CN106624416A - 改善t92钢焊接接头组织和性能的方法及t92钢焊接接头 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种本发明改善T92钢焊接接头组织和性能的方法，通过对熔敷金属以及焊接接头的试验分析了T/92钢铁素体耐热钢的焊接性，分析三种不同成分熔敷金属及焊接接头的力学性能，并且和进口焊丝的焊接性进行了对比研究，分析了镍含量和不同焊后热处理工艺及冷却速度对T/P92铁素体耐热钢焊缝组织及力学性能的影响机理，得出的对T92钢焊接接头的合理的预热温度、热输入、层间温度以及焊后热处理工艺的控制以及镍含量。

Description

改善T92钢焊接接头组织和性能的方法及T92钢焊接接头

技术领域

本发明涉及一种改善T92钢焊接接头组织和性能的方法及T92钢焊接接头。

背景技术

为了提高火电厂发电效率，降低CO2气体的排放和燃料的大量消耗，世界各国都在研制具有更高使用温度(≥600℃)和工作压力(≥31MPa)的汽机进口蒸汽参数的超临界和超超临界机组。然而高温高压下具有长时间使用寿命的材料的开发成为发展超临界及超超临界机组的关键。

T92焊接过程中，焊接接头冲击韧性远低于母材的冲击韧性是T92钢应用过程中遇到的一个突出的问题。由于T92钢在时效后韧性下降非常快，因此提高焊接接头在时效前的韧性以提高接头的韧性储备，是保持其时效后韧性的有效手段。虽然世界各国的焊接工作者从焊接材料、焊接工艺、焊后热处理等方面进行了大量的研究工作，但接头韧性仍然没有得到本质的提高。由于T92钢研制成功的时间很短，加上超超临界机组发展和建造的迫切需要，因此目前大量的研究集中在工程技术应用领域。焊接材料及焊接工艺的研究也主要是以达到ASME标准对该类钢冲击韧性的最低要求为目标，对于焊接冲击韧性不足的深层次原因尚缺乏系统的理论研究。而通过弄清T92钢焊接接头冲击韧性远低于母材的微观机理，对T92钢焊接材料的研制和制定合理的焊接工艺具有重要的指导意义。

有鉴于上述的缺陷，本设计人积极加以研究创新，以期创设一种改善T92钢焊接接头组织和性能的方法及T92钢焊接接头，使其更具有产业上的利用价值。

发明内容

为解决上述技术问题，本发明的目的是提供一种开发出针对T92耐热钢专用的焊接匹配材料的改善T92钢焊接接头组织和性能的方法及T92钢焊接接头。

本发明改善T92钢焊接接头组织和性能的方法，其特征在于，分析三种不同成分熔敷金属及焊接接头的力学性能，和进口焊丝的焊接性进行了对比研究，分析了镍含量和不同焊后热处理工艺及冷却速度对T/P92铁素体耐热钢焊缝组织及力学性能的影响机理，得出的对T92钢焊接接头的合理的预热温度、热输入、层间温度以及焊后热处理工艺的控制以及镍含量。

进一步地，具体包括：

选取1号、2号、3号三种焊丝直径均为1.6mm，Ni的含量不同的焊丝；

1号、2号、3号三种焊丝各元素含量质量百分比如下表所示，

其中三种焊丝中S、P、O杂质元素的含量≤0.005％；

对三种焊丝分别进行焊丝金属熔敷，然后对T92钢焊接接头在焊后24小时内对焊接试板采用如下热处理工艺：760℃×2h保温，随炉冷却至350℃取出试板，在空气中冷却至室温；

分析熔敷金属力学性能、熔敷金属微观组织和断口、熔敷金属相变点及析出物类型的热力学计算；

进行熔敷金属的化学成分检测、熔敷金属的微观组织分析、熔敷金属的析出相分析、熔敷金属的力学性能分析、T92焊丝熔敷金属扫描断口分析，得到微合金元素对熔敷金属组织和性能的影响结果，选取2号焊丝进行焊后热处理及冷却速度t8/5对焊缝组织和性能的影响分析；

焊后热处理及冷却速度t8/5对焊缝组织和性能的影响分析包括：

对2号焊缝金属进行如下热处理工艺：选取740℃、760℃和800℃三个温度作为热处理保温温度，每个温度下分别保温2h、4h和8h，分别研究温度和保温时间对焊缝金属性能的影响；

不同热处理工艺下断口形貌分析；

选取2号焊丝作为热模拟对象，模拟t8/5分别为5s、10s、20s和70s时焊缝的金相组织，对模拟后的焊缝未采取热处理；以5g FeCl3、15ml HCI和80ml H2O的混合腐蚀溶液腐蚀金相组织；从t8/5从5s到70s的冷却范围内，组织均为马氏体组织，说明焊缝金属在较宽的一个热输入条件下均可得到马氏体组织，一般随着焊接热输入的增加，其组织的晶粒会变的粗大，韧性变差。硬度也会增加；

T92耐热钢焊接接头的组织和性能研究，包括：

选择2号焊丝和进口的Thermanit MTS-616焊丝进行试验，试验用钢管为进口的T92管，该钢管的化学成分(wt％)为:C 0.11％；Mn 0.47％；Cr:8.8％；W l.9％；Nb0.068％；Ni 0.40％；Al 0.04％；N 0.05％；B 0.004％；Si 0.37％；V 0.22％；Mo 0.45％；S,P≤0.01％，管的外径为35mm,内径为30mm，管厚为5mm；

对两种焊丝采用采用手工钨极氩弧焊焊接，两种焊丝焊完后，均采用相同的热处理制度：760℃×2h 保温，随炉冷却至350℃取出焊管，在空气中冷却至室温；

然后，将两种焊丝进行对比分析焊接接头显微组织分析、焊接接头冲击和拉伸断口分析；

基于上述试验分析得到：熔敷金属中随Ni含量的增加，熔敷金属的强度逐渐变大。当Ni含量＜1.0％时，熔敷金属的韧性随Ni含量的增加而提高。当Ni含量≥1.0％时，过于促使奥氏体形成温度降低。熔敷金属的AC1点明显低于焊后热处理温度(760℃)，室温下回火组织不均匀，Ni含量应控制在＜1.0％，使得熔敷金属或焊缝的AC1点接近母材T/P92钢的AC1点(800～845℃)在焊缝金属在AC1点以下回火时，随着保温时间和回火温度的提高，焊缝金属的韧性增加。

进一步地，熔敷金属微观组织和断口分析：熔敷金属的合金成分采用火花源发射光谱法GB/T11170-2008测定；

沿焊道纵向截取金相观察用试样，经研磨抛光后采用5g CuCl2、30ml HCI、25ml酒精和30ml H2O的混合腐蚀溶液进行腐蚀，采用MEF-4M型金相显微镜和SCIAS6.0图象分析系统分析熔敷金属的微观显微组织；熔敷金属中的第二相以及冲击断口的形貌分析采用日立S-4300型扫描电镜(Scanning Electron Microscope)及配套的能谱仪(EnergyDispersive Spectrometer)。

