低合金耐热钢焊接性分析

低合金耐热钢的焊接性与低碳调质钢相近，焊接中存在的主要问题是冷裂纹、热影响区的硬化、软化，以及焊后热处理或高温长期使用中的再热裂纹（SR裂纹）。如果焊接材料选择不当，焊缝中还有可能产生热裂纹。

1.组织和性能特点

（1）强度Cr-Mo钢及Cr-Mo-V钢热处理后的组织为珠光体＋铁素体。正火时，如果冷却速度较快或合金含量较高，Cr-Mo钢及Cr-Mo-V钢的组织为铁素体＋贝氏体。珠光体耐热钢的组织稳定性良好，热脆倾向不敏感，但在高温长期运行中，会出现碳化物球化及碳化物聚集长大等现象，降低钢的热强性和冲击韧度。

Cr-Mo耐热钢的使用温度一般为400～650℃，要求有一定的蠕变断裂强度，还要求有一定的短时高温强度或具有抗氢脆的性能。高温高压容器制造一般使用高强度耐热钢，以减小板厚。例如，美国ASTM A387标准中对Cr-Mo钢规定有两个等级：1级为退火材料，强度较低；2级为正火＋回火材料，强度较高。对于厚板，正火冷却不是很充分，如果强度和韧性难以达到要求，可进行强制空冷。

随着化工容器的大型化、高压化，ASTM A387标准规定的材料强度已不能满足要求，因此厚度达300mm的厚板一般采用经过调质处理的Cr含量高的钢，如2.25Cr-1Mo钢、5Cr-0.5Mo钢等，以保证强度。图9-20所示为2.25Cr-1Mo钢和5Cr-0.5Mo钢的淬透性。

图9-20 2.25Cr-1Mo钢和5Cr-0.5Mo钢的淬透性

2.25Cr-1Mo钢在冷却速度超过10℃／min时变为单相贝氏体，冷却速度达100℃／min时出现马氏体，这时的硬度开始上升。而冷却速度在10℃／min以下时为铁素体＋贝氏体，硬度急剧下降。但是一般不会有冷却速度10℃／min以下如此缓慢的热处理，只有厚度为100mm以上的厚板空冷才能有如此慢的冷却速度。

5Cr-0.5Mo钢的淬透性很高，2℃／min的冷却速度就能充分淬火。即使板厚超过300mm进行正火，也能得到完全的单相马氏体组织，硬度几乎没有变化。

轻水原子反应堆压力容器、火力发电锅炉汽包使用的549MPa的Mn-Mo钢或Mn-Mo-Ni钢，板厚50mm以下用轧制状态，板厚50～100mm用正火状态，板厚超过100mm时为保证强度，要进行强制空冷或淬火。Mn-Mo-Ni钢因为含有Ni，调质处理后，韧性较好。大型原子反应堆使用的厚度达100～150mm的钢板，为了保证强韧性，几乎都用Mn-Mo-Ni钢。

图9-21所示为Mn-Mo-Ni钢的淬透性。可以看出，冷却速度达300℃／min时，得到的几乎都是马氏体＋贝氏体组织，只有很少部分初析铁素体组织，硬度高达440～460HV。低于这个冷却速度，难以形成马氏体组织，硬度急剧下降。冷却速度低于80℃／min时，得到的是铁素体＋珠光体＋贝氏体的组织，硬度在300HV以下，回火后不能保证钢的强度和韧性。因此不希望冷却速度低于80℃／min。

图9-21 Mn-Mo-Ni钢的淬透性（0.2C-0.25Si-1.32Mn-0.68Ni-0.19Cr-0.54Mo-0.27Cu-0.019Al）

Cr-Mo耐热钢不仅要求较高的强度，更要求良好的强韧性组合。为了获得良好的综合性能，须将淬火后的Cr-Mo钢在低于相变点温度进行回火使之韧化。过度回火或回火不足，都不能充分发挥钢的特性。回火过程是碳的扩散及碳化物析出、聚集的过程，这个过程需要在高温下长时间进行。评价耐热钢回火的程度时，可根据试验结果把时间、温度对相变反应速度的影响归纳为一个参数，即回火参数P：

P＝T（lgt＋20）×10^－3（9-5）

式中T——热力学温度（K）；

t——时间（h）。

图9-22所示为各种Cr-Mo钢的回火参数和抗拉强度之间的关系。可以看出，随着回火参数P的增加，抗拉强度几乎都是下降的。无论回火前的组织如何，这种下降直线的斜率虽有变化，但仍保持线性关系。回火参数P值较小时，充分淬火钢的抗拉强度较高，而不充分淬火钢的抗拉强度较低。充分淬火钢的直线斜率比不充分淬火钢的大。

