馬氏體焊縫組織對T91/P91 鋼焊接冷裂紋敏感性的影響

孫 咸

（太原理工大學(xué)焊接材料研究所， 太原 030024）

0 前 言

為了獲得與母材匹配的強(qiáng)度、 韌性等綜合指標(biāo)， 在焊接強(qiáng)度鋼或耐熱鋼時， 通常希望焊縫組織為針狀鐵素體或以針狀鐵素體為主的混合組織， 力求避免在焊縫中出現(xiàn)馬氏體組織，以防止馬氏體引起的脆化、 硬化， 以及裂紋的發(fā)生。 但是， 對于T91/P91 耐熱鋼， 為了同時滿足室溫強(qiáng)度和韌性要求， 以及高溫運(yùn)行強(qiáng)度和蠕變強(qiáng)度要求， 工程上常用的焊接材料選用原則是 “成分匹配”， 即選用與母材成分基本相同的同類焊材。 然而， 采用等成分匹配時，焊縫金屬的韌性偏低， 嚴(yán)重影響其使用性能。如果采用 “準(zhǔn)成分匹配” 原則 （即焊縫中的Cr、 Mo、 V、 Nb 等 主 要 元 素 及 含 量 與 母 材 基本一致， 含C 量可稍低于母材， P、 S 等雜質(zhì)元素應(yīng)盡量控制在較低的水平， 并對所需元素進(jìn)行量的調(diào)整和控制， 使Ni、 V、 N、 Nb、 Mn等元素含量達(dá)最佳組合狀態(tài)）， 即可獲得焊縫金屬所需的和滿意的綜合性能。 工程實(shí)踐及焊接冶金原理表明， 采用 “準(zhǔn)成分匹配” 焊縫金屬中的馬氏體組織是不可避免的。 這就急需明確馬氏體組織的特性及其對T91/P91 耐熱鋼焊接性， 尤其是對冷裂紋敏感性的影響。 目前有關(guān)于T91/P91 耐熱鋼的文獻(xiàn)大多集中在焊接工藝和焊接性方面的研究， 涉及馬氏體焊縫與冷裂紋關(guān)系的文獻(xiàn)較少。 為此， 筆者以焊縫中馬氏體形態(tài)為切入點(diǎn)， 以T91/P91 耐熱鋼的鐵研試驗(yàn)結(jié)果為分析對象， 探討馬氏體焊縫對該鋼冷裂紋敏感性的影響。 該項(xiàng)研究對推動T91/P91 耐熱鋼焊接材料的研發(fā)、 配套工藝的改進(jìn)以及提升工程質(zhì)量， 具有一定參考價值和實(shí)用意義。

1 T91/P91 耐熱鋼焊縫中的馬氏體

1.1 T91/P91 鋼焊縫中馬氏體形態(tài)

T91/P91 耐熱鋼的化學(xué)成分和力學(xué)性能分別見表1 和表2。 該鋼的供貨狀態(tài)為正火 （1 040～1 080 ℃）+回火（750～780 ℃）， 顯微組織是回火馬氏體+M23C6碳化物和MX （Nb 和V 的碳氮化合物） 混合組織。