采用H-800型透射电镜(Transmission Electron Microscope)分析熔敷金属的的精细结构以及对熔敷金属中析出的第二相进行定性分析；

为了确定熔敷金属中可能存在的析出相，对熔敷金属进行第二相的电解萃取；采用PHLIPS APD-10X射线衍射仪分析熔敷金属的相组成。

本发明T92钢焊接接头，包括如下原料成分，且原料成分的质量百分比为：NO 2，C0.10，Mn＜1.0，Nb0.035，B＜0.005，Ni 0.68，Cr8.79，N0.073，Si 0.22，Mo＜1.0，W＜2.0，V0.20以及S、P、O杂质元素的含量≤0.005％。

借由上述方案，本发明至少具有以下优点：

(1)通过合理的预热温度、热输入、层间温度以及焊后热处理工艺的控制，焊接过程中不易产生各类缺陷，也不易形成冷裂纹，表现为良好的焊接性。

(2)焊缝中主要析出物为Cr23C6相，沿晶界和亚晶界分布。其次为V的碳氮化合物、痕量Nb的碳氮化合物在马氏体板条束或块的内部分布，熔敷金属中不存在Laves相。其Laves相主要在高温长时间时效下析出。

(3)熔敷金属中随Ni含量的增加，熔敷金属的强度逐渐变大。当Ni含量＜1.0％时，熔敷金属的韧性随Ni含量的增加而提高。当Ni含量≥1.0％时，过于促使奥氏体形成温度降低。熔敷金属的AC1点明显低于焊后热处理温度(760℃)，室温下回火组织不均匀，Ni含量应控制在＜1.0％，使得熔敷金属或焊缝的AC1点接近母材T/P92钢的AC1点(800～845℃)。

(4)在焊缝金属在AC1点以下回火时，随着保温时间和回火温度的提高，焊缝金属的韧性增加。当在AC1～AC3之间回火时，马氏体开始分解，随着时间的延长和温度的进一步提高，分解较严重，碳氮化合物发生偏聚，韧性会增加，但强度损害较大。固为了保证焊缝金属的强度，不应在AC1点以上区间回火。

(5)焊缝金属在冷却速度t8/5为5s、10s、和20s时，脆化矢量相对较大的C、N间隙固溶强化元素以及强、中碳氮化合物形成元素均处于固溶状态，当t8/5为70s时，焊缝中开始有零散的第二相析出，焊缝韧性出现反弹现象。实际焊接中焊缝冷却速度可在5s～70s内波动，只要在焊后对焊缝金属进行适当的热处理使其马氏体组织充分回火，均可保证焊缝金属韧性，但热输入不易过大，易造成焊态下的马氏体组织粗大，即使进行适当的热处理，其粗大的回火马氏体同样对焊缝韧性不利。

(6)在采用相同焊接工艺的条件下，自主研制的T/P92铁素体耐热钢焊丝的焊缝金属在本文试验中表现出了较好的综合力学性能。其中综合性能较好的含镍量为0.68％的焊丝高温强度和室温韧性均优于进口焊丝，其室温和高温塑性相差不大。

上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，并可依照说明书的内容予以实施，以下以本发明的较佳实施例并配合附图详细说明如后。

附图说明

图1是1号熔敷金属组织；

图2是2号熔敷金属组织；

图3是3号熔敷金属组织；

图4是熔敷金属温度和相含量曲线；

图5是熔敷金属第二相分布

图6是熔敷金属析出相热力学计算；

图7是Ni含量和熔敷金属韧性曲线；

图8是740℃热处理保温；

图9是760℃热处理保温；

图10是800℃热处理保温；

图11是熔敷金属中的第二相；

图12是熔敷金属韧性和热处理关系曲线；

图13是熔敷金属硬度和热处理关系曲线；

图14是熔敷金属纤维断口率与热处理关系曲线；

图15是焊缝韧性随t8/5的变化；

图16是焊缝硬度随t8/5的变化；

图17是热模拟冲击断口形貌；

图18是热模拟组织扫描形貌；

图19是焊接接头硬度。

具体实施方式

下面结合附图和实施例，对本发明的具体实施方式作进一步详细描述。以下实施例用于说明本发明，但不用来限制本发明的范围。

T92钢TIG焊熔敷金属试验与分析

试验材料

试验焊丝根据对比需要自行研制了三种，焊丝直径均为1.6mm，三种焊丝成分经化学分析法测得的成分含量见下表2-1所示。三中焊丝的成分区别主要在Ni的含量上。

表2-1焊丝的化学成分(质量分数，％)

Table 2-1 The chemical composition of deposited metal(massfraction,％)

其中三种焊丝中S、P、O杂质元素的含量≤0.005％

试验方法

焊丝熔敷金属试验

焊板焊接参照GB985－88中的V形带垫板坡口进行熔敷金属的焊接。试板材料选用945钢板，尺寸为250×150×20mm。垫板选用厚度为10mm的D36钢板。为防止气体保护焊时，母材稀释对焊丝熔敷金属成分的影响，使用同一试验焊丝在坡口两侧分别堆焊厚度约8mm的隔离层，并在坡口底部进行TIG焊打底。

试验设备采用AMET Maipulator自动TIG焊接系统对试板进行脉冲TIG焊接。保护气为100％氩气，气体流量为15L/min。焊接参数见下表2-2。每个焊件共焊接13层30道。前五道为打底焊接，随后的焊道调整层间温度与送丝速度，控制层间温度在150～200℃之间。

表2-2焊接工艺参数

Table 2-2Welding parameters

熔敷金属焊后热处理

T92钢属于高温(≥600℃)用耐热钢，其焊接后焊缝的室温组织为马氏体组织。所以焊接T92钢的主要问题是存在焊缝冷裂纹及焊缝的韧性低问题，为了降低焊后冷裂纹倾向，改善焊缝的组织及性能，必须采取合理的热处理工艺，使T92钢焊缝热处理后为单一的回火马氏体组织，从而降低应力和提高焊缝韧性。焊后热处理规范要保证焊缝马氏体得到充分的回火而形成回火马氏体，从而保证焊缝的冲击韧性。热处理温度要适中，温度过低将出现回火不完全或回火完全但要求很长的保温时间。温度过高马氏体会发生严重的分解，合金碳化物会产生偏聚，从而损害其强度，所以对T92钢焊接接头在焊后24小时内对焊接试板采用如下热处理工艺：760℃×2h保温，随炉冷却至350℃取出试板，在空气中冷却至室温。

