?100%
L[7]
（4-7）
[7]
?lr-------根部裂纹长度之和（mm）
4-3。
实验结果根据前面的检测和计算，其斜Y型坡口焊接裂纹实验条件及结果见下面表
从下面表4-3可以看出预热温度在100℃以下时出现了裂纹，特别是当预热温度为26℃时，表面裂纹率和根部裂纹率都为百分之百。当预热温度大于等于100℃时，其表面裂纹率和根部裂纹率均为零。因此可以看出，SA-335P91钢只要预热温度为100℃时就可以防止裂纹了。
（2） 插销冷裂纹实验
试样的制备。插销冷裂纹试验的试件尺寸、形状及试样制备、试样加工、试验条件和试验过程均需按GB9446《焊接用插销冷裂纹试验方法》中的规定进行[1]。按照这一要求加工插销试棒。
实验的条件
插销试样：来自于SA-335P91钢管车制形成[1]； 插销钢板：16Mn[1]，规格200×300mm[1]，δ=22mm[1]； 实验焊条：E9015-B9，φ4.0；
焊接规范：I=150±10A，U=23±1V； 焊接速度：150±10 mm/min；
焊前对SA-335P91钢不预热、预热200℃、预热250℃和预热300℃及进行后热处理和焊后不热处理的情况下进行试验。
表4-3 斜Y型坡口焊接裂纹试验条件及结果
[1]
试样号 材料 预热温度环境温度(℃) (℃) A B C D E F G H P91 P91 P91 P91 P91 P91 P91 P91 26 70 100 105 155 212 249 305 26 28 26 28 28 26 30 30 根部间隙(mm) 1.94～2.01 2.03 2.01 1.96 1.98～2.01 2.03 1.95～2.01 2.04～2.08 解 剖 结 果 裂 纹 率（%） 解剖有裂纹片数 片数 5 5 5 5 5 5 5 5 5 4 0 0 0 0 0 0 表 面 断 面 100 45 0 0 0 0 0 0 100 60 0 0 0 0 0 0 实验参数。实验过程均严格按照其插销实验的规定进行。在进行试验前要对试板的表面清除油污，然后前面的实验条件将试件放在热处理炉中预热到相应温度，同时保温30min以上[1]，试板取出时间到插销试板焊接时间要尽可能的短，其时间间隔要小于一分钟。焊后热处理时要均匀的将试板加热到300℃，同时保温五分钟，然后让其自然冷却[1]。
实验的结果。试板在不同的预热温度和不同后热处理温度的条件下，得到了其插销试样产生冷裂纹的临界的应力。
当试件焊前不进行预热，同时焊后也不进行热处理时，其开裂时的临界应力很低，仅仅为340MPa[1]。当采取焊前预热和焊后热处理后，插销实验开裂时的临界应力得到了显著的提高。实验的结果表明，随着预热温度的升高其插销实验临界应力提高，尤其是预热温度在200～250℃范围，临界应力达到了490～530MPa，和P91马氏体钢管的屈服强度差不多[1]。从而说明了P91钢在预热温度200～250℃的条件下可以有效的防止冷裂纹的产生，采取后热处理也能提高其插销试样的开裂临界应力。
③最高硬度的估算
根据焊接热影响区最高硬度也可以相对的评估P91钢的冷裂纹敏感性和淬硬性，其最高硬度与钢的碳当量有一定的关系，可以通过最常用的热影响区最高硬度的经验公式机型计算，见下面公式（4-8）。
HV’max=90+47Si+30Ni+1050C+75Mn+31Cr [1] （4-8）
由前面第二章的表2-1可知SA-335P91钢的化学成分表可知个合金元素的质量分数百分比，然后带入公式（5-1）得：
HV’max=90+47?0.35+30×0.04+1050×0.1+75×0.45+31×9.0
=90+16.45+1.2+105+33.75+279 =525.4
④最高硬度实验
上面只是进行理论的估算，下面将会通过焊接热影响最高硬度实验来确定硬度，从而类似评价SA-335P91钢的冷裂纹的敏感性。
