改善T92鋼焊接接頭組織和性能的方法及T92鋼焊接接頭與流程

本發明涉及一種改善T92鋼焊接接頭組織和性能的方法及T92鋼焊接接頭。

背景技術：

為了提高火電廠發電效率，降低CO2氣體的排放和燃料的大量消耗，世界各國都在研制具有更高使用溫度(≥600℃)和工作壓力(≥31MPa)的汽機進口蒸汽參數的超臨界和超超臨界機組。然而高溫高壓下具有長時間使用壽命的材料的開發成為發展超臨界及超超臨界機組的關鍵。

T92焊接過程中，焊接接頭沖擊韌性遠低于母材的沖擊韌性是T92鋼應用過程中遇到的一個突出的問題。由于T92鋼在時效后韌性下降非常快，因此提高焊接接頭在時效前的韌性以提高接頭的韌性儲備，是保持其時效后韌性的有效手段。雖然世界各國的焊接工作者從焊接材料、焊接工藝、焊后熱處理等方面進行了大量的研究工作，但接頭韌性仍然沒有得到本質的提高。由于T92鋼研制成功的時間很短，加上超超臨界機組發展和建造的迫切需要，因此目前大量的研究集中在工程技術應用領域。焊接材料及焊接工藝的研究也主要是以達到ASME標準對該類鋼沖擊韌性的最低要求為目標，對于焊接沖擊韌性不足的深層次原因尚缺乏系統的理論研究。而通過弄清T92鋼焊接接頭沖擊韌性遠低于母材的微觀機理，對T92鋼焊接材料的研制和制定合理的焊接工藝具有重要的指導意義。

有鑒于上述的缺陷，本設計人積極加以研究創新，以期創設一種改善T92鋼焊接接頭組織和性能的方法及T92鋼焊接接頭，使其更具有產業上的利用價值。

技術實現要素：

為解決上述技術問題，本發明的目的是提供一種開發出針對T92耐熱鋼專用的焊接匹配材料的改善T92鋼焊接接頭組織和性能的方法及T92鋼焊接接頭。

本發明改善T92鋼焊接接頭組織和性能的方法，其特征在于，分析三種不同成分熔敷金屬及焊接接頭的力學性能，和進口焊絲的焊接性進行了對比研究，分析了鎳含量和不同焊后熱處理工藝及冷卻速度對T/P92鐵素體耐熱鋼焊縫組織及力學性能的影響機理，得出的對T92鋼焊接接頭的合理的預熱溫度、熱輸入、層間溫度以及焊后熱處理工藝的控制以及鎳含量。

進一步地，具體包括：

選取1號、2號、3號三種焊絲直徑均為1.6mm，Ni的含量不同的焊絲；

1號、2號、3號三種焊絲各元素含量質量百分比如下表所示，

其中三種焊絲中S、P、O雜質元素的含量≤0.005％；

對三種焊絲分別進行焊絲金屬熔敷，然后對T92鋼焊接接頭在焊后24小時內對焊接試板采用如下熱處理工藝：760℃×2h保溫，隨爐冷卻至350℃取出試板，在空氣中冷卻至室溫；

分析熔敷金屬力學性能、熔敷金屬微觀組織和斷口、熔敷金屬相變點及析出物類型的熱力學計算；

進行熔敷金屬的化學成分檢測、熔敷金屬的微觀組織分析、熔敷金屬的析出相分析、熔敷金屬的力學性能分析、T92焊絲熔敷金屬掃描斷口分析，得到微合金元素對熔敷金屬組織和性能的影響結果，選取2號焊絲進行焊后熱處理及冷卻速度t8/5對焊縫組織和性能的影響分析；

焊后熱處理及冷卻速度t8/5對焊縫組織和性能的影響分析包括：

對2號焊縫金屬進行如下熱處理工藝：選取740℃、760℃和800℃三個溫度作為熱處理保溫溫度，每個溫度下分別保溫2h、4h和8h，分別研究溫度和保溫時間對焊縫金屬性能的影響；

不同熱處理工藝下斷口形貌分析；

選取2號焊絲作為熱模擬對象，模擬t8/5分別為5s、10s、20s和70s時焊縫的金相組織，對模擬后的焊縫未采取熱處理；以5g FeCl3、15ml HCI和80ml H2O的混合腐蝕溶液腐蝕金相組織；從t8/5從5s到70s的冷卻范圍內，組織均為馬氏體組織，說明焊縫金屬在較寬的一個熱輸入條件下均可得到馬氏體組織，一般隨著焊接熱輸入的增加，其組織的晶粒會變的粗大，韌性變差。硬度也會增加；

T92耐熱鋼焊接接頭的組織和性能研究，包括：

選擇2號焊絲和進口的Thermanit MTS-616焊絲進行試驗，試驗用鋼管為進口的T92管，該鋼管的化學成分(wt％)為:C 0.11％；Mn 0.47％；Cr:8.8％；W l.9％；Nb 0.068％；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％，管的外徑為35mm,內徑為30mm，管厚為5mm；

對兩種焊絲采用采用手工鎢極氬弧焊焊接，兩種焊絲焊完后，均采用相同的熱處理制度：760℃×2h 保溫，隨爐冷卻至350℃取出焊管，在空氣中冷卻至室溫；

然后，將兩種焊絲進行對比分析焊接接頭顯微組織分析、焊接接頭沖擊和拉伸斷口分析；

基于上述試驗分析得到：熔敷金屬中隨Ni含量的增加，熔敷金屬的強度逐漸變大。當Ni含量＜1.0％時，熔敷金屬的韌性隨Ni含量的增加而提高。當Ni含量≥1.0％時，過于促使奧氏體形成溫度降低。熔敷金屬的AC1點明顯低于焊后熱處理溫度(760℃)，室溫下回火組織不均勻，Ni含量應控制在＜1.0％，使得熔敷金屬或焊縫的AC1點接近母材T/P92鋼的AC1點(800～845℃)在焊縫金屬在AC1點以下回火時，隨著保溫時間和回火溫度的提高，焊縫金屬的韌性增加。

進一步地，熔敷金屬微觀組織和斷口分析：熔敷金屬的合金成分采用火花源發射光譜法GB/T11170-2008測定；

沿焊道縱向截取金相觀察用試樣，經研磨拋光后采用5g CuCl2、30ml HCI、25ml酒精和30ml H2O的混合腐蝕溶液進行腐蝕，采用MEF-4M型金相顯微鏡和SCIAS6.0圖象分析系統分析熔敷金屬的微觀顯微組織；熔敷金屬中的第二相以及沖擊斷口的形貌分析采用日立S-4300型掃描電鏡(Scanning Electron Microscope)及配套的能譜儀(Energy Dispersive Spectrometer)。

