化學成分：物理性能：注 : 以上的平均值為三個試樣的最低平均值 ,只允許一個試樣的沖擊值低于最低平均值 ; 美國焊接學會(AWS)對E9015-B9焊條和ER90S-B9焊絲沒有規定沖擊性能要求 ,但在 A5.5-96和A5.28-96標準的附件中則建議 ,如果需要,具體的沖擊韌性要求可由焊接材料的供需雙方商議決定 ; 對埋弧焊縫沒有具體的拉伸性能要求 ,標準中所列的數據顯示了埋弧焊縫在實際中所取得的性能 ( 以上數據為有代表性的 P91 鋼焊接接頭的性能) ; 對特定的焊絲/ 焊劑配合所取得的沖擊性能可用下述方法標定出 : 用一個表示溫度的數碼代替 Z ,在此溫度下 ,焊縫金屬取得平均 27J 的沖擊韌性,例如0=0,2=-20等等 ; 如供需雙方同意 ,也可采用其他成分的混合氣體。發展歷程： 50 年代末 , 比利時的 Liege 冶金研究中心研制出 9 %鉻熱強鋼 ,法國最大鋼管供應商 Vallorec 公司將之命名為 EM12 ,并用它軋制出了第一批用于電站過熱器的鋼管 。1964 年 , 法國電力公司批準 E M12用于溫度不超過 620 的過熱器和再熱器構件 。由于 E M12 韌性差 ,不能用于厚壁構件 ,這一因素限制了它在電站中的應用范圍 。 1974 年 ,美國能源部委托橡樹嶺國家實驗室與燃燒工程公司聯合研究在 9C r的基礎上進行改進的9C r - 1 Mo 鋼 ( T 91 / P91 ) , 其各方面的性能都優于E M12 和 F12 ( X20C r Mo V121 ) ,它在 593 下 10萬 h的蠕變斷裂強度可以達到 100M Pa。1983 年和 1984年,美國ASME將T91/P91納入了標準,表示為SA213-T 91/SA335-P91。這種鋼在法國標準中表示為TUZ10CrVNb9-10,德國DN標準中表示為X10CrMoV91。 1987 年,法國瓦魯瑞克公司針對T91 , F12 和EM12 3種鋼比較和評估后發表了技術報告 , 認為T 91鋼有明顯優點,強調要從 E M12 轉為使用T91/P91。20世紀80年代末,德國也從 F12 轉向 T 91 /P91并進一步發展了焊接材料 。 20世紀90年代中期,我國陜西的蒲城、天津的楊柳青、重慶的珞璜等電廠已經使用了P91鋼的主蒸汽管道, 20世紀 90 年代后期 ,華北電力集團公司所屬的一些老機組都陸續在原國產過熱器上將102鋼管更換為T91鋼管。如山西大同二電廠、石景山熱電廠、唐山發電廠等,都獲得了較好的效果 。應用： 常用的有手工電弧焊焊條、TIG焊絲、MIG焊絲、埋弧焊絲和焊劑及藥芯焊絲等 P91/T91鋼因具有高的高溫強度、優良的抗氧化性能及良好的工藝性能, 已成為600650溫度段理想的電站鍋爐用鋼P91/T91鋼的成功研制, 將電站鍋爐的蒸汽溫度從566提高到593和610， 這種可替代奧氏體不銹鋼的鐵素體鋼, 與先進的蒸汽系統的發展相適應, 具有廣闊的應用前景。到目前為止, P91/T91鋼已在世界范圍的大型火電機組上得到廣泛應用, 并有20多年的運行經驗, 是比較成熟的新型耐熱鋼。近年來發展的超臨界和超超臨界機組, 也是把P91鋼作為主蒸汽管道、再熱主蒸汽管熱段及其相應的高溫聯箱用鋼的一個重要鋼種。強化機理：抗蠕變：T91/ P91 鋼是一種改進的 9Cr - 1Mo 鋼 ,它是在 9Cr - 1Mo鋼的基礎上通過添加 V 、 Nb 、 N 等合金元素而形成的馬氏體鋼 。