表1 T91/P91 鋼的化學(xué)成分

表2 T91/P91 鋼的力學(xué)性能

采用SMAW、 SAW、 TIG + SMAW 三種不同焊接方法焊接T91/P91 鋼試件時， 焊縫中的馬氏體形態(tài)如表3 和圖1[4]、 圖2[5]所示。 用透射電鏡 （TEM） 對三種與P91 鋼成分匹配的焊縫金屬中的組織形態(tài)進(jìn)行了觀察， 發(fā)現(xiàn)焊縫組織是具有高位錯密度亞結(jié)構(gòu)的板條馬氏體+馬氏體板條間的殘余奧氏體+沿奧氏體晶界析出的δ-鐵素體[3]。 采用光學(xué)顯微鏡對埋弧焊制備的P91 鋼焊縫組織觀察表明， 焊后狀態(tài)焊縫組織為清晰的板條馬氏體+δ 鐵素體， 看不出殘余奧氏體和M23C6碳化物 （圖1 （a））； 焊后熱處理狀態(tài)焊縫組織為回火馬氏體+δ 鐵素體+碳化物 （圖1 （b））， 回火馬氏體亞結(jié)構(gòu)的變化表現(xiàn)為板條碎化和板條間的位向消失， 位錯密度變小[4]。 采用掃描電鏡（SEM） 對TIG+SMAW 制備的P91 鋼焊接接頭進(jìn)行觀察， 該焊縫組織是奧氏體+少量δ 鐵素體， 其中奧氏體的亞結(jié)構(gòu)是具有較高位錯密度、 呈一定角度的板條馬氏體（圖2 （a））， 馬氏體基體中有點(diǎn)狀析出物； 試件的HAZ 組織是板條馬氏體+少量M23C6碳化物（圖2 （b））， M23C6主 要 是Cr23C6， 還 有 少 量（Fe， Me）23C6[5]。

圖1 P91 鋼埋弧焊焊縫金屬的顯微組織（光學(xué)顯微）

圖2 9Cr-1Mo-V-Nb 鋼焊縫金屬和熱影響區(qū)的顯微組織（SEM）

表3 T91/P91 鋼焊縫中的馬氏體形態(tài)（TEM）

1.2 T91/P91 鋼焊縫中馬氏體形成條件

SMAW、 SAW、 TIG + SMAW 三種焊接方法所得的P91 鋼焊縫組織， 其主體是板條馬氏體，并帶有少量殘余奧氏體和δ 鐵素體， 表明焊接方法和焊接參數(shù)不能完全改變焊縫金屬的主體顯微組織， 決定焊縫組織的關(guān)鍵因素應(yīng)當(dāng)是填充材料的化學(xué)成分和焊縫的冷卻速度。 表4 為四種焊接材料的化學(xué)成分， 從表4 可以看出， 三個實(shí)例[3-5]的焊接材料基本遵循 “準(zhǔn)成分匹配” 選用原則，即焊縫中的Cr、 Mo、 V、 Nb 等主要元素及含量與母材基本一致， 含C 量可稍低于母材， P、 S等雜質(zhì)元素應(yīng)盡量控制在較低的水平， 并根據(jù)合金化原理對所需元素進(jìn)行量的調(diào)整和控制， 使Ni、 V、 N、 Nb、 Mn 等元素含量 達(dá)最佳組合 狀態(tài)， 從而獲得焊縫金屬所需的和滿意的綜合性能。 雖然母材 （P91 鋼） 成分能在現(xiàn)代冶金技術(shù)條件下獲得回火馬氏體為主的顯微組織， 然而與母材成分接近的焊接材料成分， 在焊接熱源條件下不可能經(jīng)受TMCP （控軋和變形熱處理過程）， 亦不可能獲得與母材完全相同的顯微組織。 但是， 從 “9%Cr-1%Mo 耐熱鋼焊縫金屬連續(xù)冷卻組織轉(zhuǎn)變曲線 （CCT 圖）[3]” 可知， 從奧氏體狀態(tài)冷卻到室溫時， 在一個較寬的冷卻速度范圍內(nèi)全部轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體。 實(shí)測結(jié)果與CCT 圖完全一致， 再次驗(yàn)證了T91/P91 鋼焊接材料 “準(zhǔn)成分匹配” 選用原則的合理性， 以及填充金屬化學(xué)成分是該鋼焊縫中馬氏體形成的必要條件。