熔敷金属力学性能试验

目前对表征高韧性材料的断裂行为广泛采用V形缺口(Charpy V Notch)试样一次摆锤冲击弯曲试验来测定材料的冲击韧性，其性能指标为冲击吸收功。通过拉伸可以测得的力学性能指标如屈服强度(R_P0.2)；抗拉强度(R_m)；断后伸长率(A％)；断面收缩率(Z％)。这些性能指标对评定材料的塑韧性具有重要的作用。冲击试样尺寸为标准试样，其规格为10×10×55mm，冲击试验在JBN-300型试验机上进行。拉伸试样加工成光滑的圆棒拉伸试件，其标准尺寸规格为Φ6×105mm。室温拉伸试验在UH-F50A(250kN)拉伸试验机上进行。拉伸和冲击试验分别按照GB/T 2652-1989和GB/T 2650-1989进行。采用FUTURE-TECH的FM-300型自动显微硬度计测定熔敷金属的表层焊道，加载载荷为5000g，加载时间为10s。

熔敷金属微观组织和断口分析

熔敷金属的合金成分采用火花源发射光谱法GB/T 11170-2008测定。

沿焊道纵向截取金相观察用试样，经研磨抛光后采用5g CuCl₂、30ml HCI、25ml酒精和30ml H₂O的混合腐蚀溶液进行腐蚀，采用MEF-4M型金相显微镜和SCIAS6.0图象分析系统分析熔敷金属的微观显微组织。熔敷金属中的第二相以及冲击断口的形貌分析采用日立S-4300型扫描电镜(Scanning Electron Microscope)及配套的能谱仪(EnergyDispersive Spectrometer)。

采用H-800型透射电镜(Transmission Electron Microscope)分析熔敷金属的的精细结构以及对熔敷金属中析出的第二相进行定性分析

为了确定熔敷金属中可能存在的析出相，对熔敷金属进行第二相的电解萃取。采用PHLIPS APD-10X射线衍射仪分析熔敷金属的相组成。

熔敷金属相变点及析出物类型的热力学计算

采用Thermo-calc热力学计算软件对熔敷金属的析出相和熔敷金属相变点进行理论计算，数据库来自于针对于Fe–Cr–Mo–V–Mn–W–Ni–Si–Nb–C–N–B系统的TCFE6，需要指出的是Thermo-calc计算的理想状态下奥氏体化温度A₁点并不是A_C1，其热处理保温状态下A_C1点接近A₁点。所得计算结果与试验结果进行对比研究。

熔敷金属试验结果与分析

熔敷金属的化学成分

三种焊丝按照2.2.1所述的焊接规范及参数焊接，在24h内对其焊后热处理后采用火花光谱法测定的熔敷金属成分见下表2-3所示。从表2-3中可以发现，焊丝中的合金含量均有一定的烧损现象。由于TIG焊接为全氩气保护，故合金烧损量较少。

表2-3熔敷金属的化学成分(质量分数，％)

Table 2-3 The chemical composition of deposited metal(massfraction,％)

其中三种熔敷金属中S、P、O杂质元素的含量≤0.006％。

熔敷金属的微观组织

以CuCl₂盐酸酒精水溶液为腐蚀液腐蚀熔敷金属表层焊道。混合腐蚀液可以使马氏体颜色变深，使铁素体着色。图1为1号熔敷金属微观组织，图2为2号熔敷金属微观组织，图3为3号熔敷金属微观组织。从图1可以看出回火组织不均匀，存在回火马氏体与未回火马氏体或回火不充分的混合区。其中颜色较深部位为未回火区或回火不充分区，颜色较浅部位为马氏体回火区。

由图2和图3可以看出，2号和3号熔敷金属组织的回火组织较均匀。导致1号熔敷金属在回火过程中组织不均匀性的原因主要有以下两点。其一，与1号熔敷金属中较高的Ni含量有关，Ni为稳定奥氏体化元素，当熔敷金属中Ni含量过高时会明显降低熔敷金属的A_C1。下图4为熔敷金属成分经Thermo-calc计算所得出的温度与相含量的关系。其理论计算出的熔敷金属的A₁点与熔敷金属热处理保温状态下的A_C1点接近。由图4可见，随熔敷金属Ni含量由3号到1号的顺序增加，其奥氏体开始温度A₁点依次降低，3号熔敷金属A₁点相对最高，2号和3号熔敷金属A₁与焊后热处理温度(760℃)接近甚至高于焊后热处理温度(PWHT)，而1号熔敷金属的A₁点已降低至740℃以下，明显低于焊后热处理温度(PWHT)760℃，其结果是熔敷金属在焊后热处理保温过程中会产生新的奥氏体化区域，在随后的冷却过程中导致未回火马氏体的形成。其二，与碳氮化合物的析出动力学和热力学有关。三种焊丝熔敷金属中合金元素较高，含有强、中碳氮化合物形成元素，其中1号熔敷金属中的强、中碳氮化合物的合金元素均高于2号和3号熔敷金属，使得1号熔敷金属即使在两相区加热保温，碳氮化合物的析出过程非常缓慢，奥氏体化过程亦非常缓慢，固回火后室温下的未回火马氏体存在保温时间不足，回火不完全的原因。两种原因中的侧重点有待进一步的研究。

熔敷金属的析出相

熔敷金属焊后在热处理过程中主要发生以下两个重要过程。首先，高温回火促使基体高位错密度的减少、松弛应力以及亚晶和位错网络的形成，从而降低了熔敷金属的硬度和提高了抗冷裂和高温热腐蚀性能。其次，回火诱导细小弥散的第二相的析出，在原奥氏体晶界、板条束边界以及晶内均有大小分布不均的第二相析出，如图5所示。其沉淀析出的第二相能显著提高熔敷金属的强度。为了能定性分析熔敷金属中可能析出的第二相，运用Thermo-calc热力学软件对熔敷金属平衡态下第二相的析出行为进行理论计算。计算结果如下图6所示。由图6可以看出，析出相主要为M₂₃C₆相、Laves相和MX相。其中M₂₃C₆相(主要为Cr₂₃C₆相)主要在晶界和亚晶界处析出，如所示。Cr₂₃C₆相析出形态不规则，主要呈块状和短棒状在晶界或亚晶界分布。存在M₂₃C₆相呈链状沿晶界连续分布现象M₂₃C₆相的稳定性较