图9-22表明（ASTM A387标准），抗拉强度515～680MPa的1.25Cr-0.5Mo钢和2.25Cr-1Mo钢，应在回火参数P＝（19.5～21.5）×10^－3的条件下使用，而3Cr-1Mo钢和5Cr-0.5Mo钢可以在稍高回火参数P的条件下使用。

屈服强度与抗拉强度一样，随着回火参数P的增加，几乎成直线下降。高温强度也有类似的现象。对于高温抗拉强度，最大的容许应力应是在相同回火参数P下得到的抗拉强度的1／4。对于焊后进行了消除应力退火的厚大焊接件，计算回火参数P时，应将消除应力退火的回火参数加进去，以保证焊接结构的强度是设计所规定的强度。

图9-22 各种Cr-Mo钢的回火参数和抗拉强度之间的关系

图9-23 Cr-Mo钢回火参数P与断口转变温度的关系

（2）韧性 图9-23所示为Cr-Mo钢回火参数P与断口转变温度的关系。可以看出，每种钢都有一个与最低断口转变温度相对应的合适的回火参数P。即使对于相同成分的2.25Cr-1Mo钢，也有空冷正火＋回火（NT）处理和水冷淬火＋回火（QT）处理两种结果。淬火＋回火（QT）比正火＋回火（NT）的钢材韧性要高。回火前的组织，对回火后钢材的韧性有很大影响，低温转变组织回火后的韧性较高。回火后钢材的韧性依据回火前组织（马氏体→贝氏体→珠光体＋铁素体）的顺序下降。

对1.25Cr-0.5Mo钢和2.25Cr-1Mo钢的回火参数P与20℃时冲击吸收能量的关系进行研究表明，两种钢进行相同的回火处理和焊后热处理，1.25Cr-0.5Mo钢焊后热处理的冲击吸收能量仍在回火后冲击吸收能量的范围；而2.25Cr-1Mo钢焊后热处理的冲击吸收能量却在回火后的冲击吸收能量之下，其转变温度升高，这可能是由于碳化物积聚和铁素体晶粒长大引起的，也被认为是焊后热处理后缓冷引起的回火脆性。

（3）蠕变强度 钢材在高温长期运行时会发生蠕变，即发生缓慢的不能回复的微小塑性变形。这种微小的塑性变形达到一定程度后，钢材会出现比在同样温度下短期运行时低的抗拉强度而发生断裂。关于合金元素对钢蠕变强度的影响，Mo的影响最大，即含Mo钢的蠕变强度最高，它是耐热钢必加的元素。Cr、Mn、Si也可提高蠕变强度，特别是Cr，能增加抗氧化性。W、V、Ti、Nb也可提高蠕变强度，但珠光体耐热钢中除V之外很少用。

图9-24 1Cr-0.5Mo、1.25Cr-0.5Mo和2.25Cr-1Mo 耐热钢管的蠕变断裂特性

钢材调质处理比退火状态的强度和韧性要高，但对蠕变强度的影响未必如此。图9-24所示为1Cr-0.5Mo、1.25Cr-0.5Mo和2.25Cr-1Mo耐热钢管的蠕变断裂特性，1.25Cr-0.5Mo和2.25Cr-1Mo钢进行了不同的热处理。这些钢在550℃或600℃附近使用时会发现，短期使用的蠕变强度还有差别，但长期使用的蠕变强度就没有明显差别了。

图9-25所示为Cr-Mo耐热钢10⁵h的蠕变断裂强度。铁素体钢的蠕变现象是晶内发生的滑移，是晶内位错移动的反映。这种位错移动会受到碳化物等析出物质点的阻碍使蠕变速率下降。析出物质点之间的间隔为原子间隔的25～50倍时，具有最好的阻碍位错移动的效果。设备运行将在高温停留很长时间，即使材料在淬火＋回火中析出的是极细小的碳化物，也会开始聚集，但不能成为阻止已经移动的位错障碍物。退火状态几乎聚集到了能够阻碍位错移动的障碍物，这也是退火处理使之脆化的原因。

2.热影响区硬化及冷裂纹

珠光体耐热钢由于含有较多的合金元素，有很大的淬硬倾向，在焊接冷却条件下能够显著硬化，因此具有较强的冷裂敏感性。珠光体耐热钢中的Cr、Mo元素能显著提高钢的淬硬性，这些合金元素推迟了冷却过程中的组织转变，提高了过冷奥氏体的稳定性。对于成分一定的耐热钢，最高硬度取决于奥氏体相的冷却速度。焊接热输入过小时，热影响区易出现淬硬组织；焊接热输入过大时，热影响区晶粒明显粗化。