按其焊接学会的推荐，当焊接热影响区的最高硬度大于350时，就认为此钢中有淬硬的倾向，同时焊接热影响区有产生冷裂纹的倾向性。曾有日本学者认为随着钢的强度等级的提高，其钢的临界硬度也会有相应的提高。
1)试件的制备。热影响的硬度试验所采用的试件长度L为200mm，厚度为20mm，宽度B为150mm[7]。但其试样的厚度小于20mm时，不需要进行机械加工，但是其厚度20mm时增需要进行机械加工，同时保留轧制面，其热影响区最高硬度法试件形状见下面图4-2。其实验严格按照GB4675.5《焊接性实验焊接热影响区最高硬度实验方法》中的规定进行实验[1]。
2)实验的条件。焊前将试件的表面的油污、铁锈、水等污染物清除掉，焊接时将要焊接的试样的下面留一定的空间余量[7]。焊接时沿着其轧制表面中心线方向焊接。焊接时采用的焊条为E9015-B9，其焊条直径为φ4.0，注意一点的是焊前要对焊条在保温箱进行烘干。其焊接规范：I=150±10A，U=23±1V；焊接速度：150±10 mm/min。焊后让试样在空气自然的冷去，同时对焊接试样不进行任何的后热处理措施[7]。
图4-2 热影响区最高硬度法试件形状
[7]
3)实验的参数。进行实验的环境温度为25-27℃，焊前对SA-335P91钢不预热、预热150℃、预热200℃和预热250℃下进行试验[1]。
焊接后经过后12小时后，采用机械加工的方法切取焊接试样试片，让后试片进行测定。其是试样的检测面要通过磨金相，当磨的金相完成后，通过化学溶液腐蚀金相，其腐蚀的地方就会显现出熔合线，然后画一条平行于试样的轧制方向的线，同时这条线又与熔合线相切与O点，用维氏硬度计沿这条线进行测量，每0.5mm测点一个点[7]。其测定硬度
的位置示意图见下面图4-3。
图4-3 测定硬度的位置示意图
4)当SA-335P91在不预热的条件下进行焊接时，其焊接热影响区的最高硬度为460，但采用预热时，随着预热温度的升高焊接热影响区的最高硬度逐渐下降，最高硬度从460下降到410,。这就说明了焊前采用预热措施，可以有效的降低SA-335P91的最高硬度值。
4.4.2 后热
后热的目的就是为了防止SA-335P91马氏体钢产生延迟裂纹，主要是消除扩散氢对P91钢的影响，同时也可以消除焊后的残余应力，降低其淬硬性。这样一来就可以提高焊接接头的塑韧性，也可以适当的改善一下组织，从而才能较为好的焊接接头力学性能。
后热也可以通过简单的计算来大概估计下后热温度值，根据下面的经验公式（4-9）进行计算。
[9]
TP(oC)?455.5[Ceq]p?111.4 （4-9）
式（4-5）Ceq??p?C?0.2033Mn?0.0473Cr?0.1228Mo?0.0292Ni?0.0359Cu
[9]
?0.0792Si?1.595P?1.692S?0.844V?C?eqp=0.1+0.2033×0.45+0.0473×9.00+0.1228×0.90+0.0292×0.40+0.0359×
0-0.0792×0.35-1.595×0.020+1.692×0.010+0.844×0.20
=0.731
然后将0.731代入公式（4-9）得
TP(oC)?455.5[Ceq]p?111.4 =455.5×0.731-111.4=221℃
4.4.3 层温或道温
对于厚度较大的焊件采用多层多道焊有着重要意义,但焊接层间温度的控制也是很重要的,如果不能很好地控制层间温度。就会使得到焊接接头性能不佳,由前面的SA-335P91钢的连续冷却组织转变图（CCT）可知,其马氏体开始转变温度（Ms）在400℃左右,超过其临界点就会发生组织转变,其组织就有可能不是马氏体组织,因而层间温度不能超过马氏体开始转变温度临界点,但是层间温度也不能过于低,应不低于其预热温
度值,防止其焊接接头产生冷裂纹。因而在采用钨极氩弧焊或者焊条电弧焊时层间温度因控制在预热温度以上，但在SA-335P91马氏体开始转变温度Ms点以下，因此P91的层间温度应控制在250～300℃之间。
4.4.4 线能量（电流、电压、焊接速度、气体流量和纯度、电极材料等）