差，在T/P91钢中其粗化速率很大，而在T/P92钢中为了抑制其长大速率添加了B元素。B元素在金属基体中具有较大的扩散系数，会偏聚于原奥氏体晶界处稳定晶界。抑制M₂₃C₆相的长大。关于Laves相的析出，说法不一。G.Dimmler等人在含W为1％钢中发现650℃条件下时效1小时即有Laves相析出。Hald和Schaffernak通过相图计算认为在T/P92钢焊缝以及770℃回火条件下不会产生Laves相，A.Vyrostkov对T/P92钢焊缝中100个不同尺寸大小的析出物进行定性分析也未发现Laves相。LeonaKorcakova等人认为Laves相的形核与长大发生在几千到10000小时之间的高温(≥600℃)时效下,10000h后其Laves相趋于稳定，长大现象不明显。其Laves相的析出位置主要沿原奥氏体晶界和马氏体板条界析出。从上图6对熔敷金属的热力学计算可以看出，三种熔敷金属的析出物类型是一样的，为了确定熔敷金属中在焊态下是否存在Laves相。对2号熔敷金属采用电解萃取的方法分离出第二相并进行相应的XRD衍射试验。熔敷金属中的析出物主要为M₂₃C₆相和MX相，并未发现Laves相的存在。说明Laves相是在高温长期时效下逐渐析出的，焊态下在焊缝中不存在Laves相。由于亚晶内的点状析出物尺寸较小，受试验手段的限制，未得到其衍射斑点，但根据文献^]的研究在亚晶内析出的弥散细小的点状析出物为MX相。根据文献的研究MX相即使在600℃长期时效和蠕变条件下也具有很高的稳定性，成为熔敷金属在高温蠕变时效下保持高温强度的最主要析出相。

熔敷金属的力学性能

由于T92钢属于高温用钢，所以对熔敷金属分别进行了常温和高温条件下的力学性能试验。三种熔敷金属的常温和高温拉伸试验结果及常温Charpy冲击一次摆锤试验结果如表1和2所示。

从表1和2可以得知，所研制的三种熔敷金属的常温和高温强度、塑韧性指标都满足了T92钢焊接课题的指标要求。2号和3号熔敷金属的硬度指标满足设计要求，而1号熔敷金属的硬度值高于设计要求。

表1试验焊丝熔敷金属常温力学性能

Tab.1 The room temperature mechanical properties of deposited metal

表2试验焊丝熔敷金属高温(600℃)力学性能

Tab.2 The high temperature mechanical properties of deposited metal

微合金元素对熔敷金属组织和性能的影响

由上文2.3.2中的分析可知Ni为稳定奥氏体化元素，随Ni含量的增加，熔敷金属的A_C1点会明显降低，在T92钢焊接接头正常的热处理制度下会使焊缝部分区域重新奥氏体化，在随后的冷却中会发生马氏体的转变，导致焊缝中回火和未回火马氏体的共存。由表1和2亦可以发现随熔敷金属中合金元素的不同，其力学性能也各不相同。下图7为熔敷金属中冲击韧性随Ni含量的变化，由表1和图7可以看出随熔敷金属中Ni含量的增加，其强度逐渐增加，韧性出现先增后降的现象。一般置换固溶原子对钢铁材料的韧性的影响不明显，均略微降低韧性，同时使韧脆转变温度有所升高。而Ni元素由于增高基体的层错能而促进螺型位错的交滑移，因而随熔敷金属中Ni元素含量的增加，会使熔敷金属韧性升高。由图7可以得知，当Ni含量由0.58％增加到0.68％时，其平均冲击韧性是提高的，而当Ni含量增加到1.09％时，其熔敷金属韧性开始降低。这与一般规律相矛盾。原因是1号熔敷金属过高的Ni含量过分降低熔敷金属的A_C1点，在过高的回火温度下冷至室温未回火马氏体或回火不充分区的的存在使得熔敷金属的组织回火不均匀，脆性增加。所以为了保证熔敷金属回火后的韧性和强度。Ni含量应控制在＜1.0％，使得熔敷金属或焊缝的A_C1点接近母材T/P92钢的A_C1点(800～845℃)。

T92焊丝熔敷金属扫描断口分析

对三种熔敷金属在室温下的冲击断口进行分析。根据GB/T 229-2007试验标准对三种熔敷金属冲击断口的纤维断口率(FA/％)进行测定。其1号、2号和3号熔敷金属的剪切断面率分别为83％、87％和86％。由表1对照三种熔敷金属的平均冲击值。可以得出1号熔敷金属剪切断口率最低的冲击韧性值为161J，2号和3号熔敷金属的平均冲击值分别为184.67J和173.33J，具有较吻合的关系。由纤维断口率试验结果可知熔敷金属断口由纤维区、放射区和剪切唇三个区域组成，随冲击韧性不同，三个区域所占的比例各不相同。首先通过宏观观察可以看出三种熔敷金属的断口都发生了明显的塑性变形，韧性越高，纤维区面积较大，放射区面积相应会小，反之则塑性变形量少，放射区面积较大，纤维区所占比例减小，韧性变差。

下是冲击断口纤维区扫描断口形貌。由可以看出，三种熔敷金属纤维区主要有典型的韧窝组成，韧窝的大小不等。为冲击断口放射区断口形貌。从中可以看出，三种熔敷金属放射区均可看见小解理刻面、扇形花样和河流花及撕裂棱，表现为典型的准解理断口形貌。

不同成分的三种T92钢焊丝熔敷金属进行了一系列的试验研究，重点研究讨论了焊丝中不同镍含量对熔敷金属组织和性能的影响，并对熔敷金属中的沉淀强化相进行了研究，结果表明：

(1)熔敷金属组织为马氏体组织，焊接过程中有具有一定的裂纹敏感性，主要为焊接冷裂倾向，在焊接前对其进行200～250℃的预热，可以避免裂纹的出现。

(2)焊态下熔敷金属由于采用多层多道焊接法，其焊态下为回火马氏体和未回火马氏体的混合组织，性能较差，需在焊后对其进行整体热处理，降低硬度，提高韧性，通过焊后热处理，主要发生第二相沿晶界、亚晶界以及晶内析出。其中沿晶界和亚晶界析出的主要为Cr₂₃C₆，沿晶内析出的主要为细小弥散的MX相，主要为碳氮化合物第二相的弥散析出，降低了基体的应力集中，同时增加了沉淀强化作用，使得熔敷金属具有很高的韧性以及高温强度。

(3)镍为稳定奥氏体化元素，熔敷金属中随着镍含量的提高，会使得熔敷金属的A_C1点降低。当镍含量小于1％时，随着镍含量的提高，其熔敷金属的A_C1点没有明显的降低，其值仍大于等于焊后热处理温度，但熔敷金属的韧性随着镍含量的增加而提高。当镍含量大于1％时，其熔敷金属的A_C1点降低于焊后热处理温度，熔敷金属在高于A_C1点区间回火保温时会发生奥氏体的转变，在随后的冷却中会转变为未回火的马氏体，使得熔敷金属回火组织不均匀，性能恶化，且熔敷金属的韧性开始降低。

(4)焊丝熔敷金属的断口基本由由纤维区、放射区和剪切唇区三个区域构成，但是随着断裂性质和冲击韧性的大小不同，三个区域各自所占的比例会不同。随着冲击韧性值增加，其放射区和剪切唇区变少，而纤维区会相应扩大。自主研制的三种焊丝熔敷金属的剪切断面率分别为83％、87％和86％，纤维区均为典型的韧窝构成。