图9-25 Cr-Mo耐热钢10⁵h的蠕变断裂强度

淬硬性高的珠光体耐热钢焊接中可能出现冷裂纹，裂纹倾向一般随着钢材中Cr、Mo含量的提高而增大。当焊缝中扩散氢含量过高、焊接热输入较小时，由于淬硬组织和扩散氢的作用，常在珠光体耐热钢焊接热影响区的粗晶区中出现冷裂纹，通常为穿晶裂纹，特别是在热影响区为淬硬的马氏体组织时更为明显。有时热影响区淬硬性较低，有珠光体＋马氏体混合组织时，裂纹也可能沿晶界发展。

耐热钢焊接产生冷裂纹的原因有钢材的淬硬性（组织因素）、焊缝扩散氢含量和接头的拘束度（应力状态）。可采用低氢焊条和控制焊接热输入在合适的范围，并采取适当的预热、后热措施，来避免产生焊接冷裂纹。焊接生产中，正确选定预热温度和焊后回火温度对防止冷裂纹是非常重要的。

几种耐热钢的斜Y形坡口对接裂纹试验结果的比较如图9-26所示。

试验结果表明，对于P91钢铸件，预热温度达到200℃就可以防止裂纹；对于P91钢管，需要预热到250℃；对于P22钢（2.25Cr-1Mo），则需要预热到300℃以上才能防止焊接冷裂纹，说明P91钢的冷裂纹倾向比P22钢小。

MCM2S（2.25Cr-1.6WVNb，T23）钢在常温下焊接可以不预热，P92钢只需要预热到100℃，HCM12A（12Cr-0.4Mo-2WCuVNb）钢需要预热到150℃，P91钢需要预热到180～250℃。实际焊接时，预热温度可以在此基础上适当提高50℃左右，但没有必要把预热温度提得过高。过高的预热温度对接头区的组织性能是不利的。

目前，耐热钢焊接倾向于提高焊缝的塑性和韧性，而稍降低其强度，这对于避免冷裂纹产生，保障安全运行是一种有效的措施。

3.再热裂纹（SR裂纹）(www.xing528.com)

再热裂纹是对焊接接头进行热处理或设备高温运行中在焊接区产生的晶界裂纹。再热裂纹不仅在热影响区的过热区产生，也可能在焊缝金属中产生。珠光体耐热钢再热裂纹的产生取决于钢中碳化物形成元素（Cr、Mo、V、Nb、Ti等）的特性及其含量。图9-27所示为再热裂纹与焊后热处理的关系。

图9-26 几种耐热钢的斜Y形坡口对接裂纹试验结果的比较

a）P91铸钢件、P91钢管和P22钢的比较b）T23、T91、T22钢的比较

c）w_Cr为12％的HCM12A和P91钢的比较d）含较多W元素的P92钢的试验结果

图9-27 再热裂纹与焊后热处理的关系 （基本成分：0.16C-0.99Cr-0.46Mo-0.6Mn-0.3Si，斜Y形坡口小铁研试验）

焊接过程中靠近熔合区的热影响区被加热到1300℃以上，钢中Cr、Mo、V、Nb、Ti等的碳化物溶入固溶体。在随后冷却过程中，由于冷却速度较快，碳化物来不及析出，过饱和地留在固溶体中。当对焊接接头进行焊后热处理或设备高温运行中，上述碳化物从固溶体中析出，引起晶粒内部强化，导致晶内强度升高，不易变形。消除应力是高温下材料的屈服强度下降、应力松弛和发生蠕变的过程。这时，由于热影响区过热区金属晶粒内部因碳化物析出已经强化，蠕变的发生只能集中在比较薄弱的晶界处。而晶界往往显示出很差的变形能力，从而导致晶界再热裂纹的产生。

再热裂纹多出现在焊接热影响区的粗晶区，与焊接工艺及焊接残余应力有关。这种裂纹一般在500～700℃的敏感温度范围形成，裂纹倾向还取决于热处理工艺。采用大热输入的焊接方法时，如多丝埋弧焊或带极埋弧焊，在接头处高拘束应力作用下，焊层间或堆焊层下的过热区易出现再热裂纹。

珠光体耐热钢中的Mo含量增多时，Cr对再热裂纹的影响也增大，如图9-28所示。Mo的质量分数从0.5％增加至1.0％时，再热裂纹敏感性最大的Cr的质量分数从1.0％降低至0.5％。但钢中如有质量分数为0.1％的V元素时，即使Mo的质量分数为0.5％，再热裂纹倾向也很大。

