P91T91焊材焊丝Word格式文档下载.docx
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20世纪90年代中期,我国陕西的蒲城、天津的杨柳青、重庆的珞璜等电厂已经使用了P91钢的主蒸汽管道,20世纪90年代后期,华北电力集团公司所属的一些老机组都陆续在原国产过热器上将102钢管更换为T91钢管。
如山西大同二电厂、石景山热电厂、唐山发电厂等,都获得了较好的效果。
应用：
常用的有手工电弧焊焊条、TIG焊丝、MIG焊丝、埋弧焊丝和焊剂及药芯焊丝等
P91/T91钢因具有高的高温强度、优良的抗氧化性能及良好的工艺性能,已成为600~650℃温度段理想的电站锅炉用钢P91/T91钢的成功研制,将电站锅炉的蒸汽温度从566℃提高到593℃和610℃，这种可替代奥氏体不锈钢的铁素体钢,与先进的蒸汽系统的发展相适应,具有广阔的应用前景。
到目前为止,P91/T91钢已在世界范围的大型火电机组上得到广泛应用,并有20多年的运行经验,是比较成熟的新型耐热钢。
近年来发展的超临界和超超临界机组,也是把P91钢作为主蒸汽管道、再热主蒸汽管热段及其相应的高温联箱用钢的一个重要钢种。
强化机理：
抗蠕变：
T91/P91钢是一种改进的9Cr-1Mo钢,它是在9Cr-1Mo钢的基础上通过添加V、Nb、N等合金元素而形成的马氏体钢。
T91/P91钢在正火并经730～760℃回火热处理后,金相组织呈典型的马氏体骨架结构,导致M23C6铬碳化物沉淀在马氏体骨架的边缘,并形成MX形的V/Nb碳氮化物。
在较粗的M23C6碳化物及内部较细的沉淀转换成细箔之后,会发现次微粒内较大的错位密度,这种具有高移位密度的细次晶粒结构是T91/P91钢高蠕变强度的决定因素。
强化：
P91钢采用固溶强化、马氏体强化、碳化物和碳氮化物弥散与沉淀强化、位错网络强韧化、界面强韧化等多种复合强化与强韧化机制,使该钢在高达600℃左右具有良好的热强性,是超临界火力发电机组的主力热强钢种。
T91/P91钢则除了固溶、合金碳化物析出外,更大程度上由于细化晶粒,析出弥散的、细小的Nb,V的碳化物、氮化物（MX相）和高密度位错取得室温强度和更高的强度。
此外,T91/P91钢除了具有更高的强度以外,还具有优异的韧性。
高温使用更好：
高温566℃时,P91钢的屈服形变强化指数n0较室温的高出46%。
小量塑性变形时高的形变强化指数能保证钢的高温疲劳强度和疲劳寿命。
至于构件在高温下的抗过载能力,高的n0值是有利因素,但较低的n1和ψB却是不利因素。
P91钢的屈服强度和抗拉强度值可见,566℃时的屈服强度值是室温时的74%,而566℃时的抗拉强度值降为室温时的61%。
在室温时屈强比为0176,而在566℃时屈强比则高达0192。
这显然有利于高温持久强度和高温蠕变性能的利用,表明该钢在高温使用时强度潜力的充分发挥与经济合理性。
P91钢含有大量Cr、Mo等元素通过正火即可得到马氏体组织，P91钢正火态板条马氏体经高温回火后回复为破碎的晶粒细小的回火马氏体，光学显微镜下马氏体板条束位向已不明显，正火态板条马氏体经高温回火后得到典型板条回火马氏体组织，马氏体板条粗大板条束位向明显，马氏体板条在高温回火时并不发生再结晶形成铁素体基体等轴晶粒，而是以多边形回复的马氏体板条碎化，碳化物的析出和亚稳态位错网的形成来释放马氏体相变时的形变储存能，这样回火板条马氏体组织的P91钢既具有马氏体的强化效果又因马氏体高温回复形成的亚稳态多边形结构可抵抗相变点以下高温的长时间作用而成为热强性和热稳定性兼具的优良耐热钢，细小接近等轴状回火马氏体的金相组织优于粗大板条的金相组织，经高温回火后马氏体板条已完全破碎马氏体原始板条分解为许多亚晶粒，马氏体板条及亚晶粒边界上碳化物析出并长大，马氏体板条内部可见位错线呈网状或胞状存在，马氏体的晶界强化位错强化弥散强化均得到较好实现。