焊接接头质量的好坏不仅与操作者的水平相关，还与电流、电压、纯度、气体流量和焊接速度、电极材料有关。因此有一个好的焊接工参数对焊接接头质量有着至关重要的作用。
表4-4 GTAW打底焊焊接工艺参数
钨极型号及规格（mm） WCe-2.0 Φ2.5 焊丝规格（mm） Φ2.4
焊层 焊接电流 焊接电压（V） 焊接速度（mm/min） 氩气流量（L/min）1 2 95～115 95～115 9～11 9～11 60～80 60～80 10～12/99.99%Ar 10～12/99.99%Ar 焊条电弧焊（SMAW）应该注意控制好层间的温度，要采用小的焊接参数、多层多道焊。其SMAW焊焊接工艺参数见下面表4-5。
表4-5 SMAW焊焊接工艺参数
焊条直径（mm） Φ2.5 Φ3.2 Φ4.0 焊接电流（A） 80～90 110～130 140～160 电弧电压（V） 20～22 20～24 20～25 焊接速度（mm/min） 80～120 140～180 180～220
4.4.5 热处理工艺
通过对于SA-335P91马氏体钢采用热处理工艺，可以很好的改善其焊接接头的性能，焊前焊后每一步的温度控制至关重要，通过制定一个焊接过程中的温度曲线图可以很清楚地表示每一步的温度大小。其SA-335P91钢的热处理工艺的示意图见下面图4-4。
图4-4 SA-335P91钢的热处理工艺图
下面就对热处理工艺的每一步进行详细的分析。首先是预热，预热的目的是为了减慢焊接的冷却速度，从而使得到的组织性能更好，同时也有利于扩散氢有足够的时间逸出，从而可以防止冷裂纹的产生。但是预热温度不能太高，如果预热温度过于高，就会在高温停留时间过长，奥氏体晶粒就会长大，逐渐冷却下来就会产生粗大的马氏体组织。采用200℃进行预热，可以很好地降低焊接接头组织淬硬性，从而提高SA-335P91钢焊接接头的塑韧性。由于管道的壁厚大，焊接时采用多层多道焊，因此必须得控制好层间温度，其层间温度不能超过马氏体开始转变温度Ms点,超过Ms点就会发生相变，从而得不到想要的焊接接头性能。但是层间温度也不能过低,应不低于其预热温度值,防止其焊接接头产生冷裂纹。因此一般的层间温度为250～300℃。焊接完成后接头冷却的温度控制很重要，焊后需慢冷到马氏体完成转变温度Mf点一下，这样可以使剩余的奥氏体基本转化为马氏体组织。因此焊后热处理不能随意从焊接温度直接升温进行回火热处理，如果立即进行回火处理，还有一部奥氏体未发生马氏体的转变，剩余的奥氏体会发生珠光体转变，或者碳化物在奥氏体晶界沉淀，产生粗大的铁素体和碳化物组织，严重降低接头韧性和强度。因为马氏体钢会出现空气淬硬倾向，所以也不能让焊接接头空冷至室温再进行热处理，同时常温下残余的奥氏体将会继续转变为马氏体，严重影响焊接接头性能。根据SA-335P91钢的原始供货状态为正火+回火，其回火温度为760℃，因而后热的温度一般不能超过760℃，一面产生一个软化区，影响接头的性能。
5 SA-335P91钢的焊接工艺评定试验
由于SA-335P91钢含有Cr，Mo，V，Nb等强碳化物元素，焊接接头在焊后从高温冷却过程中容易产生淬硬的马氏体组织,从而导致冷裂纹的产生,同时其他的工艺参数运用不当也会导致焊接接头的性能变成。这样一来P91钢在高温环境服役过程中热强性和抗氧化性会大大地下降,会对工厂的运作带来经济损失和人员伤亡。因此要充分的研究P91钢的工艺。通过SA-335P91钢的焊接工艺实验来优化P91的焊接工艺。
P91钢用带锯的方法进行下料，环缝采用钨极氩弧焊打底焊接，焊条电弧焊进行填充，同时由于P91钢的铬含量高，为了防止的铬的氧化烧损，在采用钨极氩弧焊进行打底焊接以及焊条电弧焊的第一、二两层时，要对管内通氩气保护。
5.1 焊接工艺评定实验所需的材料
（1）本次焊接工艺评定实验所用到的钢管
试验采用的钢管为日本住友金属提供的SA一335P91钢，其规格为508×45mm，P91钢的化学成分及常温力学能见下面的表5-1和表5-2。