焊后热处理及冷却速度t8/5对焊缝组织和性能的影响

试验材料及方法

选取综合性能较好的2号焊丝作为研究对象。其焊接设备、焊接工艺以及焊接参数参照上文熔敷金属试验中2.2.1所述。采用日本富士电波的FORMASTER-DIGITAL热膨胀仪测定2号焊缝金属的相变点(Ac₁，Ac₃)。试样加热速度为200℃/h，该实验参数的加热温度为1000℃，保温10s,然后用氦气控制冷却。对试样进行完全退火后加工成如下尺寸见。根据相变点温度，对2号焊缝金属进行如下热处理工艺：选取740℃、760℃和800℃三个温度作为热处理保温温度，每个温度下分别保温2h、4h和8h，分别研究温度和保温时间对焊缝金属性能的影响。

同时亦选取综合性能较好的2号焊丝作为研究对象。其焊接设备、焊接工艺以及焊接参数参照上文熔敷金属试验中2.2.1所述。焊后未进行热处理工艺。采用Gleeble-1500热模拟试验机，最高加热峰值温度为T_max＝1350℃，试样加工成10.5mm×10.5mm×61mm尺寸。试样设计4种冷却速度，t_8/5分别为5、10、20、70秒，模拟不同热输入的焊接方法。同时采用金相法，力学性能试验和硬度法分析研究冷却速度对焊缝金属组织和性能的影响。

试验结果与分析

不同保温温度和时间的焊缝金属微观组织

通过对2号焊丝焊缝金属的热膨胀试验测得的相变点Ac₁＝773℃，Ac₃＝850℃。其热处理保温温度T＝740℃和T＝760℃在Ac₁点以下，T＝800℃时在两相区内。下图8、9和10为熔敷金属不同保温温度和时间下的典型金相组织。其熔敷金属经研磨抛光后采用5gCuCl₂、30ml HCI、25ml酒精和30ml H₂O的混合腐蚀溶液进行腐蚀，使铁素体着色，马氏体颜色变深。由图3-2可以看出，在较低温度下回火，2h的回火时间无法保证熔敷金属的充分回火，熔敷金属中仍存在没有回火完全的马氏体组织，如(a)图中的黑色区域。其室温组织为回火马氏体和未回火马氏体以及基体中回火过程中析出的第二相构成。随着回火时间的增加，熔敷金属的回火组织逐渐变的均匀，其室温下的组织为单一的回火马氏体和均匀分布的第二相。

由图9可以看出，随着热处理温度的升高，其熔敷金属的回火组织达到均匀性的时间缩短，即在较低温度下回火需要较长的回火时间才能使回火组织均匀化，而提高回火温度，所需要的回火时间相应减小。有图10可以看出，当回火温度为800℃时，马氏体板条已开始分解，同时析出的合金碳氮化物会发生偏聚和溶解现象，从而会降低熔敷金属的强度。熔敷金属的回火诱导细小弥散的第二相的析出，在原奥氏体晶界、板条束边界以及晶内均有大小分布不均的第二相析出，而未回火马氏体区的析出物较少，图10为马氏体回火组织和未回火组织中第二相的分布。从图10中可以发现马氏体的回火区有弥散的细小第二相析出，主要为M₂₃C₆相和MX相，而未回火区(图8中黑色区域)的合金碳氮化合物几乎全部处于固溶状态。

不同热处理工艺下的力学性能

图12为不同回火温度和保温时间的冲击吸收功，从图12中可以看出，在相同的回火温度下，随着保温时间的延长，韧性有所增加。在同样的保温时间下，随着回火温度的增加，韧性也是提高的。熔敷金属760℃条件下保温2个小时后的韧性值，在740℃条件下需要保温8个小时。可见提高热处理温度可以提高工作效率。然而过高的热处理温度也是不利的，过高热处理温度虽然可以提高熔敷金属的韧性，但根据的研究结果，过高的回火温度将严重使马氏体发生分解，同时合金碳氮化物发生偏聚，熔敷金属的强度会大幅度降低。为了确保熔敷金属在高温下具有足够高的强度，其回火温度也不亦过高。对不同热处理工艺下的熔敷金属进行维氏硬度测定，加载载荷为5000g。每个热处理工艺下熔敷金属试样硬度测定点数量为六个，取平均值。结果如图13所示。从图13可以看出，硬度在各不同热处理工艺下与韧性具有一定的对应关系。即随着热处理温度的提高，熔敷金属的韧性增加，熔敷金属的硬度是降低的，随着同一热处理温度下保温时间的延长，硬度也是降低的。

不同热处理工艺下断口形貌分析

根据GB/T 229-2007试验标准对熔敷金属在不同热处理工艺下的冲击断口进行纤维断口率测定，纤维断口率的数值越低，说明其脆性倾向越大，数值越高韧性越好。其测定结果如下表3-1和图14所示。可以看出纤维区所占的比例与冲击功数值的高低有很

表3-1熔敷金属纤维断口率

Tab.3-1 The fiber fracture rate of deposited metals

好的对应性，其随热处理温度的提高和保温时间的延长，其纤维断口率均是上升的。在740℃条件下回火，其保温2个小时和4个小时时的纤维断口率均在40％以下，脆性倾向比较严重。当提高保温时间到8个小时，其韧性的增加值很明显。在760℃和800℃条件下回火，其纤维断口率的变化不大，可见在760℃和800℃条件下回火，随保温时间的延长，韧性的增加已不太明显。不同热处理条件下的冲击断口基本上均有纤维区、放射区和剪切唇区三个区域组成，只是随着断裂性质和冲击吸收功数值的大小不同，各区域所占的比例不同。740℃回火条件下，保温2h和4h的冲击断口中的放射区所占的比例分别达到80％和60％以上，属脆性断裂。断口主要表现为河流花样和扇形花样，同时伴有一定的撕裂棱，其断裂机制为穿晶型的准解理断裂。当保温时间延长到8h时，纤维区所占的比例达到80％以上，其断裂机制由准解理断裂转变为延性断裂，由在760℃和800℃条件下回火时，其纤维断口率均在80％以上，主要表现为韧窝式的延性断裂模式。