表4 用于T91/P91 鋼的焊接材料的化學(xué)成分

2 焊縫中馬氏體組織對T91/P91 鋼冷裂紋敏感性的影響

2.1 T91/P91 鋼焊接裂紋形態(tài)性質(zhì)

2.1.1 T91/P91 鋼焊接裂紋的鐵研試驗(yàn)結(jié)果

采用4 種焊接材料對T91/P91 鋼進(jìn)行鐵研試驗(yàn)， 試驗(yàn)參數(shù)及結(jié)果見表5[1-2]。 從表5 可以看出： ①采用Midhani-A 和Mailam-B 焊條分別焊接厚度16 mm、 斜Y 坡口試件時， 在 “焊前工件預(yù)熱+空冷” 焊接工藝下， 鐵研試件的裂紋傾向隨預(yù)熱溫度提高而下降； 當(dāng)預(yù)熱溫度為75 ℃時， 裂紋被防止。 ②采用Midhani-A 和Mailam-B 焊條分別焊接厚度16～30 mm、 直Y 坡口試件時， 工件預(yù)熱溫度分別為100 ℃和75 ℃時， 裂紋被防止。 ③采用Midhani-A 焊條焊接30 mm厚的、 直Y 坡口試件時， 無裂紋工件預(yù)熱溫度被提高至150 ℃。 ④采用CM-9Cb 焊條和TGS9Cb 焊絲分別焊接12 mm 厚的、 斜Y 坡口試件時， 無裂紋工件預(yù)熱溫度均被提高至250 ℃。

表5 T91/P91 鋼的鐵研試驗(yàn)參數(shù)及結(jié)果

對比16 mm 厚度、 斜Y 坡口和直Y 坡口試件發(fā)現(xiàn)： ①直Y 坡口試件比斜Y 坡口對焊縫裂紋更敏感。 ②Mailam-B 焊條試件只需要75 ℃時不再產(chǎn)生裂紋， 其抗裂性比Midhani-A 好，原因是Mailam-B 焊條的水分更低一些 （擴(kuò)散氫含量為3.2 mL/100g）。 采用Midhani-A 焊條，針對30 mm 厚度、 直Y 坡口試件， 工件預(yù)熱溫度升至150 ℃時， 試件不再產(chǎn)生裂紋。 這主要是因?yàn)殡S板厚增大， 拘束應(yīng)力劇增所造成。 采用CM-9Cb 焊條和TG-S9Cb 焊絲焊接12 mm厚度、 斜Y 坡口試件時， 工件預(yù)熱溫度高達(dá)250 ℃時， 試件不再產(chǎn)生裂紋。 該結(jié)果比前兩種焊條的工件無裂紋預(yù)熱溫度高出100 ℃， 原因較為復(fù)雜， 可以認(rèn)為下列幾方面因素： ①試板較薄 （12 mm）， 產(chǎn)生的拘束應(yīng)力較??； ②焊接材料中的水分較低 （氫含量為3.2 mL/100g和1.0 mL/100g）； ③采用高強(qiáng)匹配焊縫； ④與文獻(xiàn)[1] 相比， 采用了較大的熱輸入 （分別為17.3 kJ/cm 和17.7 kJ/cm）。 由此可以看出， 焊接熱輸入較高可能是該焊縫抗裂性惡化的主要因素， 因?yàn)檩^高的熱輸入將導(dǎo)致粗大、 高硬度低碳馬氏體焊縫組織的產(chǎn)生[4]。

采用CM-9Cb 焊條和TG-S9Cb 焊絲試件的抗裂性細(xì)節(jié)亦有所差別： ①表面裂紋率不同。 室溫下前者為100%， 后者僅為3.1%； 而工件預(yù)熱150 ℃和250 ℃時， 表面裂紋率均為0。 ②斷面裂紋率不同。 前者在三種預(yù)熱溫度下 （室溫、150 ℃和250 ℃） 分別是100%、 57.2%和0， 而后者分別為45.2%、 22.5%和0。 這主要?dú)w因于后者的水分更低（氫含量1.0 mL/100g） 導(dǎo)致GTAW方法抗裂性比SMAW 好的結(jié)果。 表6 和表7 分別列出了文獻(xiàn)[1-2] 所用材料的化學(xué)成分及力學(xué)性能。