T91/ P91 鋼在正火并經 730760 回火熱處理后 , 金相組織呈典型的馬氏體骨架結構 ,導致 M23C6 鉻碳化物沉淀在馬氏體骨架的邊緣 ,并形成 MX 形的 V/ Nb 碳氮化物 。在較粗的 M23C6 碳化物及內部較細的沉淀轉換成細箔之后 ,會發現次微粒內較大的錯位密度 , 這種具有高移位密度的細次晶粒結構是T91/ P91 鋼高蠕變強度的決定因素 。強化：P91鋼采用固溶強化、馬氏體強化、碳化物和碳氮化物彌散與沉淀強化、位錯網絡強韌化、界面強韌化等多種復合強化與強韌化機制,使該鋼在高達600 左右具有良好的熱強性,是超臨界火力發電機組的主力熱強鋼種 。T91/P91鋼則除了固溶、合金碳化物析出外,更大程度上由于細化晶粒,析出彌散的、細小的Nb,V的碳化物、氮化物(MX相)和高密度位錯取得室溫強度和更高的強度。此外,T 91/ P91鋼除了具有更高的強度以外,還具有優異的韌性。 高溫使用更好：高溫 566 時 , P91鋼的屈服形變強化指數 n0 較室溫的高出 46 %。小量塑性變形時高的形變強化指數能保證鋼的高溫疲勞強度和疲勞壽命 。 至于構件在高溫下的抗過載能力 ,高的 n0 值是有利因素 , 但較低的 n1 和 B 卻是不利因素 。 P91鋼的屈服強度和抗拉強度值可見 , 566 時的屈服強度值是室溫時的 74 % ,而 566 時的抗拉強度值降為室溫時的 61 %。在室溫時屈強比為 0176 , 而在566 時屈強比則高達 0192。 這顯然有利于高溫持久強度和高溫蠕變性能的利用 , 表明該鋼在高溫使用時強度潛力的充分發揮與經濟合理性 。P91鋼含有大量Cr、Mo等元素通過正火即可得到馬氏體組織 ，P91鋼正火態板條馬氏體經高溫回火后回復為破碎的晶粒細小的回火馬氏體，光學顯微鏡下馬氏體板條束位向已不明顯 ，正火態板條馬氏體經高溫回火后得到典型板條回火馬氏體組織，馬氏體板條粗大板條束位向明顯，馬氏體板條在高溫回火時并不發生再結晶形成鐵素體基體等軸晶粒，而是以多邊形回復的馬氏體板條碎化，碳化物的析出和亞穩態位錯網的形成來釋放馬氏體相變時的形變儲存能，這樣回火板條馬氏體組織的P91鋼既具有馬氏體的強化效果又因馬氏體高溫回復形成的亞穩態多邊形結構可抵抗相變點以下高溫的長時間作用而成為熱強性和熱穩定性兼具的優良耐熱鋼，細小接近等軸狀回火馬氏體的金相組織優于粗大板條的金相組織，經高溫回火后馬氏體板條已完全破碎馬氏體原始板條分解為許多亞晶粒，馬氏體板條及亞晶粒邊界上碳化物析出并長大，馬氏體板條內部可見位錯線呈網狀或胞狀存在，馬氏體的晶界強化位錯強化彌散強化均得到較好實現。P 91 鋼焊縫的顯微組織由奧氏體 + 少量鐵素體組成 ,奧氏體中的亞結構為具有一定夾角的隱晶板條馬氏體 ,在馬氏體基體上存在有彌散分布的點狀析出物 。X 射線衍射表明 , P 91 鋼母材和焊縫的相組成主要為體心立方的- F e 相和 F e - C r 相 熱影響區精細組織為板條馬氏體 ,在板條馬氏體的晶界和晶內有彌散分布的M23C 6 碳化物 ( 晶格常數 1 . 064 nm) , 這些碳化物富C r 、 F e 、 M o 等合金元素 ,大多為 C r 23C6 。 T91 / P91 鋼時效過程中的性能變化 ( 1 )在 550 、 600 下時效 ,抗拉強度和 0 . 2都沒有變化 。 