冷却速度t_8/5对焊缝组织和性能影响

选取性能最好的2号焊丝作为热模拟对象。为模拟t_8/5分别为5s、10s、20s和70s时焊缝的金相组织。对模拟后的焊缝未采取热处理。以5g FeCl₃、15ml HCI和80ml H₂O的混合腐蚀溶液腐蚀金相组织。从中可以看出，t_8/5从5s到70s的冷却范围内，组织均为马氏体组织。说明焊缝金属在较宽的一个热输入条件下均可得到马氏体组织。一般随着焊接热输入的增加，其组织的晶粒会变的粗大，韧性变差。硬度也会增加。图15和16分别为焊缝韧性和硬度随冷却时间t_8/5的变化关系曲线。从图中可以看出，在t_8/5≤20s时，随着t_8/5的增加，焊缝的韧性是降低的，当t_8/5＝70s时其焊缝的韧性出现了升高现象。硬度的变化与韧性的变化较吻合，在t_8/5≤20s时，其硬度是上升的，当t_8/5＝70s时焊缝的硬度出现了明显的下降。这种现象的产生与焊缝中第二相的析出规律随焊接热输入的变化有一定的关系。第二相在铁基体中的溶解和沉淀析出过程是一个可逆的化学反应过程，在某一温度长时间保温之后第二相所涉及的元素处于固溶态铁基体中的量和存在于第二相中的量将趋于平衡，在钢的化学成分一定的情况下改变温度，平衡的固溶量和析出的第二相含量亦将随之改变。T92钢中主要的第二相沉淀强化相为M₂₃C₆相和MX相，其中较稳定的MX相(M＝V、Nb；X＝C、N)主要分布在亚晶内，富Cr的M₂₃C₆主要在晶界和亚晶界处析出。MX相较稳定，即使在高温长时间时效下也保持有较小的长大速率，对T/P92钢的持久高温强度具有重要作用^【55】，而M₂₃C₆在高温条件下长大现象较明显，为了抑制其长大，钢中加入B元素来抑制M₂₃C₆高温下的长大速率^【56-58】。另外T/P92钢在高温长时间时效下会产生一种脆性的Laves相，沿原奥氏体晶界和马氏体块和板条边界析出^【59-60】。Laves相对T/P92钢的高温性能影响取决于在钢中的分布以及尺寸大小，当Laves相的粗化速率较小时，对提高高温蠕变强度具有有益的作用，随着高温时效的延长以及蠕变形变的进行，其粗化速率会加剧，尺寸的变大使得Laves相对蠕变强度的影响向有害方向转变^【61-63】。以上三种主要析出相在焊接冷却过程中随着温度的不断降低，由图6中的(b)所示，其M₂₃C₆相和MX相的析出含量不断增加，这是针对平衡状态下的析出过程。焊接冷却过程是一个非平衡状态，当冷却速度较快时，其第二相会由于来不及析出而受到抑制，大部分固溶于基体中，当冷却速度较慢时，理论上第二相的析出时间较长，析出量会相对较多。在t_8/5≤20s时，其冷却速度较大，其第二相的析出会受到抑制，第二相的作用可以忽略，随着热输入的增加，韧性降低，硬度升高。当t_8/5＝70s时，第二相的析出量相对较多，此时第二相对基体的作用有如下两点。其一是脆化矢量相对较大的C、N间隙固溶强化元素会以脆化矢量相对较小的MX相形式析出，降低基体的应力。其二是析出的第二相具有钉扎晶界的作用，能够抑制晶粒的长大，一定程度上缓解了由于热输入大而导致晶粒长大现象，这都会使得熔敷金属在t_8/5＝70s时其韧性出现反弹现象，硬度值降低。图17为不同冷却速度下的扫描断口。从图中可以看出在不同冷却速度热模拟状态下，断口全由解理断裂模式组成。这主要与焊缝没有经过焊后热处理有关。脆化矢量相对较大的C、N间隙固溶强化元素以及强、中碳氮化合物形成元素在经过一次热模拟后在冷却速度较快的情况下几乎全部固溶于基体中，使得焊缝断裂模式均为脆性断裂。6为模拟焊缝中的扫描组织形貌，从图中可以看出，基体中在t_8/5＝5s、t_8/5＝10s和t_8/5＝20s时无第二相析出，第二相全部处于固溶状态，要使得焊缝的韧性增加，必须使焊缝在经过一次热处理，使第二相弥散析出，降低硬度，增加韧性。当t_8/5＝70s时。模拟焊缝中有少数的第二相析出，如图18中的(d)所示。从以上分析可知，T92钢管在焊接过程中焊缝冷却速度t_8/5均可在5s到70s之间变化，其对韧性的影响较小。只要保证焊后进行适当的热处理，使得马氏体组织得到充分的回火，均可保证焊缝的韧性。冷却速度不可过小，虽然有利于第二相的析出，但易造成焊态下的马氏体组织过于粗大，回火后得到粗大的回火马氏体同样对焊缝韧性不利。

选取综合性能最好的焊丝作为研究对象，研究熔敷金属在不同焊后热处理工艺下的性能和组织变化以及冷却速度对熔敷金属组织和性能影响。结果如下：

(1)在相同回火温度下，随着保温时间的延长，熔敷金属中的合金拥有更多的时间进行扩散，碳氮化合物有充足的时间沉淀析出，降低应力集中。位错网络重新分配，使得回火组织更加稳定和均匀，表现为熔敷金属的韧性在相同的回火温度下随着保温时间的延长而提高。在相同的回火保温时间下，随着回火温度的提高，熔敷金属中的合金元素的扩散能力提高，在较短的时间内即可完成第二相的充分析出和组织的均匀化，表现为熔敷金属在相同的回火保温时间下，随着回火温度的提高，熔敷金属的韧性提高，但是过高的回火温度会导致马氏体的严重分解，碳氮化合物发生严重偏聚长大现象，影响熔敷金属的强度。所以针对T92钢焊接材料的熔敷金属不易在高于熔敷金属A_C1点以上区间回火，以免造成熔敷金属的强度降低。

(2)熔敷金属在t_8/5＝5～20s区间内，随着t_8/5的增加，熔敷金属的韧性降低，主要与在较大的热输入条件下晶粒粗大有关，当t_8/5＝70s时韧性出现升高现象且硬度降低，此时较大的热输入亦存在晶粒粗大倾向，但在较大的热输入条件下，熔敷金属中的碳氮化合物拥有较多的析出时间，降低了C、N元素的间隙固溶强化作用以及部分合金的固溶强化，出现韧性增加的现象，但是熔敷金属不易采用过高的焊接热输入，过高的焊接热输入会导致晶粒粗大，在随后的焊后回火过程中产生粗大的回火马氏体组织，对熔敷金属的性能不利，所以应采用较小的焊接热输入配合合理的焊后热处理制度。

T92耐热钢焊接接头的组织和性能研究

为了实现T92耐热钢管的焊接并获得组织和性能优良的焊接接头而研发了三种焊丝，影响焊接接头组织和性能的因素很多，主要包括焊接材料的选择、母材的焊接性以及焊接的工艺条件。焊接工艺条件包括预热温度、层间温度、焊接热输入和接头形式等。通过对三种焊丝熔敷金属组织和性能的研究，选取综合性能最好的焊丝作为T92耐热管的焊接材料，并与进口的Thermanit MTS-616焊丝在焊接接头的组织和性能上做对比研究。

