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第1页共9页SA213-T92/SA335-P92钢焊接及热处理工艺1.SA213-T92/SA335-P92钢研发背景及应用为了提高火力发电机组效率，超临界（SC）、超超临界（USC）机组应运而生。随着锅炉蒸汽温度和压力的提高，电厂的效率在大幅度的提高，供电煤耗在大幅度下降，而提高蒸汽参数遇到的主要技术难题是金属材料耐高温、高压及焊接热处理问题。为此，我国正在建设的300MW及以上的亚临界、超临界火电机组，已经采用了这种新型细晶强韧化铁素体耐热钢系列中的SA213-T23、T91、SA335-P91；将要建设的超超临界火电机组还要大量采用这种新型细晶强韧化铁素体耐热钢系列中的SA213-T23、T24、T91、T92、T122、SA335-P91、P92及E911；新型细晶奥氏体耐热钢Super304、TP347HFG和高铬镍奥氏体钢HR3C、NF709、SAVE25等。SA335-P92钢已经应用于我国首台1000MW超超临界机组的主蒸汽管道上。继T91/P91钢以后，欧洲和日本开始对T91/P91钢进行改进，以期进一步提高蠕变断裂强度和使用温度。1996～1998年，开发了9Cr-0.5Mo-2W为主要成分的NF616和X10CrMoWVNb9-2钢，并已分别纳入ASTM和ASME标准。在ASTM中NF616钢的编号为ASTMA213T92/ASTMA335P92、在欧洲编号为X10CrMoWVNb9-2、在日本编号为STBA29/STPA29。2.T/P92（NF616）钢T/P92钢是20世纪90年代初日本住友公司在T/P91钢的基础上开发研究出来的新钢种。该钢在T/P91钢的合金成分中增加了1.5～2％W，降低了约一半的Mo和部分的C含量，其它合金成分基本上没有太大的变化（见表1）。表1T/P91和T/P92钢的化学成分钢种成分(%)CSiMnPSNiCrMoWVNbAlNT/P910.08～0.120.20～0.500.30～0.60≤0.020≤0.010≤0.408.0～9.50.85～1.05/0.18～0.250.06～0.10≤0.040.06～0.07T/P92（NF616）0.07～0.13≤0.500.30～0.60≤0.020≤0.010≤0.408.5～9.50.3～0.61.50～2.500.15～0.250.04～0.09≤0.040.03～0.07与T/P91钢相比，T/P92钢的优越性主要表现在以下几个方面：1）蠕变强度高经2万小时以上的蠕变断裂试验，发现该钢具有稳定的高温强度。其高温强度在550～650℃范围时均高于同温度的T/P91钢，在600℃时是T/P91钢的1.3倍，650℃时为1.23倍；同时蠕变断裂强度也高于TP347H奥氏体不锈钢，600℃时是TP347H奥氏体不锈钢的1.12倍，650℃时为1.14倍。由此可见，T/P92钢管完全可以替代超临界、超超临界机组过热器和再热器中的奥氏体钢管。第2页共9页2）许用应力高在600℃时许用应力比T/P91钢高34%（见表2），达到了TP347H不锈钢的水平。表2T92钢与奥氏体钢在高温下的许用应力对比许用应力(MPa)600℃625℃650℃SA213-T92876848SA213-TP321H695239SA213-TP347H785742许用应力比SA213-T92/SA213-TP321H1.261.311.23许用应力比SA213-T92/SA213-TP347H1.121.191.143）具有较高的抗高温和抗高温蒸汽的氧化及腐蚀能力。4）物理性能好具有较高的热传导性（相比奥氏体钢），线膨胀系数小，氧化层不易剥落，适用于620℃以下的蒸汽管道。以上性能的提高大大的减小了蒸汽管道的厚度，减少了材料的用量，提高机组的经济性。3.焊接性在T/P91钢化学成分的基础上，主要增加了2%左右的W，减少了0.5%Mo，形成了T/P92钢。