但在 650 下時效 2 000 h以后抗拉強度 0 . 2就都會有下降趨勢 。這種變化說明 , 雖然它在時效前已經過了 750 以上的高溫回火 , 回火時析出的第 2相和基體在 600 以上還不很穩定。 它也提示了 T 91 / P91鋼的長期使用溫度不能超過 600 。 ( 2 )與抗拉強度0 . 2相對應 ,延伸的變化也有類似特征 。在 550 、 600 下時效延伸率有明顯變化 , 650 下時效 1 000 h,延伸率有明顯增加 ,但時效到 1 萬 h后延伸率又開始降低 。 ( 3 )在 550 、 600 下時效 , T 91 / P91鋼的韌度有明顯的降低 ,但在時效 2 萬 h 后韌度還能保持在100 J / c m2以上 。 在 650 下時效時 , 韌度一直保持穩定變化 ,可是在經過 1萬 h以后 ,韌度開始發生明顯下降 ,但仍能保持在 100 J / c m2以上 。 這種現象與抗拉強度 0 . 2 及延伸率的明顯降低有關 。 綜上所述 , T 91 / P91 鋼在 550 和 600 下時效 ,力學性能變化大 。 超過 600 后 ,時效過程中性能變化較明顯 ,但除了韌度以外 ,強度和塑性都還能滿足標準要求 , 時效后的沖擊韌度還能保持在 100J / c m2以上 。 雖說 T 91 / P91鋼在試驗溫度下時效過程中性能變化不大 ,但應該注意到 , T 91 / P91 鋼的時效傾向與鋼中 Si , P的質量分數有關 。 但是 1996年日本金材所報道了該鋼長時間蠕變后 ( 600 、 650 , 36 M Pa, 10萬 h)蠕變強度偏離預測值急劇下降的現象 。這個結果使人們聯想到 600 以上長時間時效過程中發生的強度降低現象 , 這個結果也使人們意識到 600 這個溫度已經達到或超過了 T 91 / P91 鋼的極限 。現在 各 國 都 把 T 91 / P91 鋼 的 使 用 溫 度 極 限 定 在593 。 T 91 / P91 鋼在 600 時的許用應力比 X20鋼和 T 22 / P22 鋼分別高出 25M Pa和 35 M Pa,如果再考慮到使用溫度極限 , T 91 / P91鋼的優越性更為突出 。 高溫抗氧化性能 T 91 / P91鋼由于含 C r量高 , 其抗高溫氧化性能明顯優于 T 22 / P22 鋼 , 特別是在耐熱不起皮性能方面 。 T 91 / P91 及含 N b 的 9C r, 12C r 鐵素體耐熱鋼 ,在高溫蒸汽作用下所形成的氧化膜不容易剝落 , 其抗剝離性優于奧氏體鋼 。 鋼中 N b的存在 ,有助于富C r鈍化膜層的形成且有助于提高鈍化膜的穩定性 。T 91 / P91 鋼的抗高溫氧化性能和抗高溫蒸汽腐蝕性能也優于 T 22 / P23和 T 24 / P24鋼 。化學成分作用：Mn:是良好的脫氧劑和脫硫劑。能提高強度和硬度，能提高鋼的淬透性，改善鋼的熱加工性能。利用錳和硫化合所生成的硫化錳(MnS)夾雜，有使切屑易于碎斷的作用。但錳能使鋼的抗腐蝕能減弱，對鋼的焊接性能也有不利的影響Si:在煉鋼過程中用作還原劑和脫氧劑。所以鋼中常含有0.20%0.50的硅（如果鋼中硅含量超過0.500.60時，硅就算作特殊的合金元素，這種鋼就稱為“硅鋼” 硅能顯著提高鋼的彈性極限、屈服強度和抗拉強度，故可廣泛用于制造重負的彈簧鋼）。硅和其他合金元素如鉬、鎢、鉻等結合，有提高鋼抗腐蝕和抗高溫氧化的作用，可用于制造無鎳低鉻的不銹耐熱鋼。