表6 填充金屬的化學(xué)成分

表7 填充金屬的力學(xué)性能

Y 形坡口裂紋試驗(yàn)屬于自身拘束加載方法，焊縫處的橫向拉伸拘束應(yīng)力很大， 平均拘束拉應(yīng)力遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過材料的屈服強(qiáng)度而接近抗拉強(qiáng)度， 與實(shí)際焊接結(jié)構(gòu)相比顯得過于嚴(yán)苛[6]。 因此， 有文獻(xiàn)指出， 試樣中表面裂紋率不超過20%， 即可認(rèn)為結(jié)構(gòu)實(shí)際焊接作業(yè)時不會出現(xiàn)裂紋[7]。 對于斷面裂紋率雖然沒有定量的建議， 但可以作為材料裂紋敏感性評定的重要依據(jù)。

2.1.2 T91/P91 鋼焊接裂紋的形態(tài)性質(zhì)

在100 °C 預(yù) 熱 溫 度 下， 采 用Midhani-A（E9015-B9） 焊條焊接試件 （板厚30 mm、 直Y 坡口） 中的裂紋金相照片如圖3[1]所示。 從圖3 可以看出， 啟裂于根部、 沿焊縫厚度方向擴(kuò)展并貫穿焊縫的一條主干裂紋 （圖3 （a））， 裂紋呈短段串接、 不連續(xù)特征。 在箭頭所指部位呈現(xiàn)明顯的二次裂紋 （見圖3 （b））。 在掃描電鏡下， 裂紋的斷口呈現(xiàn)脆性解理開裂形貌特征（如圖4[1]所示）， 斷口也顯示出二次裂紋的存在 （如圖5[1]所示）， 二次裂紋一側(cè)還呈現(xiàn)了一些韌窩花樣。 從光學(xué)金相和電子掃描圖像分析可知，這類裂紋的性質(zhì)屬于典型的氫致延遲冷裂紋。

圖3 Midhani-A 焊條在預(yù)熱溫度為100 ℃試樣（板厚30 mm、直Y 坡口） 中的裂紋形貌

圖4 預(yù)熱100 ℃試樣的解理斷裂形貌

圖5 圖3 中箭頭所示的二次裂紋一側(cè)以延性模式為主的形貌

室溫下采用CM-9Cb 焊條和TG-S9Cb 焊絲焊件中的裂紋金相照片分別如圖6[2]和圖7[2]所示。可以看出， 這類裂紋都啟裂于焊縫根部缺口處，在焊縫金屬中向上擴(kuò)展， 有的止裂于焊縫中， 有的則貫穿焊縫厚度直至焊縫表面。 在圖7 中， 裂紋啟裂于焊縫根部缺口處， 沿焊縫一側(cè)熔合線擴(kuò)展 （如箭頭所指）， 同時在缺口另一側(cè)亦產(chǎn)生撕裂形短段裂紋。

圖6 室溫下CM-9Cb 焊條焊件裂紋部位形貌

圖7 室溫下TG-S9Cb 焊絲焊件裂紋部位形貌

2.2 T91/P91 鋼焊接裂紋的影響因素

2.2.1 焊縫組織的影響

采用Midhani-A （E9015-B9） 焊條對12 mm厚試板進(jìn)行焊接， 直Y 形坡口硬度試驗(yàn)測試點(diǎn)位置如圖8[1]所示， 表8 是各點(diǎn)的實(shí)測值[1]。 可以看出， 焊縫區(qū)的硬度在450HV10以上， HAZ 的硬度在420HV10左右， 而母材區(qū)約為228HV10。 如此高的焊縫金屬硬度值（450HV10以上）， 表明它是馬氏體組織。 圖9[2]是實(shí)測焊縫的光學(xué)顯微組織形貌。文獻(xiàn)[4]指出， 這類焊縫金屬組織的主體結(jié)構(gòu)是板條馬氏體， 但是它的形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)卻是多變的。 正是這些細(xì)微變化， 改變了板條馬氏體原有的強(qiáng)韌化機(jī)制特性， 使其在不同條件下焊縫金屬的抗裂性有所差異。 如此高硬度的焊縫顯微組織， 再加上焊縫根部（鐵研試件） 缺口效應(yīng)導(dǎo)致的應(yīng)力集中， 冶金因素和應(yīng)力因素疊加作用下， 該區(qū)成為接頭脆化的主要部位和接頭開裂的薄弱環(huán)節(jié)。