图9-28 合金元素对钢材再热裂纹敏感性的影响

a）Cr、Mo含量对再热裂纹的影响（600℃×2h） b）Cr、Mo、V含量对再热裂纹的影响

1—1Mo 2—0.5Mo 3—0.5Mo-0.1V

碳元素在1Cr-0.5Mo钢中对再热裂纹敏感性的影响如图9-29所示，可以看出，随着钢中V含量的增加，碳对再热裂纹的影响也加剧。图9-30是V、Nb、Ti对再热裂纹敏感性的影响，其中V的影响最显著。

图9-29 碳元素对再热裂纹的影响（600℃×2h，炉冷）

1—1Cr_-0.5Mo-（0.08～0.09）V 2—1Cr-0.5Mo-（0.04～0.05）V

图9-30 V、Nb、Ti对再热裂纹的影响（600℃×2h，炉冷）

●▲■—0.6Cr-0.5Mo-V、Nb、Ti ○△□—1Cr-0.5Mo-V、Nb、Ti

防止再热裂纹的措施如下：

1）采用高温塑性高于母材的焊接材料，限制母材和焊接材料的合金成分，特别是要严格限制V、Ti、Nb等合金元素的含量到最低的程度。

2）将预热温度提高到250℃以上，层间温度控制在300℃左右。

3）采用小热输入的焊接工艺，减小焊接热影响区过热区宽度，细化晶粒。

4）选择合适的热处理工艺、避免在敏感温度区间停留较长时间。

4.回火脆性

某些Cr-Mo耐热钢及其焊接接头回火时，在370～570℃温度区间缓冷（或长期运行）比快冷时的韧性低（发生脆变），这种现象称为回火脆性。产生回火脆性的主要原因是在回火脆性温度范围内长期加热后，P、Sb、Sn、As等杂质元素在奥氏体晶界偏析而引起的晶界脆化，与促进回火脆性的元素Mn、Si也有关。因此，对于基体金属来说，严格控制P等有害杂质元素和Si的含量，同时降低Mn含量是防止回火脆性的有效措施。

2.25Cr-1Mo耐热钢是在电力、石油化工行业中广泛应用的钢种。这种钢具有良好的抗氢腐蚀、抗回火脆性、抗再热脆化等性能。2.25Cr-1Mo钢抗回火脆性的特点如下：

①钢是否脆化可用回火前后冲击试验韧脆转变温度的变化加以比较。

②含有P、Sb、Sn、As等杂质元素的低合金钢，在375～575℃温度区间长时间加热易发生脆化。脆化试样的冲击断口是从原奥氏体晶界起裂的。发生脆化的钢加热到某一温度以上，韧性可得到恢复。

③除上述杂质元素外，Mn、Si、Cr、Ni也加剧脆化，而Mo、W可推迟脆化过程。

④化学成分相同的钢，其脆化程度随着组织不同依如下顺序减小：马氏体、贝氏体、珠光体。若奥氏体晶粒粗大，其脆化程度也大。

焊缝金属回火脆性的敏感性比锻、轧材料更明显，因为焊接材料中的杂质难以控制。一般认为要获得低回火脆性的焊缝金属必须严格控制P和Si的含量，通过俄歇电子能谱观察到P在晶界上的偏析，而且偏析的浓度与Si含量有关。研究还发现Si和P在晶界上形成Si-P复合物，促使晶界脆化，因此除了要严格限制P含量（w_P≤0.015％）外，焊缝中Si含量要控制在质量分数为0.15％以下。

回火脆化后的韧性，在耐压试验或工程应用中是否能保证安全受到人们的关注。针对这个问题，可采用与实际运行相同的条件进行脆化试验，用脆化试验后得到的韧性（或脆性转变温度）来判断。Cr-Mo钢的回火脆性，短时间加热很难发生，可以采用加速脆化的方法，即用分级热处理的方法来研究回火脆性。为安全起见，将脆化后的转变温度值的变化量提高1.5倍，加上脆化试验前的转变温度作为实际脆化后的转变温度，即

Tr_emb＝Tr＋1.5（Tr_step^－Tr）＝Tr＋1.5ΔTr_step（9-6）

式中Tr_emb——实际脆化后的转变温度；

Tr——脆化前的转变温度；

Tr_step——阶梯冷却脆化后的转变温度；

ΔTr_step——阶梯冷却脆化前、后的转变温度变化量，即ΔTr_step＝Tr_step－Tr。