S:硫在鋼中一般認為它是殘存在鋼中的有害元素之一。它降低鋼的延展性及韌性，損害鋼的抗蝕性，對焊接也有不利影響等（但在某種條件下，害處可以轉化為益處，如在含硫易切鋼中，就是提高其硫和錳的含量，使形成較多的硫化錳(MnS)微粒，以改善鋼的切削加工性）。P:增加鋼的脆性，尤其是低溫脆性。磷造成鋼較嚴重偏析的有害元素（磷對提高鋼的抗拉強度有顯著的作用，也能改善鋼的切削加工性）。Cr：加入鋼中能顯著提高鋼的抗氧化作用，增加鋼的抗腐蝕能力。并能提高鋼的強度和耐磨性。能強化固溶體，提高再結晶，提高高溫抗氧化能力（耐熱不起皮）。Ni:能使鋼強化，改善鋼的低溫性能，特別是韌性，還可以提高鋼的淬透性。鎳鋼的抗銹性也很強，具有較高的對酸、堿和海水的耐腐蝕能力，但在高溫高壓下對氧介質的抗腐蝕能力無明顯效果，反會造成脫碳促使鋼腐蝕破裂 。所以要對鎳的含量要嚴格控制。Mo：鉬在鋼中的作用，可歸納為提高淬透性和熱強性，防止回火脆性，提高剩磁和矯頑力，提高在某些介質中(如硫化氫、氨、一氧化碳、水等介質)的抗蝕性與防止點蝕傾向等。V：它和碳、氮、氧都有極強的親和力，與之形成相應的極為穩定的化合物（沉淀強化）。少量的不到0.5的釩能細化鋼的晶粒，提高鋼的強度、屈強比和低溫韌性，改善鋼的焊接性能，也能增加鋼的熱強性和蠕變的抗力。此外釩對碳的固定作用，還可以提高鋼在高溫下的抗氫侵蝕。但是，釩總是和其他合金元素如錳、鉻、鎢、鉬等配合使用。但釩含量不宜過高，過高則降低鋼的韌性，不利于鋼的蠕變性能。Nb：稀有元素，在鋼中的作用和釩、鈦、鋯等類似，和碳、氮、氧都有極強的親和力，與之形成相應的極穩定的化合物（沉淀強化）。鈮能細化鋼的晶粒，降低鋼的過熱敏感性和回火脆性，在一定的存在條件下，也能提高鋼的強度和韌性及對蠕變的抗力等。在高鉻耐熱不銹鋼中加鈮，可以降低鋼的空冷硬化性，提高鋼的熱強性，避免回火脆性，提高其蠕變強度，并改善鋼的高溫不起皮性，Al：是煉鋼時的脫氧定氮劑，并且能細化鋼的晶粒，提高鋼在低溫下的韌性，鋁對氮有極大的親和力，含鋁的鋼滲氮后，在鋼種表面牢固地形成一層薄而硬的彌散分布的氮化鋁層，從而提高其硬度和疲勞強度，并改善其耐磨性。鋁還具有耐腐蝕性和抗氧化性，可作為不銹耐酸鋼的主要合金元素。在鋼的表面鍍鋁或滲鋁，可提高其抗氧化性。 但是，鋁如果大于0.04，則會降低其他元素（V/Nb）的有利作用。N：在鋼中的作用主要為：固溶強化及時效沉淀強化；形成和穩定奧氏體組織；改善高鉻和高鉻鎳鋼的宏觀組織，使之致密堅實，并提高其強度；借滲入方法與鋼表面層中的鉻、鋁等合金元素化合形成氮化物，增加鋼表面層的硬度、強度、耐磨性及抗蝕性等。但氮在鋼中的作用，也有其不利的一面，如對低碳鋼，由于氮化鐵(Fe4N)的析出，導致時效和藍脆現象；含量超過一定限度時，易在鋼中形成氣泡和疏松，與鋼中的鈦、鋁等元素形成帶棱角而性脆的夾雜群等。 V、Nb、N是對鋼的強度及穩定性起決定作用的元素, 它們在鋼中的含量和所形成的化合物形態, 對P91鋼的性能均有明顯的影響, 有關研究表明, 鋼中V含量在0.15%0.25%時, 隨著鋼中V含量的升高, 鋼的持久強度有降低的趨勢, 且國外P91/T91鋼中的V含量也多在0.18%0.19%。因此P91鋼中的V含量以0.19%0.21%為佳。通過相的結構分析知道, 合金元素V、Nb、N在P91鋼中析出相主要以MX相(如NbN、NV或NB(CN)、V(CN)的形式存在, 其中以NbN對鋼的性能影響最為有利。 