圖8 試樣橫截面硬度測試點(diǎn)部位示意圖

表8 使用Midhani-A 焊條焊接試樣橫截面硬度測量結(jié)果

圖9 焊縫根部低碳馬氏體組織

從表5 試驗(yàn)結(jié)果可以看出， 馬氏體焊縫組織對T91/P91 鋼冷裂紋敏感性的影響， 除了馬氏體自身的品質(zhì)特性之外， 主要取決于焊縫中氫的行為和接頭拘束度的作用。 工件預(yù)熱溫度的提高有利氫的逸出， 試板厚度的減小有利接頭拘束應(yīng)力減低。

2.2.2 焊縫中擴(kuò)散氫行為的影響

（1） 焊縫中氫的擴(kuò)散方向

焊縫中氫的擴(kuò)散方向如圖10 所示[8]， 試樣截面裂紋走向如圖11 所示。 從圖10 可以看出，采用低強(qiáng)匹配時， 焊縫區(qū)的γ→α （M） 轉(zhuǎn)變溫度TF高于母材區(qū)的轉(zhuǎn)變溫度TB， 焊縫中的氫向HAZ 擴(kuò)散 （圖10 （a））， 致使HAZ 形成所謂富氫帶， 在馬氏體組織和應(yīng)力作用下， 冷裂傾向嚴(yán)重， 在鐵研試件中裂紋首先在焊縫根部應(yīng)力集中處啟裂， 并很快沿HAZ 馬氏體區(qū)擴(kuò)展， 然后拐入焊縫中 （圖11 （a））。 然而， 采用高強(qiáng)匹配時， 焊縫與母材的γ→α （M） 轉(zhuǎn)變幾乎同時發(fā)生， 焊縫中的氫向焊縫后部擴(kuò)散 （圖10 （b）），HAZ 未形成富氫帶， 而焊縫區(qū)成為了富氫區(qū)，在鐵研試件中裂紋首先在焊縫根部應(yīng)力集中處啟裂， 并在馬氏體焊縫 （富氫） 區(qū)擴(kuò)展 （圖3和圖11 （b））。

圖10 焊縫中氫的擴(kuò)散方向

圖11 鐵研試件橫截面裂紋走向示意圖

對于T91/P91 鋼的高強(qiáng)匹配焊縫， 有時由于母材鋼的化學(xué)成分波動， 可能出現(xiàn)碳當(dāng)量很高、焊縫金屬轉(zhuǎn)變溫度TF高于母材轉(zhuǎn)變溫度TB的情況 （如圖10 （c） 所示）。 此時是焊縫金屬形成的馬氏體或其混合組織對擴(kuò)散氫具有阻擋作用（因?yàn)闅湓隈R氏體中的擴(kuò)散系數(shù)2.5×10-7cm2/s 小于鐵素體中的擴(kuò)散系數(shù)4.0×10-7cm2/s， 但前者對氫的溶解度比后者大）， 使接頭HAZ 難以形成顯著的 “富氫帶”， 而富氫區(qū)仍位于馬氏體焊縫中。 焊縫區(qū)依舊是接頭脆化的主要部位和接頭開裂的薄弱環(huán)節(jié)。

（2） 焊縫中氫的聚集

采用低強(qiáng)匹配時， HAZ 是氫的聚集區(qū)， 即形成所謂的 “富氫帶”。 采用高強(qiáng)匹配時， 焊縫金屬區(qū)成了富氫區(qū)， 尤其是根部焊縫區(qū)， 應(yīng)力集中使其成為氫濃度峰值區(qū)。 在自身大拘束鐵研試驗(yàn)條件下， 試件裂紋的啟裂、 擴(kuò)展均與焊縫中氫的聚集分布密切相關(guān)。 低強(qiáng)匹配時， 裂紋啟裂于焊縫根部應(yīng)力集中處（氫濃度峰值區(qū)）， 沿“富氫帶” HAZ 擴(kuò)展（圖11 （a））； 高強(qiáng)匹配時， 裂紋啟裂于焊縫根部應(yīng)力集中處 （氫濃度峰值區(qū)），在 “富氫” 的焊縫區(qū)擴(kuò)展 （圖11 （b））。 不難看出， 氫的聚集區(qū)域決定裂紋部位， 富氫區(qū)部位的變化導(dǎo)致裂紋走向的變化。

