长期高温运行后，在软化区会产生Ⅳ型裂纹。焊接线能量、预热温度对软化带影响较大。焊接线能量不宜过大，预热温度不能过高。软化区宽度越窄，其拘束强化作用越强，软化带的影响越小。
3.1.4 冷裂纹
SA-335P91钢的合金含量很高，高达百分之十以上，属于典型的高合金钢，而且P91钢的供货状态为：为正火＋回火，即调质处理。其规范为正火1050℃+回火760℃作为最终热处理状态交货[1]。其金相组织是回火马氏体，焊接后如果不进行相应的后热处理，就会产生脆硬的马氏体组织，因而具有很大的淬硬倾向，对焊接冷裂纹很敏感。
冷裂纹形成机理主要由钢种的淬硬倾向、焊接接头含氢量及其分布、以及接头所承受的拘束应力状态是高强钢焊接时产生冷裂纹的三大主要因素[9]。当三大因素共同作用时就会产生冷裂纹。冷裂纹是在焊接后较低的温度下现的一种裂纹，通常在焊后经过一段时间才出现的宏观裂纹。SA-335P91马氏钢产生冷裂纹的主要受到下面三个方面的影响。
（1）SA-335P91钢结构的拘束应力
高强钢焊接时，产生延迟裂纹不仅决定于组织本身的淬硬度和氢的有害作用，还决定焊接接头所处的应力状态。大量生产实践和研究证明，焊接时主要产生3种应力：①焊接接头受不均匀加热和冷却产生的热应力[9]；②金属相变时体积变化而引起的组织应力[9]。③结构自身拘束条件所造成的应力[9]。它们的共同作用的结果是产生冷裂纹的重要因素之一。因而在焊接过程中要合理的进行焊接，在焊接接头进行装配焊接时，不能用过大的拘束应力。坡口的角度要加工合适，从而减小焊接过后金属相变体积变化所产生的拘束应力。
（2）焊接接头的脆化
焊接头的脆化主要是由淬硬组织和过热区晶粒粗大引起的。粗晶组织的形成是由于SA-335P91马氏体钢在焊接完成后在高温的停留时间过长,导致奥氏体晶粒长大,然后在冷却下来形成了粗大的马氏体组织, 从而降低焊接接头的韧性；此外，焊接接头在经受焊接热循环的高温时，特别是在过热区温度超过1100℃时，起弥散强化的氮、钒碳化物会发生分解，焊后在快速的冷却速度下，这些碳化物来不及重新的结合在一起，因而全都固溶于基体中，导致基体相产生过饱和；还有，由于合金元素量大，提高了材料的淬硬性和淬透性，在焊后快速冷却时，接头热影响区会出现马氏体等淬硬组织。这些因素导致SA-335P91马氏体耐热钢钢焊接接头脆化，故在焊接过程中应使用合理的焊接工艺（如适当的预热温度降低冷却速度防止淬硬组织的产生或减少组织的淬硬程度；较低的层间温度和热输入减少过热区过热程度和宽度，以减少晶粒粗大程度和粗晶区的宽度等）防止接头脆化。
(3) 扩散氢的作用
氢主要来源于焊接材料含水量、工件表面和焊丝表面油污与铁锈、空气湿度[9]。在
焊接高温下，这些氢就溶解于熔池之中，然而在焊接后的冷却过程中，氢的溶解度下降，氢极力逸出，但由于焊后冷却速度过快，这些氢来不及逸出而大量保留在焊接接头之中，从而使焊缝的氢过饱和。氢在不同的钢中扩散系数和溶解度不一样，在奥氏体扩散系数最低，仅为2.5×10-7（cm/s）[9]，但溶解度最好；氢在马氏体的扩散速度较大但溶解系数最低，即氢在马氏体中最容易出现过饱和而使马氏体变得脆而硬，因而马氏体对氢很敏感。其氢导致热影响区延迟裂纹的原因是当焊缝中奥氏体转变为铁素体、马氏体等组织时，氢的溶解度急剧的发生下降，但是在其铁素体等组织中氢的扩散速度很快，因此就会很快的从焊缝的熔合线向焊接热影响区的奥氏体扩散[9]。由于氢在奥氏体中扩散速度慢，不能快速向母材中扩散开去，当这些富含氢的奥氏体发生马氏体转变时，这些氢就以过饱和的状态残留在马氏体中[9]，这样一来就会导致产生根部裂纹或者焊趾裂纹。
（4）SA-335P91钢的淬硬倾向
由表2-1中P91化学成分看以看出，虽然P91钢的碳含量较低，但其他合金元素含量很高，这些合金元素就会固溶于铁素体基体中，晶格发生较大畸变，从而导致SA-335P91钢表现出一定的硬度，表现出一定的淬硬倾向。淬硬倾向主要取决于钢的化学成分，其中碳元素的作用较为明显，要想用数字来说明SA-335P91钢具有多大的淬硬倾向，可以将钢中的合金元素转化成碳对SA-335P91钢的淬硬性的作用，通过碳当量公式可以大致估算一下SA-335P91马氏体钢的冷裂纹敏感性。通常碳当量越高，冷裂纹敏感性越大。因此可以对P91钢进行碳当量详细计算。从而来确定SA-335P91马氏体钢冷裂纹敏感系数的大小，同时淬硬倾向的大小可也以通过焊接热影响区连续冷却组织转变图或SA-335P91的连续冷却组织转变图（CCT）来进行分析，CCT见图3-3。
①冷裂纹敏感系数Pcm