P91鋼在冶煉過程中帶入Al、Ti 殘余元素, 與N的親合力比Nb、V更大, 同時Ti、Nb、V均有很強的交互作用, 因此在確定鋼中最佳N含量時, 要考慮Al、Ti 的影響, 過高的N含量會形成對鋼性能不利的氮化物夾雜。Al、Ti 在鋼中易和N形成AlN、TiN硬質相, 是塑性變形和破斷時微裂紋的萌生地1, 會導致持久強度下降, 因此冶煉時必須采取相應的脫氧措施, 控制鋼中Al、Ti含量從有關P91鋼的持久性能的退化機理來看, S會導致晶界弱化和蠕變脆化, 會嚴重影響P91鋼的持久強度和蠕變性能。進口P91鋼的S含量大多控制在0.002%0.003%, 因此研制的P91鋼的S含量控制得越低越好(0.005%最好).焊接工藝：P91焊接工藝設計注意事項(1) 晶粒尺寸晶粒細化可以明顯改善材料的韌性 。 由于焊縫金屬是延生結晶組織 , 一次組織為粗大的柱狀晶 。在焊接條件下 ,沒有可能使粗大的柱狀晶通過變形和再結晶處理來細化 ,因此 ,焊縫中的晶粒總是比母材大得多 ,這是焊縫韌性遠遠低于母材的主要原因之一 。 減小焊縫一次結晶晶粒尺寸 , 目前唯一可行的辦法就是控制線能量 , 通過限制焊接熔池的體積和降低熔池溫度來減小一次結晶晶粒尺寸 , 從這個角度來看 ,脈沖 TIG 焊有可能取得明顯的效果 ,從而有可能有效地提高焊縫金屬的韌性 。(2) 碳 、 氮化合物的數量和分布及基體硬度P 91/ T 91 鋼具有高強度的同時也具有高的韌性 ,這種高的強韌性是通過添加 Nb ,V 對 9C r1M o 鋼進行改質獲得的 ,具體地說 ,是通過析出彌散分布的Nb , V 的碳氮化合物 , 極大地細化其晶粒而得到的 。Nb , V 雖是強碳化物元素 ,但欲使其從固溶狀態下析出彌散的 C ,N 化合物亦非容易 。P 91/ T 91 母材可以通過軋制的形變及特殊熱處理達到彌散析出的目的 。 焊態焊縫金屬中的 Nb , V 是處于固溶狀態 , 高溫回火以后 ,不一定會全部析出 ,留在基體中的 Nb和 V 將作為固溶強化而損害韌性 , 這也是焊縫的韌性遠低于母材的另一重要原因 。根據這一分析 , 從發揮 Nb ,V 的改質作用 , 控制它們的碳氮化合物的析出和分布出發來改善焊縫韌性 , 以下三方面的工作是有意義的 :1) 設計焊縫成分時 , 從高溫性能和材料焊接性出發 ,除了控制焊縫的含碳量 ,選用大致和母材相同的合金含量外 , 需注意避免 Nb ,V 的添加量過多地殘留在基體中 。 這就是為什麼不少焊材中 Nb 含量低于母材的原因 。 此外 ,還要避免過剩的 N ,希望 N能全部處于 Nb ,V , T i ,Al 的化合物中 。2) 在表 3 中 , t 8/ 5 由 6s 增加到 600s , P 91 鋼的組織還是馬氏體 ,并未出現共析鐵素體等不正常組織 ,可見韌性惡化的原因并非簡單地歸因于高溫轉變產物的出現 。此外 , 表 3 還說明 , 盡管 t 8/ 5 很小 , 在經過二次加熱后韌性同樣會明顯地降低 , 其降低的幅度大致都是一倍左右 。 試驗數據雖然取自模擬熱影響區 ( H AZ ) , 但對于 P 91 鋼多層焊焊道而言仍具有參考價值 。對高強度低合金鋼 ( HS LA) 焊縫 ,在相同的顯微組織 ,不同 t 8/ 5 條件下韌性不同的問題 , 在 20 世紀70 年代有不少研究 。