采用H-800型透射電鏡(Transmission Electron Microscope)分析熔敷金屬的的精細結構以及對熔敷金屬中析出的第二相進行定性分析；

為了確定熔敷金屬中可能存在的析出相，對熔敷金屬進行第二相的電解萃取；采用PHLIPS APD-10X射線衍射儀分析熔敷金屬的相組成。

本發明T92鋼焊接接頭，包括如下原料成分，且原料成分的質量百分比為：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雜質元素的含量≤0.005％。

借由上述方案，本發明至少具有以下優點：

(1)通過合理的預熱溫度、熱輸入、層間溫度以及焊后熱處理工藝的控制，焊接過程中不易產生各類缺陷，也不易形成冷裂紋，表現為良好的焊接性。

(2)焊縫中主要析出物為Cr23C6相，沿晶界和亞晶界分布。其次為V的碳氮化合物、痕量Nb的碳氮化合物在馬氏體板條束或塊的內部分布，熔敷金屬中不存在Laves相。其Laves相主要在高溫長時間時效下析出。

(3)熔敷金屬中隨Ni含量的增加，熔敷金屬的強度逐漸變大。當Ni含量＜1.0％時，熔敷金屬的韌性隨Ni含量的增加而提高。當Ni含量≥1.0％時，過于促使奧氏體形成溫度降低。熔敷金屬的AC1點明顯低于焊后熱處理溫度(760℃)，室溫下回火組織不均勻，Ni含量應控制在＜1.0％，使得熔敷金屬或焊縫的AC1點接近母材T/P92鋼的AC1點(800～845℃)。

(4)在焊縫金屬在AC1點以下回火時，隨著保溫時間和回火溫度的提高，焊縫金屬的韌性增加。當在AC1～AC3之間回火時，馬氏體開始分解，隨著時間的延長和溫度的進一步提高，分解較嚴重，碳氮化合物發生偏聚，韌性會增加，但強度損害較大。固為了保證焊縫金屬的強度，不應在AC1點以上區間回火。

(5)焊縫金屬在冷卻速度t8/5為5s、10s、和20s時，脆化矢量相對較大的C、N間隙固溶強化元素以及強、中碳氮化合物形成元素均處于固溶狀態，當t8/5為70s時，焊縫中開始有零散的第二相析出，焊縫韌性出現反彈現象。實際焊接中焊縫冷卻速度可在5s～70s內波動，只要在焊后對焊縫金屬進行適當的熱處理使其馬氏體組織充分回火，均可保證焊縫金屬韌性，但熱輸入不易過大，易造成焊態下的馬氏體組織粗大，即使進行適當的熱處理，其粗大的回火馬氏體同樣對焊縫韌性不利。

(6)在采用相同焊接工藝的條件下，自主研制的T/P92鐵素體耐熱鋼焊絲的焊縫金屬在本文試驗中表現出了較好的綜合力學性能。其中綜合性能較好的含鎳量為0.68％的焊絲高溫強度和室溫韌性均優于進口焊絲，其室溫和高溫塑性相差不大。

上述說明僅是本發明技術方案的概述，為了能夠更清楚了解本發明的技術手段，并可依照說明書的內容予以實施，以下以本發明的較佳實施例并配合附圖詳細說明如后。

附圖說明

圖1是1號熔敷金屬組織；

圖2是2號熔敷金屬組織；

圖3是3號熔敷金屬組織；

圖4是熔敷金屬溫度和相含量曲線；

圖5是熔敷金屬第二相分布

圖6是熔敷金屬析出相熱力學計算；

圖7是Ni含量和熔敷金屬韌性曲線；

圖8是740℃熱處理保溫；

圖9是760℃熱處理保溫；

圖10是800℃熱處理保溫；

圖11是熔敷金屬中的第二相；

圖12是熔敷金屬韌性和熱處理關系曲線；

圖13是熔敷金屬硬度和熱處理關系曲線；

圖14是熔敷金屬纖維斷口率與熱處理關系曲線；

圖15是焊縫韌性隨t8/5的變化；

圖16是焊縫硬度隨t8/5的變化；

圖17是熱模擬沖擊斷口形貌；

圖18是熱模擬組織掃描形貌；

圖19是焊接接頭硬度。

具體實施方式

下面結合附圖和實施例，對本發明的具體實施方式作進一步詳細描述。以下實施例用于說明本發明，但不用來限制本發明的范圍。

T92鋼TIG焊熔敷金屬試驗與分析

試驗材料

試驗焊絲根據對比需要自行研制了三種，焊絲直徑均為1.6mm，三種焊絲成分經化學分析法測得的成分含量見下表2-1所示。三中焊絲的成分區別主要在Ni的含量上。

表2-1焊絲的化學成分(質量分數，％)

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

其中三種焊絲中S、P、O雜質元素的含量≤0.005％

試驗方法

焊絲熔敷金屬試驗

焊板焊接參照GB985－88中的V形帶墊板坡口進行熔敷金屬的焊接。試板材料選用945鋼板，尺寸為250×150×20mm。墊板選用厚度為10mm的D36鋼板。為防止氣體保護焊時，母材稀釋對焊絲熔敷金屬成分的影響，使用同一試驗焊絲在坡口兩側分別堆焊厚度約8mm的隔離層，并在坡口底部進行TIG焊打底。

試驗設備采用AMET Maipulator自動TIG焊接系統對試板進行脈沖TIG焊接。保護氣為100％氬氣，氣體流量為15L/min。焊接參數見下表2-2。每個焊件共焊接13層30道。前五道為打底焊接，隨后的焊道調整層間溫度與送絲速度，控制層間溫度在150～200℃之間。