该钢与T/P91钢相比，除了抗氧化和抗腐蚀性能基本相同外，高温强度和蠕变断裂强度等都有很大程度的提高。与TP347H钢相比，有热膨胀系数小、导热率高和抗疲劳强度好、焊接和机加工性能好、价格便宜等优点。该钢在欧洲的牌号为NF616，被美国的ASTM和ASME标准采纳后，编号分别为ASTMA335P92/ASTMA213T92、ASMESA335-P92/SA213-T92，欧洲的编号为X10CrMoWVNb9-2，日本编号为STBA29/STPA29。该钢适用于蒸汽温度580～600℃，金属温度600～620℃的过热器和再热器。对于锅炉外部管道使用温度可高达625℃。T92/P92钢的焊接性在很多方面和T91/P91钢较为相似，主要表现在以下几个方面：1）焊接裂纹的敏感性（1）焊接冷裂纹P92钢具有一定的冷裂纹倾向，因此焊接以前需要对工件进行预热，预热温度250℃。（2）再热裂纹由于P92钢经过精轧精炼，引起再热裂纹的有害元素及含量较少，而且晶粒细而均匀，因此钢中虽有引起再热裂纹倾向的Cr、Mo、Nb、V、P元素，但是形成再热裂纹的倾向较小，在实际焊接过程中引起再热裂纹的案例非常少见。第3页共9页（3）热裂纹钢中虽然含有引起焊接热裂纹敏感性提高的Nb等元素，但还不足以形成热裂纹，或者说，到目前为止在焊接工程中还很少发现热裂纹。2）焊缝韧度经过强韧化工艺冶炼和热处理工艺细化的细晶粒钢，焊接接头的韧度与焊接工艺及焊件工艺的执行程度有密切的关系。正是因为焊缝金属是铸态组织，没有经过精轧、精炼，没有经过细化晶粒处理，Nb、N等微合金化元素还固溶在基体内，没有机会充分析出来，因此焊缝的韧度低于母材。影响焊缝韧度的因素主要有：（1）焊后热处理工艺的影响在临界温度Ac1以下，提高回火温度和延长回火时间都有利于马氏体得到充分的回火，提高焊缝金属的韧度。从焊接施工的角度出发，希望提高回火温度来提高焊缝的韧度，这样可以减少施工时间。但是，回火温度受到焊缝金属Ac1线的限制，不能任意提高，所以热处理的温度不能高于此限。为了安全起见通常焊接热处理的温度低于Ac1线30～50℃。（2）化学成分的影响对于细晶粒的强韧性钢，Nb、V、N对焊缝的韧度有很大的影响。例如Nb的含量从0.01%增加到0.05%时，焊缝的脆性转变温度急剧升高，这种不利影响只有通过正火处理才能消除。其他微合金化元素V、Ti等也有类似的影响。所以通常把Nb控制在0.05%以下，V控制在0.20%以下，N控制在0.03～0.04﹪的范围内，焊态下焊缝中的Nb、V、N等合金元素大部分处于固溶状态，只有在它们以细小的碳、氮化合物的形式充分析出以后，韧性才能得到提高。对于焊接而言，Nb、V、N的碳、氮化合物的析出机会，一是多层多道焊时，后一道焊缝对前一道焊缝的加热时（某一温度区间），另一个是焊后的热处理过程。前者加热时间短，温度区间窄，析出不可能充分。因此，只有依靠焊接热处理过程才能充分析出。必须指出，N的含量应和Nb、V的含量成合理的配比，使N和Nb、V形成氮化物外没有多余的存在。该类钢含有较多的铁素体元素，增加适量的Ni可以提高韧度，所以这类钢焊缝金属的化学成分与母材不同，熔敷金属中含有0.5%左右Ni，比母材略低的Nb、V、Ti、N等微合金化元素含量。如前所述，为了保证焊缝金属的韧度，往往希望焊缝金属含有较低的Nb和较高的Ni、Mn，而Ni和Mn是使Ac1线降低的元素，所以焊缝金属的Ac1线就有可能比母材低，因此在选择焊缝回火温度时就产生了矛盾。为了防止焊缝的Ac1线（回火温度）过低，欧洲把焊缝金属中的Ni＋Mn总含量控制1.5%以下。（3）焊缝冷却速度的影响第4页共9页焊接接头的冷却速度对焊缝韧度的影响非常敏感，尤其是焊接接头的中温转变（t8/5）更为明显，一般而言，这类强韧钢的韧度通常随着t8/5的增加而降低。文献介绍当t8/5超过100s后，焊缝的韧度下降的更加严重。实践证明焊缝金相组织随着t8/5的增加而粗大。