（3） 工件預(yù)熱溫度與擴(kuò)散氫的關(guān)系

焊縫金屬中氫的行為與工件預(yù)熱溫度的關(guān)系見表9。 可以看出， 對于低強(qiáng)匹配焊縫 （針狀鐵素體及混合焊縫組織）， 盡管HAZ 是 “富氫帶”， 通常裂紋在啟裂于根部缺口處， 沿HAZ 擴(kuò)展， 然后拐入焊縫區(qū) （圖11 （a））。 但是由于焊縫的低強(qiáng)度， 延性好， 在鐵研試驗(yàn)剛性拘束條件下， 高強(qiáng)母材對熔合區(qū)強(qiáng)化作用較小， 熔合區(qū)的應(yīng)力得以松弛， 氫的分布較均勻， 同時焊接材料的擴(kuò)散氫含量低， 削弱了產(chǎn)生冷裂紋的充分條件， 通常防止裂紋產(chǎn)生的工件預(yù)熱溫度可以降低50～70 ℃。 焊前對工件預(yù)熱， 延長了t100， 降低了接頭的冷卻速度， 有利于焊縫金屬中擴(kuò)散氫的逸出， 減緩或避免向HAZ 粗晶區(qū)或焊縫區(qū)聚集， 從而有效控制或防止氫致冷裂紋的發(fā)生。

表9 焊縫金屬中氫的行為與工件預(yù)熱溫度的關(guān)系

具體到T91/P91 耐熱鋼， 焊接材料的選用采用 “準(zhǔn)成分匹配” 原則， 焊縫主體結(jié)構(gòu)為低碳馬氏體， 形成的接頭為高強(qiáng)匹配接頭。 由于馬氏體組織對焊縫中擴(kuò)散氫的阻止作用， HAZ無法形成 “富氫帶”， 而在焊縫中形成了 “富氫區(qū)”。 在鐵研試驗(yàn)剛性拘束條件下， HAZ 應(yīng)力未被松弛， 冷裂紋大多發(fā)生在富氫的焊縫區(qū)（圖11 （b））。 提高工件預(yù)熱溫度， 可以延長t100， 降低焊縫的冷卻速度， 有利焊縫中擴(kuò)散氫的逸出， 減緩或避免焊縫區(qū)， 特別是焊縫根部形成氫濃度峰值區(qū)， 使裂紋率明顯降低。

總之， 針狀鐵素體類和馬氏體兩種焊縫鐵研試件， 均隨工件預(yù)熱溫度提高裂紋傾向被減小，但裂紋部位有所不同， 前者發(fā)生在HAZ， 而后者發(fā)生在焊縫區(qū)。

2.2.3 接頭拘束應(yīng)力的影響

測試表明， 焊根處聚集的氫濃度比HAZ處高， 氫的聚集比較嚴(yán)重。 這是焊根處較大的應(yīng)力集中， 產(chǎn)生更大的塑性應(yīng)變的結(jié)果[9]。 根據(jù)應(yīng)力誘導(dǎo)氫擴(kuò)散機(jī)理， 將進(jìn)一步加劇氫在焊縫中的不均勻分布特征， 使焊縫或HAZ 粗晶區(qū)形成氫的富集區(qū)。 在應(yīng)力集中和氫的雙重作用下， 根部缺口處很容易達(dá)到啟裂臨界應(yīng)力， 裂紋首先在應(yīng)力集中處啟裂， 并很快沿焊縫區(qū)擴(kuò)展 （圖11 （b））。 考慮到鐵研試驗(yàn)中焊縫與母材的高強(qiáng)匹配關(guān)系 （見表5）， 焊縫金屬強(qiáng)度比母材高， 在鐵研大拘束狀態(tài)下， 焊縫不可能產(chǎn)生塑性變形而釋放部分應(yīng)力， 接頭中的組織特性和氫的分布狀態(tài)亦未受到 （高強(qiáng)匹配） 大的影響， 焊縫區(qū)成了接頭脆化主要部位和薄弱環(huán)節(jié)， 極易引發(fā)冷裂紋。