表2-2焊接工藝參數

Table 2-2Welding parameters

熔敷金屬焊后熱處理

T92鋼屬于高溫(≥600℃)用耐熱鋼，其焊接后焊縫的室溫組織為馬氏體組織。所以焊接T92鋼的主要問題是存在焊縫冷裂紋及焊縫的韌性低問題，為了降低焊后冷裂紋傾向，改善焊縫的組織及性能，必須采取合理的熱處理工藝，使T92鋼焊縫熱處理后為單一的回火馬氏體組織，從而降低應力和提高焊縫韌性。焊后熱處理規范要保證焊縫馬氏體得到充分的回火而形成回火馬氏體，從而保證焊縫的沖擊韌性。熱處理溫度要適中，溫度過低將出現回火不完全或回火完全但要求很長的保溫時間。溫度過高馬氏體會發生嚴重的分解，合金碳化物會產生偏聚，從而損害其強度，所以對T92鋼焊接接頭在焊后24小時內對焊接試板采用如下熱處理工藝：760℃×2h保溫，隨爐冷卻至350℃取出試板，在空氣中冷卻至室溫。

熔敷金屬力學性能試驗

目前對表征高韌性材料的斷裂行為廣泛采用V形缺口(Charpy V Notch)試樣一次擺錘沖擊彎曲試驗來測定材料的沖擊韌性，其性能指標為沖擊吸收功。通過拉伸可以測得的力學性能指標如屈服強度(R_P0.2)；抗拉強度(R_m)；斷后伸長率(A％)；斷面收縮率(Z％)。這些性能指標對評定材料的塑韌性具有重要的作用。沖擊試樣尺寸為標準試樣，其規格為10×10×55mm，沖擊試驗在JBN-300型試驗機上進行。拉伸試樣加工成光滑的圓棒拉伸試件，其標準尺寸規格為Φ6×105mm。室溫拉伸試驗在UH-F50A(250kN)拉伸試驗機上進行。拉伸和沖擊試驗分別按照GB/T 2652-1989和GB/T 2650-1989進行。采用FUTURE-TECH的FM-300型自動顯微硬度計測定熔敷金屬的表層焊道，加載載荷為5000g，加載時間為10s。

熔敷金屬微觀組織和斷口分析

熔敷金屬的合金成分采用火花源發射光譜法GB/T 11170-2008測定。

沿焊道縱向截取金相觀察用試樣，經研磨拋光后采用5g CuCl₂、30ml HCI、25ml酒精和30ml H₂O的混合腐蝕溶液進行腐蝕，采用MEF-4M型金相顯微鏡和SCIAS6.0圖象分析系統分析熔敷金屬的微觀顯微組織。熔敷金屬中的第二相以及沖擊斷口的形貌分析采用日立S-4300型掃描電鏡(Scanning Electron Microscope)及配套的能譜儀(Energy Dispersive Spectrometer)。

采用H-800型透射電鏡(Transmission Electron Microscope)分析熔敷金屬的的精細結構以及對熔敷金屬中析出的第二相進行定性分析

為了確定熔敷金屬中可能存在的析出相，對熔敷金屬進行第二相的電解萃取。采用PHLIPS APD-10X射線衍射儀分析熔敷金屬的相組成。

熔敷金屬相變點及析出物類型的熱力學計算

采用Thermo-calc熱力學計算軟件對熔敷金屬的析出相和熔敷金屬相變點進行理論計算，數據庫來自于針對于Fe–Cr–Mo–V–Mn–W–Ni–Si–Nb–C–N–B系統的TCFE6，需要指出的是Thermo-calc計算的理想狀態下奧氏體化溫度A₁點并不是A_C1，其熱處理保溫狀態下A_C1點接近A₁點。所得計算結果與試驗結果進行對比研究。

熔敷金屬試驗結果與分析

熔敷金屬的化學成分

三種焊絲按照2.2.1所述的焊接規范及參數焊接，在24h內對其焊后熱處理后采用火花光譜法測定的熔敷金屬成分見下表2-3所示。從表2-3中可以發現，焊絲中的合金含量均有一定的燒損現象。由于TIG焊接為全氬氣保護，故合金燒損量較少。

表2-3熔敷金屬的化學成分(質量分數，％)

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

其中三種熔敷金屬中S、P、O雜質元素的含量≤0.006％。

熔敷金屬的微觀組織

以CuCl₂鹽酸酒精水溶液為腐蝕液腐蝕熔敷金屬表層焊道。混合腐蝕液可以使馬氏體顏色變深，使鐵素體著色。圖1為1號熔敷金屬微觀組織，圖2為2號熔敷金屬微觀組織，圖3為3號熔敷金屬微觀組織。從圖1可以看出回火組織不均勻，存在回火馬氏體與未回火馬氏體或回火不充分的混合區。其中顏色較深部位為未回火區或回火不充分區，顏色較淺部位為馬氏體回火區。

由圖2和圖3可以看出，2號和3號熔敷金屬組織的回火組織較均勻。導致1號熔敷金屬在回火過程中組織不均勻性的原因主要有以下兩點。其一，與1號熔敷金屬中較高的Ni含量有關，Ni為穩定奧氏體化元素，當熔敷金屬中Ni含量過高時會明顯降低熔敷金屬的A_C1。下圖4為熔敷金屬成分經Thermo-calc計算所得出的溫度與相含量的關系。其理論計算出的熔敷金屬的A₁點與熔敷金屬熱處理保溫狀態下的A_C1點接近。由圖4可見，隨熔敷金屬Ni含量由3號到1號的順序增加，其奧氏體開始溫度A₁點依次降低，3號熔敷金屬A₁點相對最高，2號和3號熔敷金屬A₁與焊后熱處理溫度(760℃)接近甚至高于焊后熱處理溫度(PWHT)，而1號熔敷金屬的A₁點已降低至740℃以下，明顯低于焊后熱處理溫度(PWHT)760℃，其結果是熔敷金屬在焊后熱處理保溫過程中會產生新的奧氏體化區域，在隨后的冷卻過程中導致未回火馬氏體的形成。其二，與碳氮化合物的析出動力學和熱力學有關。三種焊絲熔敷金屬中合金元素較高，含有強、中碳氮化合物形成元素，其中1號熔敷金屬中的強、中碳氮化合物的合金元素均高于2號和3號熔敷金屬，使得1號熔敷金屬即使在兩相區加熱保溫，碳氮化合物的析出過程非常緩慢，奧氏體化過程亦非常緩慢，固回火后室溫下的未回火馬氏體存在保溫時間不足，回火不完全的原因。兩種原因中的側重點有待進一步的研究。