这是因为马氏体钢的韧度与低碳马氏体束集的直径、板条的宽度有密切的关系，直径细小的马氏体束集韧度较高。影响t8/5的主要因素有：①焊接线能量：焊接线能量增加t8/5增加，因此选择合理的焊接线能量是提高焊缝韧度的有效途径。②预热、层间温度：预热和层间温度过高同样会增加t8/5，尤其层间温度，在焊接过程中一定要控制好。特别多层多道焊时更应控制好层间温度。③冷却条件：冷却速度的快慢直接影响t8/5时间，冷却速度与预热、层间温度、焊接线能量、保温条件、环境、工件结构等都有一定的关系。防止因冷却过当而造成的韧度下降。④焊接方法的影响：电力系统对强韧化钢的焊接，主要有两种方法，即焊条电弧焊和钨极氩弧焊。在电力建设工程中，应用钨极氩弧焊的焊接接头韧度较高，平均值在97J以上，最高达到210J。经分析这是因为钨极氩弧焊线能量小，焊接熔池存在时间短、体积小，焊道薄，获得了较细的一次结晶组织。此外钨极氩弧焊焊缝中的含氧量和杂质含量低也是焊缝韧性高的一个重要因素。焊条电弧焊主要是因为：焊缝中含氧量和氧化物及硅酸盐杂质物含量高，氧化物和硅酸盐夹杂物会把Nb、V吸附到它们的周围，然后和其周围的氧结合，形成比原来大的夹杂物。这在客观上抑制了Nb、V等元素以细小的碳、氮化合物析出，导致材料的韧度下降。3）时效倾向该钢有一定的时效倾向，如果焊缝的化学成分和母材相近，那么焊缝也存在着一定的时效倾向。3000h以后冲击下降不明显（70J），这主要是析出两种新相：一种是Cr、Mo、W等合金元素与Fe、Si形成的金属间化合物，称为Laves相，另一种是数量较少、结构还不清楚的Z相。P92钢析出的Laves为Fe2（Mo、W），Laves相的组成为Fe47%，Cr为16%，Si为4%，Mo为33%，换算成它们相互间的比例为：Fe:Cr:Si:Mo=1.4:0.5:0.1:1.0。把钢再加热到700℃以上Laves相就会消失。在9Cr-0.5Mo-1.8W钢中，在焊态和焊后热处理过程中均没有发现Laves相，时效100～1000h之间，出现了Laves相，50000h后出现高峰。时效开始时析出物中的含W量为0.14%，存在于M23C6中，时效13670h析出物中的W含量增加到了1.04%，104h以后继续时效，W在析出物中的含量没有明显的增加，可以用W等合金元素在析出物中的含量变化来表示时效的倾向。而且此时Cr、Mo等其它元素，在析出物中的含量也有所第5页共9页增加，变化的趋势与W相同，但增加的幅度要小得多。在这些元素中只有W的增加最激烈，Nb、V的含量几乎没有变化，在焊后热处理后，MX和M23C6等都已充分析出，在600℃下时效不会再有新的MX和M23C6出现，那么析出物中增加的W、Cr、Mo只有用于形成新相-Laves相。对于P92钢W是时效形成Laves相的主要元素，Laves相会降低材料韧性，但它在550℃～600℃的范围内稳定而不易长大，提高材料的高温性能有一定的作用。P92钢的强化作用是由MX、M23C6、Laves相三者联合析出构成的。P92钢在调质状态，在550～650℃下有明显的时效倾向，在1000h和6000h时效，约600℃时冲击韧度最低（图1）。图19Cr钢1000h和6000h时效后冲击功的变化情况4）焊缝中的δ相P92钢中含有较高的铁素体形成元素，大大的扩大了高温一次结晶的铁素体－δ铁素体的区域，很容易出现δ相，它会明显的降低材料的蠕变断裂强度和冲击韧度，因此是一种不希望出现组织。国外研究人员为了不使P91钢出现δ相，采用Cr当量计算法，即：Creq＝Cr+6Si+4Mo+1.5W+11V+5Nb+9Ti+12Al-40C-30N-4Ni-2Mn-1Cu研究认为，当Creq≤10时不出现δ铁素体组织。P92钢比P91钢的铁素体形成元素更多，所以更容易得到δ铁素体，因此我们除了从成分上设法控制δ铁素体以外，还必须从焊接工艺上加以控制。我们知道，焊接的冷却特点是高温阶段冷却速度比中温和低温阶段的冷却速度要快的多，提高预热温度、层间温度、增加焊接线能量都会