P91钢焊缝的显微组织由奥氏体+少量铁素体组成,奥氏体中的亚结构为具有一定夹角的隐晶板条马氏体,在马氏体基体上存在有弥散分布的点状析出物。
X射线衍射表明,P91钢母材和焊缝的相组成主要为体心立方的α-Fe相和Fe-Cr相热影响区精细组织为板条马氏体,在板条马氏体的晶界和晶内有弥散分布的M23C6碳化物（晶格常数1.064nm）,这些碳化物富Cr、Fe、Mo等合金元素,大多为Cr23C6。
T91/P91钢时效过程中的性能变化
（1）在550℃、600℃下时效,抗拉强度和σ0.2都没有变化。
但在650℃下时效2000h以后抗拉强度σ0.2就都会有下降趋势。
这种变化说明,虽然它在时效前已经过了750℃以上的高温回火,回火时析出的第2相和基体在600℃以上还不很稳定。
它也提示了T91/P91钢的长期使用温度不能超过600℃。
（2）与抗拉强度σ0.2相对应,延伸的变化也有类似特征。
在550℃、600℃下时效延伸率有明显变化,650℃下时效1000h,延伸率有明显增加,但时效到1万h后延伸率又开始降低。
（3）在550℃、600℃下时效,T91/P91钢的韧度有明显的降低,但在时效2万h后韧度还能保持在100J/cm2以上。
在650℃下时效时,韧度一直保持稳定变化,可是在经过1万h以后,韧度开始发生明显下降,但仍能保持在100J/cm2以上。
这种现象与抗拉强度σ0.2及延伸率的明显降低有关。
综上所述,T91/P91钢在550℃和600℃下时效,力学性能变化大。
超过600℃后,时效过程中性能变化较明显,但除了韧度以外,强度和塑性都还能满足标准要求,时效后的冲击韧度还能保持在100J/cm2以上。
虽说T91/P91钢在试验温度下时效过程中性能变化不大,但应该注意到,T91/P91钢的时效倾向与钢中Si,P的质量分数有关。
但是1996年日本金材所报道了该钢长时间蠕变后（600℃、650℃,36MPa,10万h）蠕变强度偏离预测值急剧下降的现象。
这个结果使人们联想到600℃以上长时间时效过程中发生的强度降低现象,这个结果也使人们意识到600℃这个温度已经达到或超过了T91/P91钢的极限。
现在各国都把T91/P91钢的使用温度极限定在593℃。
T91/P91钢在600℃时的许用应力比X20钢和T22/P22钢分别高出25MPa和35MPa,如果再考虑到使用温度极限,T91/P91钢的优越性更为突出。
高温抗氧化性能
T91/P91钢由于含Cr量高,其抗高温氧化性能明显优于T22/P22钢,特别是在耐热不起皮性能方面。
T91/P91及含Nb的9Cr,12Cr铁素体耐热钢,在高温蒸汽作用下所形成的氧化膜不容易剥落,其抗剥离性优于奥氏体钢。
钢中Nb的存在,有助于富Cr钝化膜层的形成且有助于提高钝化膜的稳定性。
T91/P91钢的抗高温氧化性能和抗高温蒸汽腐蚀性能也优于T22/P23和T24/P24钢。
化学成分作用：
Mn:
是良好的脱氧剂和脱硫剂。
能提高强度和硬度，能提高钢的淬透性，改善钢的热加工性能。
利用锰和硫化合所生成的硫化锰（MnS）夹杂，有使切屑易于碎断的作用。
但锰能使钢的抗腐蚀能减弱，对钢的焊接性能也有不利的影响
Si:
在炼钢过程中用作还原剂和脱氧剂。
所以钢中常含有%～％的硅（如果钢中硅含量超过％～％时，硅就算作特殊的合金元素，这种钢就称为“硅钢”硅能显著提高钢的弹性极限、屈服强度和抗拉强度，故可广泛用于制造重负的弹簧钢）。
硅和其他合金元素如钼、钨、铬等结合，有提高钢抗腐蚀和抗高温氧化的作用，可用于制造无镍低铬的不锈耐热钢。
S:
硫在钢中一般认为它是残存在钢中的有害元素之一。
它降低钢的延展性及韧性，损害钢的抗蚀性，对焊接也有不利影响等（但在某种条件下，害处可以转化为益处，如在含硫易切钢中，就是提高其硫和锰的含量，使形成较多的硫化锰（MnS）微粒，以改善钢的切削加工性）。