熔敷金屬的析出相

熔敷金屬焊后在熱處理過程中主要發生以下兩個重要過程。首先，高溫回火促使基體高位錯密度的減少、松弛應力以及亞晶和位錯網絡的形成，從而降低了熔敷金屬的硬度和提高了抗冷裂和高溫熱腐蝕性能。其次，回火誘導細小彌散的第二相的析出，在原奧氏體晶界、板條束邊界以及晶內均有大小分布不均的第二相析出，如圖5所示。其沉淀析出的第二相能顯著提高熔敷金屬的強度。為了能定性分析熔敷金屬中可能析出的第二相，運用Thermo-calc熱力學軟件對熔敷金屬平衡態下第二相的析出行為進行理論計算。計算結果如下圖6所示。由圖6可以看出，析出相主要為M₂₃C₆相、Laves相和MX相。其中M₂₃C₆相(主要為Cr₂₃C₆相)主要在晶界和亞晶界處析出，如所示。Cr₂₃C₆相析出形態不規則，主要呈塊狀和短棒狀在晶界或亞晶界分布。存在M₂₃C₆相呈鏈狀沿晶界連續分布現象M₂₃C₆相的穩定性較

差，在T/P91鋼中其粗化速率很大，而在T/P92鋼中為了抑制其長大速率添加了B元素。B元素在金屬基體中具有較大的擴散系數，會偏聚于原奧氏體晶界處穩定晶界。抑制M₂₃C₆相的長大。關于Laves相的析出，說法不一。G.Dimmler等人在含W為1％鋼中發現650℃條件下時效1小時即有Laves相析出。Hald和Schaffernak通過相圖計算認為在T/P92鋼焊縫以及770℃回火條件下不會產生Laves相，A.Vyrostkov對T/P92鋼焊縫中100個不同尺寸大小的析出物進行定性分析也未發現Laves相。LeonaKorcakova等人認為Laves相的形核與長大發生在幾千到10000小時之間的高溫(≥600℃)時效下,10000h后其Laves相趨于穩定，長大現象不明顯。其Laves相的析出位置主要沿原奧氏體晶界和馬氏體板條界析出。從上圖6對熔敷金屬的熱力學計算可以看出，三種熔敷金屬的析出物類型是一樣的，為了確定熔敷金屬中在焊態下是否存在Laves相。對2號熔敷金屬采用電解萃取的方法分離出第二相并進行相應的XRD衍射試驗。熔敷金屬中的析出物主要為M₂₃C₆相和MX相，并未發現Laves相的存在。說明Laves相是在高溫長期時效下逐漸析出的，焊態下在焊縫中不存在Laves相。由于亞晶內的點狀析出物尺寸較小，受試驗手段的限制，未得到其衍射斑點，但根據文獻^]的研究在亞晶內析出的彌散細小的點狀析出物為MX相。根據文獻的研究MX相即使在600℃長期時效和蠕變條件下也具有很高的穩定性，成為熔敷金屬在高溫蠕變時效下保持高溫強度的最主要析出相。

熔敷金屬的力學性能

由于T92鋼屬于高溫用鋼，所以對熔敷金屬分別進行了常溫和高溫條件下的力學性能試驗。三種熔敷金屬的常溫和高溫拉伸試驗結果及常溫Charpy沖擊一次擺錘試驗結果如表1和2所示。

從表1和2可以得知，所研制的三種熔敷金屬的常溫和高溫強度、塑韌性指標都滿足了T92鋼焊接課題的指標要求。2號和3號熔敷金屬的硬度指標滿足設計要求，而1號熔敷金屬的硬度值高于設計要求。

表1試驗焊絲熔敷金屬常溫力學性能

Tab.1 The room temperature mechanical properties of deposited metal

表2試驗焊絲熔敷金屬高溫(600℃)力學性能

Tab.2 The high temperature mechanical properties of deposited metal

微合金元素對熔敷金屬組織和性能的影響

由上文2.3.2中的分析可知Ni為穩定奧氏體化元素，隨Ni含量的增加，熔敷金屬的A_C1點會明顯降低，在T92鋼焊接接頭正常的熱處理制度下會使焊縫部分區域重新奧氏體化，在隨后的冷卻中會發生馬氏體的轉變，導致焊縫中回火和未回火馬氏體的共存。由表1和2亦可以發現隨熔敷金屬中合金元素的不同，其力學性能也各不相同。下圖7為熔敷金屬中沖擊韌性隨Ni含量的變化，由表1和圖7可以看出隨熔敷金屬中Ni含量的增加，其強度逐漸增加，韌性出現先增后降的現象。一般置換固溶原子對鋼鐵材料的韌性的影響不明顯，均略微降低韌性，同時使韌脆轉變溫度有所升高。而Ni元素由于增高基體的層錯能而促進螺型位錯的交滑移，因而隨熔敷金屬中Ni元素含量的增加，會使熔敷金屬韌性升高。由圖7可以得知，當Ni含量由0.58％增加到0.68％時，其平均沖擊韌性是提高的，而當Ni含量增加到1.09％時，其熔敷金屬韌性開始降低。這與一般規律相矛盾。原因是1號熔敷金屬過高的Ni含量過分降低熔敷金屬的A_C1點，在過高的回火溫度下冷至室溫未回火馬氏體或回火不充分區的的存在使得熔敷金屬的組織回火不均勻，脆性增加。所以為了保證熔敷金屬回火后的韌性和強度。Ni含量應控制在＜1.0％，使得熔敷金屬或焊縫的A_C1點接近母材T/P92鋼的A_C1點(800～845℃)。

T92焊絲熔敷金屬掃描斷口分析

對三種熔敷金屬在室溫下的沖擊斷口進行分析。根據GB/T 229-2007試驗標準對三種熔敷金屬沖擊斷口的纖維斷口率(FA/％)進行測定。其1號、2號和3號熔敷金屬的剪切斷面率分別為83％、87％和86％。由表1對照三種熔敷金屬的平均沖擊值。可以得出1號熔敷金屬剪切斷口率最低的沖擊韌性值為161J，2號和3號熔敷金屬的平均沖擊值分別為184.67J和173.33J，具有較吻合的關系。由纖維斷口率試驗結果可知熔敷金屬斷口由纖維區、放射區和剪切唇三個區域組成，隨沖擊韌性不同，三個區域所占的比例各不相同。首先通過宏觀觀察可以看出三種熔敷金屬的斷口都發生了明顯的塑性變形，韌性越高，纖維區面積較大，放射區面積相應會小，反之則塑性變形量少，放射區面積較大，纖維區所占比例減小，韌性變差。