3 T91/P91 鋼焊接冷裂紋控制原理

基于Y 形坡口裂紋試驗(yàn)結(jié)果， T91/P91 鋼焊接施工中焊縫的顯微組織和接頭的拘束應(yīng)力是不可避免的， 然而焊縫中氫的數(shù)量及分布是可以控制的。 根據(jù)氫致冷裂紋產(chǎn)生的三要素缺一不可原理[10]， 工程上大量應(yīng)用的是“焊縫金屬低氫化工藝” （見表10）。 所謂焊縫金屬低氫化工藝，包括三方面控制， 即焊接材料低氫化、 工藝方法低氫化和輔助工藝低氫化。

表10 T91/P91 鋼焊接冷裂紋控制工藝及原理

（1） 焊接材料低氫化。 盡量使用低氫電焊條、 實(shí)心焊絲（特別推薦無鍍銅焊絲） 以及藥芯焊絲等， 焊條在使用前要嚴(yán)格按照要求的規(guī)范進(jìn)行烘烤， 焊絲須保證良好的防潮包裝。

（2） 工藝方法低氫化。 包括GTAW、 SMAW、FCAW 和SAW 等工藝方法， 強(qiáng)調(diào)焊接參數(shù)的合理選用和匹配、 保護(hù)氣體中水分的嚴(yán)格控制及作業(yè)中的防風(fēng)措施等。

（3） 輔助工藝低氫化。 首先工件焊前預(yù)熱200～250 ℃， 層間溫度200～300 ℃； 至于后熱等輔助工藝可根據(jù)施工現(xiàn)場氣候等條件靈活掌握。預(yù)熱+緊急后熱等綜合輔助工藝， 在特殊情況下亦可考慮采用。

綜上， 在馬氏體焊縫組織前提下， 控制T91/P91 鋼焊接氫致裂紋的主導(dǎo)思想是控制焊縫中的氫： 一是要控制焊材中的水分， 使進(jìn)入焊縫的水分盡量的少； 二是即使少量水分進(jìn)入焊縫， 焊縫中的氫也容易盡快逸出， 使焊縫中殘留的擴(kuò)散氫數(shù)量最小化， 不足以引發(fā)氫致裂紋。 工程實(shí)踐證明效果非常顯著， 當(dāng)然在現(xiàn)場施工之前， 首要工作仍然離不開焊接工藝評定。 換言之， 工藝人員所選用的 “焊縫金屬低氫化工藝”， 應(yīng)首先在工藝評定中實(shí)現(xiàn)。

4 結(jié) 論

（1） T91/P91 鋼焊后狀態(tài)的焊縫組織為板條馬氏體+殘余奧氏體+δ 鐵素體， 焊后熱處理狀態(tài)的組織為回火馬氏體+δ 鐵素體+碳化物； 焊縫組織的形成取決于“準(zhǔn)成分匹配” 焊縫金屬的化學(xué)成分。

（2） 在鐵研試件中出現(xiàn)的啟裂于根部應(yīng)力集中處的裂紋， 以短段串接、 二次裂紋、 穿晶開裂方式在焊縫區(qū)擴(kuò)展， 其性質(zhì)屬于氫致冷裂紋。

（3） 馬氏體焊縫組織對T91/P91 鋼冷裂紋敏感性影響， 除了馬氏體自身的品質(zhì)特性之外，主要取決于焊縫中擴(kuò)散氫的行為和接頭拘束應(yīng)力的作用。

（4） 工程上常用焊縫殘留擴(kuò)散氫量最小化、不足以引發(fā)氫致冷裂紋的“焊縫金屬低氫化” 綜合工藝來控制T91/P91 鋼焊接冷裂紋， 并獲得了滿意的效果。