研究發現冷卻速度快時 , 在奧氏體/ 鐵素體界面上造成奧氏體中碳的富集 ,導致滲碳體析出 ; 冷卻速度慢時 ,在奧氏體/ 鐵素體界面上導致滲碳體析出 ;冷卻速度慢時 ,在奧氏體/ 鐵素體界面上碳有時間擴散 ,形不成高度的富集 , 不易析出滲碳體而最終局部轉變成高碳馬氏體而降低韌性。 對于 P 91/ T 91 鋼焊縫 ,在焊接過程中不存在奧氏體/ 鐵素體界面 ,其韌性隨 t 8/ 5增大而惡化的現象 , 究其原因也未見確切說明。 但表 3 所反映的試驗結果提示人們應注意 t 8/ 5對焊縫中微合金元素的 C , N化合物的析出數量和分布的影響 ,并從中尋找控制韌性的冷卻速度。3 ) 表 3 最后數行數據 , 說明惡化了的韌性經過750 高溫回火 ,韌性可以得到相當程度的恢復。 成倍地延長回火時間還能使其進一步恢復。 聯系圖 6所提供的曼內斯曼數據 ,說明 P 91 鋼焊縫也有類似的趨向。 這種現象的本質看來也是與 C ,N 化合物的數量和分布有關 ,當然也與硬度有一定的關系。 總之 ,焊后高溫回火是 “ 后天調整” 焊縫硬度 ,使合金元素的C 及 N 化合物析出的有效手段。 東鍋對P91試驗（04年）：焊接方法為 : 氬弧焊打底 ( 焊機為 Z XG 7 - 300 -1 ,電壓 1215 V , 電流 110130 A , 焊絲 C M - 9ST ,直徑2.4) 、 預熱至 200250 、 手工過渡焊接 ( 第一層 :電壓 2024 V , 電流 100 A , 焊條 C M - 9S , D3.2 ; 第二層 :電壓 2535 V , 電流 190210 A , 焊條 C M -9S , D5.0 ; 批磨后 , 第三層采用相同規范) ; 埋弧自動焊 ( 焊接參數 :焊機為 MZ - 1000 - D N 電腦控制埋弧自動焊機 , 電壓 32 33 V , 電流 320 A , 焊絲 W C M9S、d2.5 , 焊劑 PF - 200S ) , 預熱至 200 以上 , 控制層間溫度 200250 , 后熱 350 / 115h 。 對管接頭進行超聲波探傷檢驗 , 未發現不合格缺陷 , 之后對管接頭進行 760 保溫 2 小時后爐冷的退火處理 目前 ,國內 T91/ P91 鋼的焊接一般采用全氬弧焊 ( 針對T91) 或氬弧焊打底手工電弧焊蓋面 ,因此進口焊接材料主要是手工電焊條以及 TI G 氬弧焊絲 。 GTAW（Gas Tungsten Arc Weld的縮寫）又叫鎢極惰性氣體保護焊（TIG） 1.預熱溫度和層間溫度因為焊縫的韌性對熱輸入和層間溫度極其敏感 ,P 91 預熱溫度要控制在 232 以上 , T 91 預熱溫度要控制在 200 以上 ,層間溫度則都要控制在 316 以下 。 2.TIG 焊工藝采用 2 . 5 m m 的 WCe - 20 鎢極 , 鎢極伸出長度 46 m m , 最小預熱溫度為 232 。其它工藝參數見表 5 。 3.操作方法： (1) 現場施工中 ,管子位置經常是全位置焊接并且空間相對比較狹小 , 因此焊接難度較大 , 為防止仰焊部位內部焊縫內凹 ,打底層采用仰焊部位內填絲 ,立 、 平焊部位外填絲法進行施焊 。 (2) 引弧前應先在管內充氬氣將管內空氣置換干凈后再進行焊接 , 焊接過程中焊絲不能與鎢極接觸或直接深入電弧的弧柱區 , 否則會造成焊縫夾鎢和破壞電弧穩定 , 焊絲端部不得抽離保護區 , 以免氧化 , 影響質量 。 (3) 由過仰焊外起焊 , 無論什么位置的焊接 , 鎢極都要垂直于管子的軸心 , 這樣能更好地控制熔池的大小 ,而且均勻地保護熔池不被氧化 。 (4) 焊接時鎢極端部離焊件距離 2 m m 左右 , 焊絲要順著坡口向管子內壁送到熔池的高溫處 , 將焊絲熔化 。 電弧穩定后 ,在坡口一端預熱 , 待金屬熔化后立即送第一滴焊絲熔化金屬 , 然后電弧擺到坡口另一端 , 給送第二滴焊絲熔化金屬 , 使第二滴熔化金屬連接形成焊縫的根基 , 然后電弧作橫向擺動 , 兩邊稍作停留 , 焊絲均勻地 、 斷續地送進熔池向前施焊 。 (5) 填絲過程切勿擾亂氬氣氣流 ,停弧時要注意讓氬氣保護熔池 ,防止焊縫氧化 。焊后半圈時 , 電弧熔化前半圈仰焊部位 ,待出現熔孔時給送焊絲 , 前兩滴可以多給點焊絲 ,避免接頭內凹 ,過后按正常焊接 。 (6) 注意焊到后半圈剩一小半時應減小內部保護氣體流量 ,以防止氣壓過大而使焊縫內凹 。 (7) 注意引弧和收弧質量 。 引弧時 ,用電弧對坡口和焊絲進行適當預熱 , 可以解決起弧點熱量不足造成的缺陷問題 ; 收弧時 , 將電弧引向坡口邊緣后才能熄弧 。 采用內填絲法操作 , 送絲要均勻 , 間斷時 , 用手電檢查打底層質量 , 發現缺陷應立刻清除 , 確保根部焊透熱處理工藝： (1) 熱處理是 P 91/ T 91 鋼焊接的重要環節 ,焊縫的韌性與焊后熱處理制度密切相關 。通過遠紅外溫控儀對預熱溫度 、 層間溫度和熱處理工藝參數的嚴格控制 ,降低焊接接頭的殘余應力 , 改善焊縫金屬的組織與性能 ,對焊縫金屬的最終質量起決定性作用 。 (2) 加熱之前應采取合理的措施 ,保證焊接接頭不受外力作用 ,并且要注意防雨措施 ,以避免熱處理控溫過程中焊接接頭被雨水冷卻 ,影響焊接接頭的質量。 熱處理時管子兩頭要封閉 ,避免穿堂風 ,影響熱處理質量。 (3) 熱處理的加熱寬度 , 從焊縫中心算起 , 每側不小于管子壁厚的 3 倍 ,且不小于 60 m m。 加熱器的布置寬度至少應比要求的加熱寬度每側多出 60 m m。 (4) 熱處理的保溫寬度 , 從焊縫中心算起 , 每側不得小于管子壁厚的 5 倍 ,以減少溫度梯度 。 保溫厚度以4060 m m 為宜 。 (5) 熱處理的的加熱方法 ,應力求內外壁和焊縫兩側溫度均勻 , 恒溫時在加熱范圍內任意兩測點間的溫差應低于 50 。 厚度大于 10 m m 時應采用感應加熱或電阻加熱 。 (6) 熱處理的測溫必須準確可靠 ,應采用鎧裝熱電偶測溫 ,并用自動溫度記錄儀記錄溫度 。 (7) 進行熱處理時 ,測溫點應對稱布置在焊縫中心兩側(測點位置還應盡可能靠近焊縫 ,這一點對于厚壁的P 91 焊口特別重要 ,一般情況下測點位置距離焊縫應 20m m) ,且每個加熱區域至少應布置一個測溫點 ,并且不得少于兩點。 水平管道的測溫點應上下對稱布置。 (8) 當天的焊口在焊接結束后要馬上進行后熱處理 , 再進行射線探傷 ,只有在探傷合格后 ,才能進行高溫回火的熱處理。美國柏克德公司的P91和T91的熱處理參數如表7 所示。 正常P91鋼管的金相組織均為板條狀回火馬氏體, 在回火時僅發生回復, 而不出現再結晶, 回復形成了亞穩態的位錯網, 具有良好的熱強性和熱穩定性; 若出現板條狀回火馬氏體和鐵素體的混合組織, 其亞結構中位錯網的形成欠完善, 說明熱處理溫度控制不當, 尤其是在