下是沖擊斷口纖維區掃描斷口形貌。由可以看出，三種熔敷金屬纖維區主要有典型的韌窩組成，韌窩的大小不等。為沖擊斷口放射區斷口形貌。從中可以看出，三種熔敷金屬放射區均可看見小解理刻面、扇形花樣和河流花及撕裂棱，表現為典型的準解理斷口形貌。

不同成分的三種T92鋼焊絲熔敷金屬進行了一系列的試驗研究，重點研究討論了焊絲中不同鎳含量對熔敷金屬組織和性能的影響，并對熔敷金屬中的沉淀強化相進行了研究，結果表明：

(1)熔敷金屬組織為馬氏體組織，焊接過程中有具有一定的裂紋敏感性，主要為焊接冷裂傾向，在焊接前對其進行200～250℃的預熱，可以避免裂紋的出現。

(2)焊態下熔敷金屬由于采用多層多道焊接法，其焊態下為回火馬氏體和未回火馬氏體的混合組織，性能較差，需在焊后對其進行整體熱處理，降低硬度，提高韌性，通過焊后熱處理，主要發生第二相沿晶界、亞晶界以及晶內析出。其中沿晶界和亞晶界析出的主要為Cr₂₃C₆，沿晶內析出的主要為細小彌散的MX相，主要為碳氮化合物第二相的彌散析出，降低了基體的應力集中，同時增加了沉淀強化作用，使得熔敷金屬具有很高的韌性以及高溫強度。

(3)鎳為穩定奧氏體化元素，熔敷金屬中隨著鎳含量的提高，會使得熔敷金屬的A_C1點降低。當鎳含量小于1％時，隨著鎳含量的提高，其熔敷金屬的A_C1點沒有明顯的降低，其值仍大于等于焊后熱處理溫度，但熔敷金屬的韌性隨著鎳含量的增加而提高。當鎳含量大于1％時，其熔敷金屬的A_C1點降低于焊后熱處理溫度，熔敷金屬在高于A_C1點區間回火保溫時會發生奧氏體的轉變，在隨后的冷卻中會轉變為未回火的馬氏體，使得熔敷金屬回火組織不均勻，性能惡化，且熔敷金屬的韌性開始降低。

(4)焊絲熔敷金屬的斷口基本由由纖維區、放射區和剪切唇區三個區域構成，但是隨著斷裂性質和沖擊韌性的大小不同，三個區域各自所占的比例會不同。隨著沖擊韌性值增加，其放射區和剪切唇區變少，而纖維區會相應擴大。自主研制的三種焊絲熔敷金屬的剪切斷面率分別為83％、87％和86％，纖維區均為典型的韌窩構成。

焊后熱處理及冷卻速度t8/5對焊縫組織和性能的影響

試驗材料及方法

選取綜合性能較好的2號焊絲作為研究對象。其焊接設備、焊接工藝以及焊接參數參照上文熔敷金屬試驗中2.2.1所述。采用日本富士電波的FORMASTER-DIGITAL熱膨脹儀測定2號焊縫金屬的相變點(Ac₁，Ac₃)。試樣加熱速度為200℃/h，該實驗參數的加熱溫度為1000℃，保溫10s,然后用氦氣控制冷卻。對試樣進行完全退火后加工成如下尺寸見。根據相變點溫度，對2號焊縫金屬進行如下熱處理工藝：選取740℃、760℃和800℃三個溫度作為熱處理保溫溫度，每個溫度下分別保溫2h、4h和8h，分別研究溫度和保溫時間對焊縫金屬性能的影響。

同時亦選取綜合性能較好的2號焊絲作為研究對象。其焊接設備、焊接工藝以及焊接參數參照上文熔敷金屬試驗中2.2.1所述。焊后未進行熱處理工藝。采用Gleeble-1500熱模擬試驗機，最高加熱峰值溫度為T_max＝1350℃，試樣加工成10.5mm×10.5mm×61mm尺寸。試樣設計4種冷卻速度，t_8/5分別為5、10、20、70秒，模擬不同熱輸入的焊接方法。同時采用金相法，力學性能試驗和硬度法分析研究冷卻速度對焊縫金屬組織和性能的影響。

試驗結果與分析

不同保溫溫度和時間的焊縫金屬微觀組織

通過對2號焊絲焊縫金屬的熱膨脹試驗測得的相變點Ac₁＝773℃，Ac₃＝850℃。其熱處理保溫溫度T＝740℃和T＝760℃在Ac₁點以下，T＝800℃時在兩相區內。下圖8、9和10為熔敷金屬不同保溫溫度和時間下的典型金相組織。其熔敷金屬經研磨拋光后采用5g CuCl₂、30ml HCI、25ml酒精和30ml H₂O的混合腐蝕溶液進行腐蝕，使鐵素體著色，馬氏體顏色變深。由圖3-2可以看出，在較低溫度下回火，2h的回火時間無法保證熔敷金屬的充分回火，熔敷金屬中仍存在沒有回火完全的馬氏體組織，如(a)圖中的黑色區域。其室溫組織為回火馬氏體和未回火馬氏體以及基體中回火過程中析出的第二相構成。隨著回火時間的增加，熔敷金屬的回火組織逐漸變的均勻，其室溫下的組織為單一的回火馬氏體和均勻分布的第二相。

由圖9可以看出，隨著熱處理溫度的升高，其熔敷金屬的回火組織達到均勻性的時間縮短，即在較低溫度下回火需要較長的回火時間才能使回火組織均勻化，而提高回火溫度，所需要的回火時間相應減小。有圖10可以看出，當回火溫度為800℃時，馬氏體板條已開始分解，同時析出的合金碳氮化物會發生偏聚和溶解現象，從而會降低熔敷金屬的強度。熔敷金屬的回火誘導細小彌散的第二相的析出，在原奧氏體晶界、板條束邊界以及晶內均有大小分布不均的第二相析出，而未回火馬氏體區的析出物較少，圖10為馬氏體回火組織和未回火組織中第二相的分布。從圖10中可以發現馬氏體的回火區有彌散的細小第二相析出，主要為M₂₃C₆相和MX相，而未回火區(圖8中黑色區域)的合金碳氮化合物幾乎全部處于固溶狀態。