下面就来对SA-335P91马氏体钢的碳当量进行详细的计算，通过日本IL委员会利用插销实验建立的碳当量公式来计算SA-335P92钢的冷裂纹敏感系数[9]，其计算工艺见公式（3-8）。
Pcm=C+
SiMn?Cu?CrNiMoV+++++5B [9] （3-8）
2060151030Pcm ---冷裂纹敏感系数[9]
①----公式中的元素符号表示该元素的质量分数[9]
由表2-1可以知道各元素的含量,将其带入公式(3-8)中得
0.25..0.45?0?9.000.200.950.20?????5X0.00 Pcm=0.1?3020601510 =0.665%
因为Pcm＞0.2%，说明SA-335P91具有较大的冷裂纹倾向。 ②连续冷却组织转变图（CCT）
图3-3是SA-335P91钢连续冷却组织转变图（CCT）。根据图3-3可以看出从奥氏体
温度冷却到室温，在比较宽的冷却速度范围，奥氏体组织完全转化为马氏体组织；SA-335P91钢的晶粒度随着冷却时间的增加，晶粒度越来越大。马氏体的最大硬度小于213HV（若真如此，马氏体硬度就不大了，重新查一下）。马氏体的开始转变温度Ms大约在400℃左右、马氏体准转变结束点Mf为100℃左右。
图3-3 SA-335P91钢连续冷却组织转变图（CCT）
3.2使用焊接性
3.2.1持久强度下降（使用寿命下降）
由于SA-335P91马氏体耐热钢长时间在高温服役,不同于常温条件下工作，在高温同时有蠕变和疲劳破坏。蠕变破坏是一种低塑性断裂，其断裂时的塑性变形小，往往为脆性断裂[6]。在实际生产过程中P91钢使用寿命比通过做实验所得到的使用寿命小，从而使用寿命出现下降。因此当我你们设计SA-335P91马氏体耐热钢的使用寿命时，要高于实验所得的寿命才行，这样才能满足要求。高温工作时，由于内外壁温不同，造成内外热应力不同；且由于锅炉频繁启动和停止、运行参数的波动也会带来应力变化。由于这些原因就可能造成SA-335P91疲劳，由疲劳破坏也会使使用寿命下降。
3.2.2 IV裂纹
IV裂纹主要出现在焊接热影响区细晶区，是一种蠕变开裂，多发生在9%～12%Cr高等级耐热钢中，对一些在高温服役的厚壁管道更加容易出现IV裂纹[10]。
IV裂纹的产生原因在于P91的显微组织和应力状态，裂纹的全貌周围蠕变空洞和蠕变小裂纹形貌加下面图3-4。
从图3-4可以看出其裂纹中间宽，两边窄，其周围有密集蠕变孔洞及蠕变小裂纹，这就是IV裂纹的典型特征[11]。
IV裂纹的开裂与冶金因素有关，这是因为在焊接热循环作用下，晶粒再结晶形成的。由于焊接热循环中温度升高快，焊件被迅速加热到Ac3以上，在快速的升温过程中碳化物未能溶解，当再进行后热处理时，这些未能溶解碳化物晶粒长大，从而发生晶粒粗化。同时蠕变前的高密度位错在发生蠕变后全部消失，这样就导致了组织软化。
。
（a）低倍金相照片
[11]
（b）背散射电子像
[11]
图3-4 裂纹的全貌周围蠕变空洞和蠕变小裂纹形貌
4 SA-335P91钢焊接工艺
本实验所用的SA-335P91马氏体耐热钢规格为φ508×45mm,从而根据这个规格P91的焊接工艺。
4.1焊接方法
焊接方法采用钨极氩弧焊(TIG)+焊条电弧焊（SMAAW）,但是不采用埋弧焊，因为SA-335P91管道的规格为φ508×45，厚度比较大，不适宜采用填充量大的埋弧焊进行焊接，因为焊接热输入大，焊后在高温的时间停留较长，就会使奥氏体晶粒发生粗大，在冷却过程中只会得到粗大的马氏体，这样会对管道的焊接接头整体的力学性能。对于这种厚度较厚，采用多层多道焊，采用钨极氩弧焊进行打底，因为这样线能量较低，不会焊穿，剩余的采用手工焊条电弧焊进行填充，这样的焊接方法才会使焊接接头有较好整体性能。
4.2 焊前准备
（1）SA-335P91管道的下料。由于SA-335P91马氏体钢的铬含量较高，当采用火焰切割时钢的表面就会形成难熔而且粘度大的铬氧化膜，不容易切割，因而需要采用机械方法进行切割，可以采用等离子切割机进行切割，当要留3～5mm加工余量，这样切料完成后就可以将其硬化层清除掉[12]。
（2）破口加工。
SA-335P91管道采用单面U型焊接坡口, 采用单面破口是因为所焊焊件为管子，采用双面焊很难，且不方便操作，综合各种原因选择单面坡口。采用U型是因为管壁厚为45mm，厚度较大，采用这样的坡口形式更为容易焊透，而且可以减少熔敷金属填充量，其具体的坡口设计见(图4-1)
图4-1 U型坡口设计
（3）焊前清理。在焊接之前要将坡口内外的两侧20mm内的区域表面进行加工，清