试验材料

试验用焊丝选择自研制的综合性能较好的2号焊丝和进口的Thermanit MTS-616焊丝，其成分见下表4-1所示。2号熔敷金属的组织和力学性能见第二章。试验用钢管为进口的T92管，该钢管的化学成分(wt％)为:C 0.11％；Mn 0.47％；Cr:8.8％；W l.9％；Nb0.068％；Ni 0.40％；Al 0.04％；N 0.05％；B 0.004％；Si0.37％；V 0.22％；Mo 0.45％；S,P≤0.01％。符合ASTM标准对T92管的成分要求。管的外径为35mm,内径为30mm，管厚为5mm。ASTM对T92管的成分要求如下表4-2所示。

表4-1焊丝的化学成分(质量分数，％)

Table 4-1 The chemical composition of deposited metal(massfraction,％)

表4-2 T92钢管成分ASTM标准(质量分数，％)

Table 4-2 The regulated composite by ASTM of T92 steel(mass fraction％)

试验方法

焊接采用手工钨极氩弧焊，保护气为纯氩气，气体流量为8L/min。焊接前为了降低焊缝金属的冷裂倾向，预热温度为150～200℃。控制层间温度在200℃以下。焊接时具体的焊接工艺参数为下表4-3所示。

表4-3焊接工艺参数

Table 4-3 Welding parameters

焊接接头的金相组织、显微硬度、冲击功实验、常温和高温拉伸、以及断口分析所采用的仪器和设备与第二章熔敷金属的实验相同。由于实验用T92钢管厚度的限制，冲击试样规格采用2.5×10×55mm带有V型缺口的尺寸，拉伸试样采用规格为M8×Φ4×60mm的尺寸。焊接接头的常温和高温(600℃)拉伸试验分别按照GB/T 228-2002规定和GB/T 4338-2006进行试验。为了区别两种焊丝以及便于下文讨论，把进口焊丝定为W1焊丝，自制焊丝定为W2焊丝。

两种焊丝焊完后，均采用相同的热处理制度：760℃×2h保温，随炉冷却至350℃取出焊管，在空气中冷却至室温。

试验结果与分析

焊接接头宏观观察

手工钨极氩弧焊焊接接头宏观金相照片见，从图中可以看出，在采用合理的预热温度、层间温度、焊接热输入以及焊后热处理的条件下，两种焊丝的焊缝成形良好，母材与焊缝金属之间、各层焊缝金属之间没有出现未熔合焊接接头力学性能及未焊透等焊接欠缺，热影响区均有较宽现象，两种焊丝在焊接和焊后过程中均未有裂纹出现。

焊接接头力学性能

表4-4为两种焊丝焊接接头常温和高温(600℃)拉伸试验结果。从表4-4中可以看出自主研制的焊丝所焊焊接接头的韧性高于进口焊丝，且具有较高的高温强度。

表4-4焊接接头力学性能

Table 4-4 The mechanical properties of welding joints

图19为两种焊接接头的硬度分布图。从图中可以看出，两种焊丝所形成的焊接接头均存在热影响区的软化。这主要与母材的回火温度有关，当焊接过程中热影响区的加热温度高于母材回火温度至A_C1的区域时，由于基体中沉淀析出的碳氮化合物的积聚长大而使刚才软化，且温度越接近于A_C1的区域，软化越严重。固T/P92钢管的焊接采用焊接线能量较小的方法进行，应尽量减小热影响区的软化区间。从图19中还可以看出，W2焊丝的焊缝金属的硬度较W1的降低，这使得焊缝金属的韧性会有所增高，从表4-4中的焊缝金属的冲击功数值中可以得到证实。以上力学实验结果均表明自主研制的焊丝的各项指标都满足了课题任务中的要求，部分性能甚至优于国外进口的焊丝。

焊接接头冲击和拉伸断口分析

进口和自制焊丝焊接接头的冲击断口形貌，断口主要由放射区、纤维区和剪切唇区构成，三者所占比例不同，由于接头含有较好的韧性，所以接头冲击断口区中纤维区所占比例较大。自制和进口焊丝的焊接接头的纤维区主要由蜂窝状的等轴韧窝组成，表现为典型的韧窝断裂模式。进口和自制焊丝焊接接头高温(600℃)拉伸断口形貌，两种焊接接头的拉伸断口形貌没有本质上的区别，均由大量蜂窝状的小韧窝和由颗粒较大的第二相引起的直径较大的孔隙组成，从大量的蜂窝状韧窝可以看出接头对塑性变形的抗力较大，焊接接头高温下表现出较好的塑性。基体中颗粒较大的第二相容易引起裂纹，对塑性不利。

选取综合性能最好的焊丝与进口焊丝进行了T92钢管焊接接头的对比研究，其结果如下：

(1)两种焊丝均表现出良好的焊接性。在预热200℃的条件下，焊接接头成形良好，焊接过程中未出现未熔合、未焊透和气孔等焊接欠缺，焊后亦未出现冷裂纹。

(2)自主研制的焊丝所焊焊接接头焊缝区硬度低于进口焊丝焊缝区，其焊缝室温下韧性和高温(600℃)强度高于进口焊丝。二者室温和高温塑性相差不大。

(3)两种焊接接头的拉伸断口形貌没有太大差别，均由数量较多的蜂窝状的小韧窝和数量较少的直径较大的孔隙组成，较大的孔隙与基体中颗粒较大的第二相有关，基体中颗粒较大的第二相易引起裂纹，对塑性的提高不利，应尽量减少基体中大颗粒第二相的析出。

本发明通过对熔敷金属以及焊接接头的试验分析了T/92钢铁素体耐热钢的焊接性，研究了自主研制的不同成分熔敷金属及焊接接头的力学性能，并且和进口焊丝的焊接性进行了对比研究，分析了镍含量和不同焊后热处理工艺及冷却速度对T/P92铁素体耐热钢焊缝组织及力学性能的影响机理，得出的主要结论如下：

(1)通过合理的预热温度、热输入、层间温度以及焊后热处理工艺的控制，焊接过程中不易产生各类缺陷，也不易形成冷裂纹，表现为良好的焊接性。

(2)焊缝中主要析出物为Cr₂₃C₆相，沿晶界和亚晶界分布。其次为V的碳氮化合物、痕量Nb的碳氮化合物在马氏体板条束或块的内部分布，熔敷金属中不存在Laves相。其Laves相主要在高温长时间时效下析出。

(3)熔敷金属中随Ni含量的增加，熔敷金属的强度逐渐变大。当Ni含量＜1.0％时，熔敷金属的韧性随Ni含量的增加而提高。当Ni含量≥1.0％时，过于促使奥氏体形成温度降低。熔敷金属的A_C1点明显低于焊后热处理温度(760℃)，室温下回火组织不均匀，Ni含量应控制在＜1.0％，使得熔敷金属或焊缝的A_C1点接近母材T/P92钢的A_C1点(800～845℃)。