表5-1 SA335-P91钢的化学成分
[4]
C 0.08～0.12 Mo 0.85～1.05 Mn 0.30～0.60 V
0.18～0.25 P≤ 0.020 N
0.03～0.07 S≤ 0.010 Ni≤ 0.40
Si 0.20～0.50 Al≤ 0.04 Cr 8.0～9.50 Nb 0.06～0.10 表5-2 SA335-P91钢的常温力学性能
σb(Mpa) ≥580
σ0.2(Mpa) ≥450
δ(%) 20
[5]
AK(J) 41
硬度HB ≤250
（2）本次焊接工艺评定实验所用到的焊接材料
本次焊接工艺评定实验所用到的焊接材料为美国生产的E9015-B9焊条和德国生产的SG-10CrMoVNb91焊丝。焊丝的规格为别为φ2.4，焊条的规格为φ2.5、φ3.2、φ4.0。
5.2 P91钢环缝焊接工艺评定实验
环缝焊接前对管道进行预热,焊接方法采用钨极氩弧焊打底,焊条电弧焊进行填充,同时注意控制好层间温度,层间温度不能太高.为了防止其焊缝发生氧化,影响焊接接头的性能,要进行氩气保护,焊接完成后让管道冷却到适当的温度后进行热处理,防止产生淬硬组织,提高焊接接头性能。其具体的实验要参照前面的焊接性及焊接工艺进行环缝
焊接工艺评定实验。
焊接工艺规范参数
预热温度。预热的目的就是为了减慢焊接冷却速度，从而避免快速冷却导致产生淬硬的马氏体组织，从而影响焊接接头的性能。一般手工电弧焊的最低预热温度为200℃,由于钨极氩弧焊是采用低氢的焊接方法其最低预热温度定为100℃综合前面的焊接工艺和焊接性实验，在采用钨极氩弧焊和焊条电弧焊时其预热温度为200℃左右。
焊接层间温度。层间温度控制不恰当，就会使得到焊接接头性能不佳,由前面的SA-335P91钢的连续冷却组织转变图（CCT）可知,其马氏体开始转变温度Ms在400℃左右,超过其Ms点就会发生组织转变,其组织就有可能不是马氏体组织,因而层间温度不能超过马氏体开始转变温度Ms点,但是层间温度也不能过低,应不低于其预热温度值,防止其焊接接头产生冷裂纹。因而在采用钨极氩弧焊或者焊条电弧焊时的层间温度因控制在预热温度以上，但在SA-335P91马氏体开始转变温度Ms点以下，因此P91的层间温度应控制在250-300℃之间。
焊接规范参数。焊接规范参数的选择不当同样影响焊接接头的性能。由于实验的管道的比较厚，采用了多层多道焊进行焊接，不适宜采用大的焊接电流焊接，因而直径较大的焊条不适合，其直径为φ5.0的焊条不行。总之，其焊接规范参数的选用要对焊接接头的性能有益才行。此次P91钢焊接工艺实验所选用的焊接规范参数如下表5-3。
表5-3 焊接规范参数
焊接方法
预热
层间温度
电流(A)
TIG焊 100℃
焊条电弧焊 200℃
{14}
电压(V) 焊接速度(mm/min)
60-80 80-220
90-115 9-11 ≤300℃
φ2.5 80-90 φ2.5 20-22 ≤300℃ φ3.2 110-130 φ3.2 23-24
φ4.0 140-160 φ4.0 23-25
探伤处理。焊接后环峰须经过100%的MT、100%UT无损探伤合格。
焊后热处理。前面的焊接工艺只是理论的确定了焊后热处理值，但在实际的生产中须找到一个最好的热处理温度范围，同时焊后热处理的一个重要目的就是要降低焊接接头组织的淬硬性和让扩散氢尽可多的逸出焊接接头，从而得到一个好的焊接接头性能。
通过做实验来了解热处理温度的不同对焊接接头性能的影响。用带锯将环缝试样按其一定要求锯开，将其分成两组，每组环缝分成三块，然后进行730℃、760℃、780℃不同规范的热处理，其热处理规范见下面表5-4。
表5-4 热处理规范
[1]
实验代号 热处理规范 730℃×3hr 760℃×3hr
A B A3 A6
B3 B6
780℃×3hr A8 B8
5.3.1 环缝力学性能
其锯开后的环缝试样按上面的表5.2中焊接规范参数进行热处理后，就进行焊接接头弯曲、焊接接头拉伸实验、焊缝及焊接热影响区冲击实验。