不同熱處理工藝下的力學性能

圖12為不同回火溫度和保溫時間的沖擊吸收功，從圖12中可以看出，在相同的回火溫度下，隨著保溫時間的延長，韌性有所增加。在同樣的保溫時間下，隨著回火溫度的增加，韌性也是提高的。熔敷金屬760℃條件下保溫2個小時后的韌性值，在740℃條件下需要保溫8個小時。可見提高熱處理溫度可以提高工作效率。然而過高的熱處理溫度也是不利的，過高熱處理溫度雖然可以提高熔敷金屬的韌性，但根據的研究結果，過高的回火溫度將嚴重使馬氏體發生分解，同時合金碳氮化物發生偏聚，熔敷金屬的強度會大幅度降低。為了確保熔敷金屬在高溫下具有足夠高的強度，其回火溫度也不亦過高。對不同熱處理工藝下的熔敷金屬進行維氏硬度測定，加載載荷為5000g。每個熱處理工藝下熔敷金屬試樣硬度測定點數量為六個，取平均值。結果如圖13所示。從圖13可以看出，硬度在各不同熱處理工藝下與韌性具有一定的對應關系。即隨著熱處理溫度的提高，熔敷金屬的韌性增加，熔敷金屬的硬度是降低的，隨著同一熱處理溫度下保溫時間的延長，硬度也是降低的。

不同熱處理工藝下斷口形貌分析

根據GB/T 229-2007試驗標準對熔敷金屬在不同熱處理工藝下的沖擊斷口進行纖維斷口率測定，纖維斷口率的數值越低，說明其脆性傾向越大，數值越高韌性越好。其測定結果如下表3-1和圖14所示。可以看出纖維區所占的比例與沖擊功數值的高低有很

表3-1熔敷金屬纖維斷口率

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

好的對應性，其隨熱處理溫度的提高和保溫時間的延長，其纖維斷口率均是上升的。在740℃條件下回火，其保溫2個小時和4個小時時的纖維斷口率均在40％以下，脆性傾向比較嚴重。當提高保溫時間到8個小時，其韌性的增加值很明顯。在760℃和800℃條件下回火，其纖維斷口率的變化不大，可見在760℃和800℃條件下回火，隨保溫時間的延長，韌性的增加已不太明顯。不同熱處理條件下的沖擊斷口基本上均有纖維區、放射區和剪切唇區三個區域組成，只是隨著斷裂性質和沖擊吸收功數值的大小不同，各區域所占的比例不同。740℃回火條件下，保溫2h和4h的沖擊斷口中的放射區所占的比例分別達到80％和60％以上，屬脆性斷裂。斷口主要表現為河流花樣和扇形花樣，同時伴有一定的撕裂棱，其斷裂機制為穿晶型的準解理斷裂。當保溫時間延長到8h時，纖維區所占的比例達到80％以上，其斷裂機制由準解理斷裂轉變為延性斷裂，由在760℃和800℃條件下回火時，其纖維斷口率均在80％以上，主要表現為韌窩式的延性斷裂模式。

冷卻速度t_8/5對焊縫組織和性能影響

選取性能最好的2號焊絲作為熱模擬對象。為模擬t_8/5分別為5s、10s、20s和70s時焊縫的金相組織。對模擬后的焊縫未采取熱處理。以5g FeCl₃、15ml HCI和80ml H₂O的混合腐蝕溶液腐蝕金相組織。從中可以看出，t_8/5從5s到70s的冷卻范圍內，組織均為馬氏體組織。說明焊縫金屬在較寬的一個熱輸入條件下均可得到馬氏體組織。一般隨著焊接熱輸入的增加，其組織的晶粒會變的粗大，韌性變差。硬度也會增加。圖15和16分別為焊縫韌性和硬度隨冷卻時間t_8/5的變化關系曲線。從圖中可以看出，在t_8/5≤20s時，隨著t_8/5的增加，焊縫的韌性是降低的，當t_8/5＝70s時其焊縫的韌性出現了升高現象。硬度的變化與韌性的變化較吻合，在t_8/5≤20s時，其硬度是上升的，當t_8/5＝70s時焊縫的硬度出現了明顯的下降。這種現象的產生與焊縫中第二相的析出規律隨焊接熱輸入的變化有一定的關系。第二相在鐵基體中的溶解和沉淀析出過程是一個可逆的化學反應過程，在某一溫度長時間保溫之后第二相所涉及的元素處于固溶態鐵基體中的量和存在于第二相中的量將趨于平衡，在鋼的化學成分一定的情況下改變溫度，平衡的固溶量和析出的第二相含量亦將隨之改變。T92鋼中主要的第二相沉淀強化相為M₂₃C₆相和MX相，其中較穩定的MX相(M＝V、Nb；X＝C、N)主要分布在亞晶內，富Cr的M₂₃C₆主要在晶界和亞晶界處析出。MX相較穩定，即使在高溫長時間時效下也保持有較小的長大速率，對T/P92鋼的持久高溫強度具有重要作用^【55】，而M₂₃C₆在高溫條件下長大現象較明顯，為了抑制其長大，鋼中加入B元素來抑制M₂₃C₆高溫下的長大速率^【56-58】。另外T/P92鋼在高溫長時間時效下會產生一種脆性的Laves相，沿原奧氏體晶界和馬氏體塊和板條邊界析出^【59-60】。Laves相對T/P92鋼的高溫性能影響取決于在鋼中的分布以及尺寸大小，當Laves相的粗化速率較小時，對提高高溫蠕變強度具有有益的作用，隨著高溫時效的延長以及蠕變形變的進行，其粗化速率會加劇，尺寸的變大使得Laves相對蠕變強度的影響向有害方向轉變^【61-63】。以上三種主要析出相在焊接冷卻過程中隨著溫度的不斷降低，由圖6中的(b)所示，其M₂₃C₆相和MX相的析出含量不斷增加，這是針對平衡狀態下的析出過程。焊接冷卻過程是一個非平衡狀態，當冷卻速度較快時，其第二相會由于來不及析出而受到抑制，大部分固溶于基體中，當冷卻速度較慢時，理論上第二相的析出時間較長，析出量會相對較多。在t_8/5≤20s時，其冷卻速度較大，其第二相的析出會受到抑制，第二相的作用可以忽略，隨著熱輸入的增加，韌性降低，硬度升高。當t_8/5＝70s時，第二相的析出量相對較多，此時第二相對基體的作用有如下兩點。其一是脆化矢量相對較大的C、N間隙固溶強化元素會以脆化矢量相對較小的MX相形式析出，降低基體的應力。其二是析出的第二相具有釘扎晶界的作用，能夠抑制晶粒的長大，一定程度上緩解了由于熱輸入大而導致晶粒長大現象，這都會使得熔敷金屬在t_8/5＝70s時其韌性出現反彈現象，硬度值降低。圖17為不同冷卻速度下的掃描斷口。從圖中可以看出在不同冷卻速度熱模擬狀態下，斷口全由解理斷裂模式組成。這主要與焊縫沒有經過焊后熱處理有關。脆化矢量相對較大的C、N間隙固溶強化元素以及強、中碳氮化合物形成元素在經過一次熱模擬后在冷卻速度較快的情況下幾乎全部固溶于基體中，使得焊縫斷裂模式均為脆性斷裂。6為模擬焊縫中的掃描組織形貌，從圖中可以看出，基體中在t_8/5＝5s、t_8/5＝10s和t_8/5＝20s時無第二相析出，第二相全部處于固溶狀態，要使得焊縫的韌性增加，必須使焊縫在經過一次熱處理，使第二相彌散析出，降低硬度，增加韌性。當t_8/5＝70s時。模擬焊縫中有少數的第二相析出，如圖18中的(d)所示。從以上分析可知，T92鋼管在焊接過程中焊縫冷卻速度t_8/5均可在5s到70s之間變化，其對韌性的影響較小。只要保證焊后進行適當的熱處理，使得馬氏體組織得到充分的回火，均可保證焊縫的韌性。冷卻速度不可過小，雖然有利于第二相的析出，但易造成焊態下的馬氏體組織過于粗大，回火后得到粗大的回火馬氏體同樣對焊縫韌性不利。