(4)在焊缝金属在A_C1点以下回火时，随着保温时间和回火温度的提高，焊缝金属的韧性增加。当在A_C1～A_C3之间回火时，马氏体开始分解，随着时间的延长和温度的进一步提高，分解较严重，碳氮化合物发生偏聚，韧性会增加，但强度损害较大。固为了保证焊缝金属的强度，不应在A_C1点以上区间回火。

(5)焊缝金属在冷却速度t_8/5为5s、10s、和20s时，脆化矢量相对较大的C、N间隙固溶强化元素以及强、中碳氮化合物形成元素均处于固溶状态，当t_8/5为70s时，焊缝中开始有零散的第二相析出，焊缝韧性出现反弹现象。实际焊接中焊缝冷却速度可在5s～70s内波动，只要在焊后对焊缝金属进行适当的热处理使其马氏体组织充分回火，均可保证焊缝金属韧性，但热输入不易过大，易造成焊态下的马氏体组织粗大，即使进行适当的热处理，其粗大的回火马氏体同样对焊缝韧性不利。

(6)在采用相同焊接工艺的条件下，自主研制的T/P92铁素体耐热钢焊丝的焊缝金属在本文试验中表现出了较好的综合力学性能。其中综合性能较好的含镍量为0.68％的焊丝高温强度和室温韧性均优于进口焊丝，其室温和高温塑性相差不大。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，并不用于限制本发明，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明技术原理的前提下，还可以做出若干改进和变型，这些改进和变型也应视为本发明的保护范围。

Claims (4)

1.一种改善T92钢焊接接头组织和性能的方法，其特征在于，分析三种不同成分熔敷金属及焊接接头的力学性能，和进口焊丝的焊接性进行了对比研究，分析了镍含量和不同焊后热处理工艺及冷却速度对T/P92铁素体耐热钢焊缝组织及力学性能的影响机理，得出的对T92钢焊接接头的合理的预热温度、热输入、层间温度以及焊后热处理工艺的控制以及镍含量。

2.根据权利要求1所述的改善T92钢焊接接头组织和性能的方法，其特征在于，具体包括：

选取1号、2号、3号三种焊丝直径均为1.6mm，Ni的含量不同的焊丝；

1号、2号、3号三种焊丝各元素含量质量百分比如下表所示，

其中三种焊丝中S、P、O杂质元素的含量≤0.005％；

对三种焊丝分别进行焊丝金属熔敷，然后对T92钢焊接接头在焊后24小时内对焊接试板采用如下热处理工艺：760℃×2h保温，随炉冷却至350℃取出试板，在空气中冷却至室温；

分析熔敷金属力学性能、熔敷金属微观组织和断口、熔敷金属相变点及析出物类型的热力学计算；

进行熔敷金属的化学成分检测、熔敷金属的微观组织分析、熔敷金属的析出相分析、熔敷金属的力学性能分析、T92焊丝熔敷金属扫描断口分析，得到微合金元素对熔敷金属组织和性能的影响结果，选取2号焊丝进行焊后热处理及冷却速度t8/5对焊缝组织和性能的影响分析；

焊后热处理及冷却速度t8/5对焊缝组织和性能的影响分析包括：

对2号焊缝金属进行如下热处理工艺：选取740℃、760℃和800℃三个温度作为热处理保温温度，每个温度下分别保温2h、4h和8h，分别研究温度和保温时间对焊缝金属性能的影响；

不同热处理工艺下断口形貌分析；

选取2号焊丝作为热模拟对象，模拟t8/5分别为5s、10s、20s和70s时焊缝的金相组织，对模拟后的焊缝未采取热处理；以5g FeCl3、15ml HCI和80ml H2O的混合腐蚀溶液腐蚀金相组织；从t8/5从5s到70s的冷却范围内，组织均为马氏体组织，说明焊缝金属在较宽的一个热输入条件下均可得到马氏体组织，一般随着焊接热输入的增加，其组织的晶粒会变的粗大，韧性变差。硬度也会增加；

T92耐热钢焊接接头的组织和性能研究，包括：

选择2号焊丝和进口的Thermanit MTS-616焊丝进行试验，试验用钢管为进口的T92管，该钢管的化学成分(wt％)为:C 0.11％；Mn 0.47％；Cr:8.8％；W l.9％；Nb 0.068％；Ni0.40％；Al 0.04％；N 0.05％；B 0.004％；Si 0.37％；V 0.22％；Mo 0.45％；S,P≤0.01％，管的外径为35mm,内径为30mm，管厚为5mm；

对两种焊丝采用采用手工钨极氩弧焊焊接，两种焊丝焊完后，均采用相同的热处理制度：760℃×2h保温，随炉冷却至350℃取出焊管，在空气中冷却至室温；

然后，将两种焊丝进行对比分析焊接接头显微组织分析、焊接接头冲击和拉伸断口分析；

基于上述试验分析得到：熔敷金属中随Ni含量的增加，熔敷金属的强度逐渐变大。当Ni含量＜1.0％时，熔敷金属的韧性随Ni含量的增加而提高。当Ni含量≥1.0％时，过于促使奥氏体形成温度降低。熔敷金属的AC1点明显低于焊后热处理温度(760℃)，室温下回火组织不均匀，Ni含量应控制在＜1.0％，使得熔敷金属或焊缝的AC1点接近母材T/P92钢的AC1点(800～845℃)在焊缝金属在AC1点以下回火时，随着保温时间和回火温度的提高，焊缝金属的韧性增加。

3.根据权利要求2所述的改善T92钢焊接接头组织和性能的方法，其特征在于，熔敷金属微观组织和断口分析：熔敷金属的合金成分采用火花源发射光谱法GB/T 11170-2008测定；

沿焊道纵向截取金相观察用试样，经研磨抛光后采用5g CuCl2、30ml HCI、25ml酒精和30ml H2O的混合腐蚀溶液进行腐蚀，采用MEF-4M型金相显微镜和SCIAS6.0图象分析系统分析熔敷金属的微观显微组织；熔敷金属中的第二相以及冲击断口的形貌分析采用日立S-4300型扫描电镜(Scanning Electron Microscope)及配套的能谱仪(Energy DispersiveSpectrometer)。

采用H-800型透射电镜(Transmission Electron Microscope)分析熔敷金属的的精细结构以及对熔敷金属中析出的第二相进行定性分析；

为了确定熔敷金属中可能存在的析出相，对熔敷金属进行第二相的电解萃取；采用PHLIPS APD-10X射线衍射仪分析熔敷金属的相组成。

4.一种T92钢焊接接头，其特征在于，包括如下原料成分，且原料成分的质量百分比为：NO 2，C 0.10，Mn＜1.0，Nb0.035，B＜0.005，Ni 0.68，Cr8.79，N0.073，Si 0.22，Mo＜1.0，W＜2.0，V 0.20以及S、P、O杂质元素的含量≤0.005％。