①焊接接头的弯曲
根据国内相关标准我们进行了焊接接头全厚度的测完实验，通过做焊接接头弯曲实验表明其实验结果良好。
②在室温条件对焊接接头进行拉伸实验。其中间层、外壁、内壁3层的室温拉伸试验结果见表5-5。
③焊缝及焊接热影响区冲击实验
对P91马氏体钢的焊缝在室温条件下对外壁、中间层和内壁和焊缝以及热影响区(室温)外壁进行冲击试验。其冲击试验结果见表5-5。
表5-5 焊接接头温力学性能试验结果[1]
试样编号 A3 A6 M8 B3 B6
取样编号 外壁 中间层 内壁 平均值 外壁 中间层 内壁 平均值 外壁 中间层 内壁 平均值 外壁 中间层 内壁 平均值 外壁 中间层 内壁 σs(MPa) σ b(MPa) 断裂位置 母材 母材 母材 母材 焊缝 焊缝 母材 543 526 540 536 536 510 524 513 526 512 511 513 520 513 510 515 506 497 485 698 684 683 691 687 684 683 680 676 675 675 688 678 688 676 684 658 660 668
B8
平均值 外壁 中间层 内壁 平均值 495 516 486 495 502 666 686 682 670 681 [1]
母材 表5-6 冲击试验结果
取样位置 厚度方向 A3 焊缝（室温） 平均 冲击功 （中间层） 平均 冲击功 冲击功 81 B3 53 55 68 56 55 46 44 46 65 96 75 78 45 48 52 52 140 66 245 151 A6 104 103 99 103 120 111 116 117 105 108 139 118 55 64 49 55 228 220 90 176 B6 89 80 90 87 90 83 86 87 99 115 124 111 80 70 75 76 245 217 240 234 A8 62 65 61 62 95 52 50 66 201 241 102 182 71 49 52 58 232 144 240 206 B8 102 91 88 92 95 85 88 90 96 96 96 96 48 33 40 41 45 190 70 102 （外壁） 78 95 85 1110 75 90 92 112 （内壁） 71 94 平均 92 62 70 焊缝（0℃） 热影响区 冲击功（外壁） 81 平均 72 80 231 （室温） 冲击功 （外壁） 236 平均 181 根据以上一系列的试验结果可以看出：
1）SA-335P91钢焊后热处理的最佳热处理参数为760℃×3hr。
2）不同的温度下冲击功不一样，焊缝金属的冲击韧性偏低,通常焊缝金属的冲击韧性大大低于热影响区的冲击韧性,焊接热影响区的以及焊缝的冲击都有一定的富裕量。
3） 其层间温度为350℃时,仍可通过其合适的热处理获得满足性能要求的冲击韧性。同时采用预热温度为为200℃可以获得良好的焊接接头性能。
4） 热处理规范参数对焊接接头的冲击韧性具有显著的影响。焊接接头的冲击韧性随着热处理温度的的提高而提高，但超过热处理780℃×3hr时，其冲击韧性反而下降。
5.4 结论
通过对SA-335P91进行焊接焊接接头实验，然后对焊接环缝进行一系列力学性能实验，掌握了SA335P91管道焊接工艺。通过实验得出了以下结论：
（1）通过对P91进行焊接性实验知道了SA-335P91钢具有一定的冷裂倾向，因而焊前要进行预热，其预热温度为200～250℃就可以防止焊接冷裂纹的产生。
（2）焊接时要控制好层间温度，焊接时尽量采用小的焊接规范，打底层采用焊接热输入小的钨极氩弧焊，层间温度控制在250～300℃，焊后进行760℃的后热处理能够得到良好的性能。
总结 致谢
5.6 参考文献
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