P:
增加钢的脆性，尤其是低温脆性。
磷造成钢较严重偏析的有害元素（磷对提高钢的抗拉强度有显著的作用，也能改善钢的切削加工性）。
Cr：
加入钢中能显著提高钢的抗氧化作用，增加钢的抗腐蚀能力。
并能提高钢的强度和耐磨性。
能强化固溶体，提高再结晶，提高高温抗氧化能力（耐热不起皮）。
Ni:
能使钢强化，改善钢的低温性能，特别是韧性，还可以提高钢的淬透性。
镍钢的抗锈性也很强，具有较高的对酸、碱和海水的耐腐蚀能力，但在高温高压下对氧介质的抗腐蚀能力无明显效果，反会造成脱碳促使钢腐蚀破裂。
所以要对镍的含量要严格控制。
Mo：
钼在钢中的作用，可归纳为提高淬透性和热强性，防止回火脆性，提高剩磁和矫顽力，提高在某些介质中（如硫化氢、氨、一氧化碳、水等介质）的抗蚀性与防止点蚀倾向等。
V：
它和碳、氮、氧都有极强的亲和力，与之形成相应的极为稳定的化合物（沉淀强化）。
少量的不到％的钒能细化钢的晶粒，提高钢的强度、屈强比和低温韧性，改善钢的焊接性能，也能增加钢的热强性和蠕变的抗力。
此外钒对碳的固定作用，还可以提高钢在高温下的抗氢侵蚀。
但是，钒总是和其他合金元素如锰、铬、钨、钼等配合使用。
但钒含量不宜过高，过高则降低钢的韧性，不利于钢的蠕变性能。
Nb：
稀有元素，在钢中的作用和钒、钛、锆等类似，和碳、氮、氧都有极强的亲和力，与之形成相应的极稳定的化合物（沉淀强化）。
铌能细化钢的晶粒，降低钢的过热敏感性和回火脆性，在一定的存在条件下，也能提高钢的强度和韧性及对蠕变的抗力等。
在高铬耐热不锈钢中加铌，可以降低钢的空冷硬化性，提高钢的热强性，避免回火脆性，提高其蠕变强度，并改善钢的高温不起皮性，
Al：
是炼钢时的脱氧定氮剂，并且能细化钢的晶粒，提高钢在低温下的韧性，铝对氮有极大的亲和力，含铝的钢渗氮后，在钢种表面牢固地形成一层薄而硬的弥散分布的氮化铝层，从而提高其硬度和疲劳强度，并改善其耐磨性。
铝还具有耐腐蚀性和抗氧化性，可作为不锈耐酸钢的主要合金元素。
在钢的表面镀铝或渗铝，可提高其抗氧化性。
但是，铝如果大于，则会降低其他元素（V/Nb）的有利作用。
N：
在钢中的作用主要为：
①固溶强化及时效沉淀强化；
②形成和稳定奥氏体组织；
③改善高铬和高铬镍钢的宏观组织，使之致密坚实，并提高其强度；
④借渗入方法与钢表面层中的铬、铝等合金元素化合形成氮化物，增加钢表面层的硬度、强度、耐磨性及抗蚀性等。
但氮在钢中的作用，也有其不利的一面，如对低碳钢，由于氮化铁（Fe4N）的析出，导致时效和蓝脆现象；
含量超过一定限度时，易在钢中形成气泡和疏松，与钢中的钛、铝等元素形成带棱角而性脆的夹杂群等。
V、Nb、N是对钢的强度及稳定性起决定作用的元素,它们在钢中的含量和所形成的化合物形态,对P91钢的性能均有明显的影响,有关研究表明,钢中V含量在%～%时,随着钢中V含量的升高,钢的持久强度有降低的趋势,且国外P91/T91钢中的V含量也多在%～%。
因此P91钢中的V含量以%～%为佳。
通过相的结构分析知道,合金元素V、Nb、N在P91钢中析出相主要以MX相（如NbN、NV或NB（CN）、V（CN））的形式存在,其中以NbN对钢的性能影响最为有利。
P91钢在冶炼过程中带入Al、Ti残余元素,与N的亲合力比Nb、V更大,同时Ti、Nb、V均有很强的交互作用,因此在确定钢中最佳N含量时,要考虑Al、Ti的影响,过高的N含量会形成对钢性能不利的氮化物夹杂。
Al、Ti在钢中易和N形成AlN、TiN硬质相,是塑性变形和破断时微裂纹的萌生地[1],会导致持久强度下降,因此冶炼时必须采取相应的脱氧措施,控制钢中Al、Ti含量
从有关P91钢的持久性能的退化机理来看,S会导致晶界弱化和蠕变脆化,会严重影响P91钢的持久强度和蠕变性能。
进口P91钢的S含量大多控制在%～%,因此研制的P91钢的S含量控制得越低越好（≤%最好）.