選取綜合性能最好的焊絲作為研究對象，研究熔敷金屬在不同焊后熱處理工藝下的性能和組織變化以及冷卻速度對熔敷金屬組織和性能影響。結果如下：

(1)在相同回火溫度下，隨著保溫時間的延長，熔敷金屬中的合金擁有更多的時間進行擴散，碳氮化合物有充足的時間沉淀析出，降低應力集中。位錯網絡重新分配，使得回火組織更加穩定和均勻，表現為熔敷金屬的韌性在相同的回火溫度下隨著保溫時間的延長而提高。在相同的回火保溫時間下，隨著回火溫度的提高，熔敷金屬中的合金元素的擴散能力提高，在較短的時間內即可完成第二相的充分析出和組織的均勻化，表現為熔敷金屬在相同的回火保溫時間下，隨著回火溫度的提高，熔敷金屬的韌性提高，但是過高的回火溫度會導致馬氏體的嚴重分解，碳氮化合物發生嚴重偏聚長大現象，影響熔敷金屬的強度。所以針對T92鋼焊接材料的熔敷金屬不易在高于熔敷金屬A_C1點以上區間回火，以免造成熔敷金屬的強度降低。

(2)熔敷金屬在t_8/5＝5～20s區間內，隨著t_8/5的增加，熔敷金屬的韌性降低，主要與在較大的熱輸入條件下晶粒粗大有關，當t_8/5＝70s時韌性出現升高現象且硬度降低，此時較大的熱輸入亦存在晶粒粗大傾向，但在較大的熱輸入條件下，熔敷金屬中的碳氮化合物擁有較多的析出時間，降低了C、N元素的間隙固溶強化作用以及部分合金的固溶強化，出現韌性增加的現象，但是熔敷金屬不易采用過高的焊接熱輸入，過高的焊接熱輸入會導致晶粒粗大，在隨后的焊后回火過程中產生粗大的回火馬氏體組織，對熔敷金屬的性能不利，所以應采用較小的焊接熱輸入配合合理的焊后熱處理制度。

T92耐熱鋼焊接接頭的組織和性能研究

為了實現T92耐熱鋼管的焊接并獲得組織和性能優良的焊接接頭而研發了三種焊絲，影響焊接接頭組織和性能的因素很多，主要包括焊接材料的選擇、母材的焊接性以及焊接的工藝條件。焊接工藝條件包括預熱溫度、層間溫度、焊接熱輸入和接頭形式等。通過對三種焊絲熔敷金屬組織和性能的研究，選取綜合性能最好的焊絲作為T92耐熱管的焊接材料，并與進口的Thermanit MTS-616焊絲在焊接接頭的組織和性能上做對比研究。

試驗材料

試驗用焊絲選擇自研制的綜合性能較好的2號焊絲和進口的Thermanit MTS-616焊絲，其成分見下表4-1所示。2號熔敷金屬的組織和力學性能見第二章。試驗用鋼管為進口的T92管，該鋼管的化學成分(wt％)為:C 0.11％；Mn 0.47％；Cr:8.8％；W l.9％；Nb 0.068％；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標準對T92管的成分要求。管的外徑為35mm,內徑為30mm，管厚為5mm。ASTM對T92管的成分要求如下表4-2所示。

表4-1焊絲的化學成分(質量分數，％)

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

表4-2 T92鋼管成分ASTM標準(質量分數，％)

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

試驗方法

焊接采用手工鎢極氬弧焊，保護氣為純氬氣，氣體流量為8L/min。焊接前為了降低焊縫金屬的冷裂傾向，預熱溫度為150～200℃。控制層間溫度在200℃以下。焊接時具體的焊接工藝參數為下表4-3所示。

表4-3焊接工藝參數

Table 4-3 Welding parameters

焊接接頭的金相組織、顯微硬度、沖擊功實驗、常溫和高溫拉伸、以及斷口分析所采用的儀器和設備與第二章熔敷金屬的實驗相同。由于實驗用T92鋼管厚度的限制，沖擊試樣規格采用2.5×10×55mm帶有V型缺口的尺寸，拉伸試樣采用規格為M8×Φ4×60mm的尺寸。焊接接頭的常溫和高溫(600℃)拉伸試驗分別按照GB/T 228-2002規定和GB/T 4338-2006進行試驗。為了區別兩種焊絲以及便于下文討論，把進口焊絲定為W1焊絲，自制焊絲定為W2焊絲。

兩種焊絲焊完后，均采用相同的熱處理制度：760℃×2h保溫，隨爐冷卻至350℃取出焊管，在空氣中冷卻至室溫。

試驗結果與分析

焊接接頭宏觀觀察

手工鎢極氬弧焊焊接接頭宏觀金相照片見，從圖中可以看出，在采用合理的預熱溫度、層間溫度、焊接熱輸入以及焊后熱處理的條件下，兩種焊絲的焊縫成形良好，母材與焊縫金屬之間、各層焊縫金屬之間沒有出現未熔合焊接接頭力學性能及未焊透等焊接欠缺，熱影響區均有較寬現象，兩種焊絲在焊接和焊后過程中均未有裂紋出現。