焊接工艺：
P91焊接工艺设计注意事项
（1）晶粒尺寸
晶粒细化可以明显改善材料的韧性。
由于焊缝金属是延生结晶组织,一次组织为粗大的柱状晶。
在焊接条件下,没有可能使粗大的柱状晶通过变形和再结晶处理来细化,因此,焊缝中的晶粒总是比母材大得多,这是焊缝韧性远远低于母材的主要原因之一。
减小焊缝一次结晶晶粒尺寸,目前唯一可行的办法就是控制线能量,通过限制焊接熔池的体积和降低熔池温度来减小一次结晶晶粒尺寸,从这个角度来看,脉冲TIG焊有可能取得明显的效果,从而有可能有效地提高焊缝金属的韧性。
（2）碳、氮化合物的数量和分布及基体硬度
P91/T91钢具有高强度的同时也具有高的韧性,这种高的强韧性是通过添加Nb,V对9Cr1Mo钢进行改质获得的,具体地说,是通过析出弥散分布的Nb,V的碳氮化合物,极大地细化其晶粒而得到的。
Nb,V虽是强碳化物元素,但欲使其从固溶状态下析出弥散的C,N化合物亦非容易。
P91/T91母材可以通过轧制的形变及特殊热处理达到弥散析出的目的。
焊态焊缝金属中的Nb,V是处于固溶状态,高温回火以后,不一定会全部析出,留在基体中的Nb和V将作为固溶强化而损害韧性,这也是焊缝的韧性远低于母材的另一重要原因。
根据这一分析,从发挥Nb,V的改质作用,控制它们的碳氮化合物的析出和分布出发来改善焊缝韧性,以下三方面的工作是有意义的:
1）设计焊缝成分时,从高温性能和材料焊接性出发,除了控制焊缝的含碳量,选用大致和母材相同的合金含量外,需注意避免Nb,V的添加量过多地残留在基体中。
这就是为什麽不少焊材中Nb含量低于母材的原因。
此外,还要避免过剩的N,希望N能全部处于Nb,V,Ti,Al的化合物中。
2）在表3中,t8/5由6s增加到600s,P91钢的组织还是马氏体,并未出现共析铁素体等不正常组织,可见韧性恶化的原因并非简单地归因于高温转变产物的出现。
此外,表3还说明,尽管t8/5很小,在经过二次加热后韧性同样会明显地降低,其降低的幅度大致都是一倍左右。
试验数据虽然取自模拟热影响区（HAZ）,但对于P91钢多层焊焊道而言仍具有参考价值。
对高强度低合金钢（HSLA）焊缝,在相同的显微组织,不同t8/5条件下韧性不同的问题,在20世纪70年代有不少研究。
研究发现冷却速度快时,在奥氏体/铁素体界面上造成奥氏体中碳的富集,导致渗碳体析出;
冷却速度慢时,在奥氏体/铁素体界面上导致渗碳体析出;
冷却速度慢时,在奥氏体/铁素体界面上碳有时间扩散,形不成高度的富集,不易析出渗碳体而最终局部转变成高碳马氏体而降低韧性。
对于P91/T91钢焊缝,在焊接过程中不存在奥氏体/铁素体界面,其韧性随t8/5增大而恶化的现象,究其原因也未见确切说明。
但表3所反映的试验结果提示人们应注意t8/5对焊缝中微合金元素的C,N化合物的析出数量和分布的影响,并从中寻找控制韧性的冷却速度。
3）表3最后数行数据,说明恶化了的韧性经过750℃高温回火,韧性可以得到相当程度的恢复。
成倍地延长回火时间还能使其进一步恢复。
联系图6所提供的曼内斯曼数据,说明P91钢焊缝也有类似的趋向。
这种现象的本质看来也是与C,N化合物的数量和分布有关,当然也与硬度有一定的关系。
总之,焊后高温回火是“后天调整”焊缝硬度,使合金元素的C及N化合物析出的有效手段。
东锅对P91试验（04年）：
焊接方法为:
氩弧焊打底（焊机为ZXG7-300-1,电压12～15V,电流110～130A,焊丝CM-9ST,直径、预热至200～250℃、手工过渡焊接（第一层:
电压20～24V,电流100A,焊条CM-9S,;
第二层:
电压25～35V,电流190～210A,焊条CM-9S,;
批磨后,第三层采用相同规范）;
埋弧自动焊（焊接参数:
焊机为MZ-1000-DN电脑控制埋弧自动焊机,电压32～33V,电流320A,焊丝WCM9S、,焊剂PF-200S）,预热至200℃以上,控制层间温度200～250℃,后热350℃/115h。
对管接头进行超声波探伤检验,未发现不合格缺陷,之后对管接头进行760℃保温2小时后炉冷的退火处理
目前,国内T91/P91钢的焊接一般采用全氩弧焊（针对T91）或氩弧焊打底手工电弧焊盖面,因此进口焊接材料主要是手工电焊条以及TIG氩弧焊丝。
GTAW（GasTungstenArcWeld的缩写）又叫钨极惰性气体保护焊（TIG）
1.预热温度和层间温度因为焊缝的韧性对热输入和层间温度极其敏感,P91预热温度要控制在232℃以上,T91预热温度要控制在200℃以上,层间温度则都要控制在316℃以下。
焊工艺
采用<
2.5mm的WCe-20钨极,钨极伸出长度4～6mm,最小预热温度为232℃。
其它工艺参数见表5。
3.操作方法：
（1）现场施工中,管子位置经常是全位置焊接并且空间相对比较狭小,因此焊接难度较大,为防止仰焊部位内部焊缝内凹,打底层采用仰焊部位内填丝,立、平焊部位外填丝法进行施焊。
（2）引弧前应先在管内充氩气将管内空气置换干净后再进行焊接,焊接过程中焊丝不能与钨极接触或直接深入电弧的弧柱区,否则会造成焊缝夹钨和破坏电弧稳定,焊丝端部不得抽离保护区,以免氧化,影响质量。
（3）由过仰焊外起焊,无论什么位置的焊接,钨极都要垂直于管子的轴心,这样能更好地控制熔池的大小,而且均匀地保护熔池不被氧化。
（4）焊接时钨极端部离焊件距离2mm左右,焊丝要顺着坡口向管子内壁送到熔池的高温处,将焊丝熔化。
电弧稳定后,在坡口一端预热,待金属熔化后立即送第一滴焊丝熔化金属,然后电弧摆到坡口另一端,给送第二滴焊丝熔化金属,使第二滴熔化金属连接形成焊缝的根基,然后电弧作横向摆动,两边稍作停留,焊丝均匀地、断续地送进熔池向前施焊。
（5）填丝过程切勿扰乱氩气气流,停弧时要注意让氩气保护熔池,防止焊缝氧化。
焊后半圈时,电弧熔化前半圈仰焊部位,待出现熔孔时给送焊丝,前两滴可以多给点焊丝,避免接头内凹,过后按正常焊接。
（6）注意焊到后半圈剩一小半时应减小内部保护气体流量,以防止气压过大而使焊缝内凹。
（7）注意引弧和收弧质量。
引弧时,用电弧对坡口和焊丝进行适当预热,可以解决起弧点热量不足造成的缺陷问题;
收弧时,将电弧引向坡口边缘后才能熄弧。
采用内填丝法操作,送丝要均匀,间断时,用手电检查打底层质量,发现缺陷应立刻清除,确保根部焊透
热处理工艺：
（1）热处理是P91/T91钢焊接的重要环节,焊缝的韧性与焊后热处理制度密切相关。
通过远红外温控仪对预热温度、层间温度和热处理工艺参数的严格控制,降低焊接接头的残余应力,改善焊缝金属的组织与性能,对焊缝金属的最终质量起决定性作用。
（2）加热之前应采取合理的措施,保证焊接接头不受外力作用,并且要注意防雨措施,以避免热处理控温过程中焊接接头被雨水冷却,影响焊接接头的质量。
热处理时管子两头要封闭,避免穿堂风,影响热处理质量。
（3）热处理的加热宽度,从焊缝中心算起,每侧不小于管子壁厚的3倍,且不小于60mm。
加热器的布置宽度至少应比要求的加热宽度每侧多出60mm。
（4）热处理的保温宽度,从焊缝中心算起,每侧不得小于管子壁厚的5倍,以减少温度梯度。
保温厚度以40～60mm为宜。
（5）热处理的的加热方法,应力求内外壁和焊缝两侧温度均匀,恒温时在加热范围内任意两测点间的温差应低于50℃。
厚度大于10mm时应采用感应加热或电阻加热。
（6）热处理的测温必须准确可靠,应采用铠装热电偶测温,并用自动温度记录仪记录温度。
（
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