焊接接頭力學性能

表4-4為兩種焊絲焊接接頭常溫和高溫(600℃)拉伸試驗結果。從表4-4中可以看出自主研制的焊絲所焊焊接接頭的韌性高于進口焊絲，且具有較高的高溫強度。

表4-4焊接接頭力學性能

Table 4-4 The mechanical properties of welding joints

圖19為兩種焊接接頭的硬度分布圖。從圖中可以看出，兩種焊絲所形成的焊接接頭均存在熱影響區的軟化。這主要與母材的回火溫度有關，當焊接過程中熱影響區的加熱溫度高于母材回火溫度至A_C1的區域時，由于基體中沉淀析出的碳氮化合物的積聚長大而使剛才軟化，且溫度越接近于A_C1的區域，軟化越嚴重。固T/P92鋼管的焊接采用焊接線能量較小的方法進行，應盡量減小熱影響區的軟化區間。從圖19中還可以看出，W2焊絲的焊縫金屬的硬度較W1的降低，這使得焊縫金屬的韌性會有所增高，從表4-4中的焊縫金屬的沖擊功數值中可以得到證實。以上力學實驗結果均表明自主研制的焊絲的各項指標都滿足了課題任務中的要求，部分性能甚至優于國外進口的焊絲。

焊接接頭沖擊和拉伸斷口分析

進口和自制焊絲焊接接頭的沖擊斷口形貌，斷口主要由放射區、纖維區和剪切唇區構成，三者所占比例不同，由于接頭含有較好的韌性，所以接頭沖擊斷口區中纖維區所占比例較大。自制和進口焊絲的焊接接頭的纖維區主要由蜂窩狀的等軸韌窩組成，表現為典型的韌窩斷裂模式。進口和自制焊絲焊接接頭高溫(600℃)拉伸斷口形貌，兩種焊接接頭的拉伸斷口形貌沒有本質上的區別，均由大量蜂窩狀的小韌窩和由顆粒較大的第二相引起的直徑較大的孔隙組成，從大量的蜂窩狀韌窩可以看出接頭對塑性變形的抗力較大，焊接接頭高溫下表現出較好的塑性。基體中顆粒較大的第二相容易引起裂紋，對塑性不利。

選取綜合性能最好的焊絲與進口焊絲進行了T92鋼管焊接接頭的對比研究，其結果如下：

(1)兩種焊絲均表現出良好的焊接性。在預熱200℃的條件下，焊接接頭成形良好，焊接過程中未出現未熔合、未焊透和氣孔等焊接欠缺，焊后亦未出現冷裂紋。

(2)自主研制的焊絲所焊焊接接頭焊縫區硬度低于進口焊絲焊縫區，其焊縫室溫下韌性和高溫(600℃)強度高于進口焊絲。二者室溫和高溫塑性相差不大。

(3)兩種焊接接頭的拉伸斷口形貌沒有太大差別，均由數量較多的蜂窩狀的小韌窩和數量較少的直徑較大的孔隙組成，較大的孔隙與基體中顆粒較大的第二相有關，基體中顆粒較大的第二相易引起裂紋，對塑性的提高不利，應盡量減少基體中大顆粒第二相的析出。

本發明通過對熔敷金屬以及焊接接頭的試驗分析了T/92鋼鐵素體耐熱鋼的焊接性，研究了自主研制的不同成分熔敷金屬及焊接接頭的力學性能，并且和進口焊絲的焊接性進行了對比研究，分析了鎳含量和不同焊后熱處理工藝及冷卻速度對T/P92鐵素體耐熱鋼焊縫組織及力學性能的影響機理，得出的主要結論如下：

(1)通過合理的預熱溫度、熱輸入、層間溫度以及焊后熱處理工藝的控制，焊接過程中不易產生各類缺陷，也不易形成冷裂紋，表現為良好的焊接性。

(2)焊縫中主要析出物為Cr₂₃C₆相，沿晶界和亞晶界分布。其次為V的碳氮化合物、痕量Nb的碳氮化合物在馬氏體板條束或塊的內部分布，熔敷金屬中不存在Laves相。其Laves相主要在高溫長時間時效下析出。

(3)熔敷金屬中隨Ni含量的增加，熔敷金屬的強度逐漸變大。當Ni含量＜1.0％時，熔敷金屬的韌性隨Ni含量的增加而提高。當Ni含量≥1.0％時，過于促使奧氏體形成溫度降低。熔敷金屬的A_C1點明顯低于焊后熱處理溫度(760℃)，室溫下回火組織不均勻，Ni含量應控制在＜1.0％，使得熔敷金屬或焊縫的A_C1點接近母材T/P92鋼的A_C1點(800～845℃)。

(4)在焊縫金屬在A_C1點以下回火時，隨著保溫時間和回火溫度的提高，焊縫金屬的韌性增加。當在A_C1～A_C3之間回火時，馬氏體開始分解，隨著時間的延長和溫度的進一步提高，分解較嚴重，碳氮化合物發生偏聚，韌性會增加，但強度損害較大。固為了保證焊縫金屬的強度，不應在A_C1點以上區間回火。

(5)焊縫金屬在冷卻速度t_8/5為5s、10s、和20s時，脆化矢量相對較大的C、N間隙固溶強化元素以及強、中碳氮化合物形成元素均處于固溶狀態，當t_8/5為70s時，焊縫中開始有零散的第二相析出，焊縫韌性出現反彈現象。實際焊接中焊縫冷卻速度可在5s～70s內波動，只要在焊后對焊縫金屬進行適當的熱處理使其馬氏體組織充分回火，均可保證焊縫金屬韌性，但熱輸入不易過大，易造成焊態下的馬氏體組織粗大，即使進行適當的熱處理，其粗大的回火馬氏體同樣對焊縫韌性不利。

(6)在采用相同焊接工藝的條件下，自主研制的T/P92鐵素體耐熱鋼焊絲的焊縫金屬在本文試驗中表現出了較好的綜合力學性能。其中綜合性能較好的含鎳量為0.68％的焊絲高溫強度和室溫韌性均優于進口焊絲，其室溫和高溫塑性相差不大。

以上所述僅是本發明的優選實施方式，并不用于限制本發明，應當指出，對于本技術領域的普通技術人員來說，在不脫離本發明技術原理的前提下，還可以做出若干改進和變型，這些改進和變型也應視為本發明的保護范圍。