电力行业新型耐热钢的焊接现状

第一篇：电力行业新型耐热钢的焊接现状

电力行业新型耐热钢的焊接现状

一、前言

锅炉机组参数的提高依赖于新型钢材的出现。世界各国在六十年代有过提高机组参数的尝试，后因为钢材问题又都陆续将参数退回到了540℃左右这一典型参数。直到九十年代，以T/P91钢为标志的新型耐热钢的出现，机组参数的提高才成为可能。这些新型耐热钢的出现，是焊接工作者的新课题。

二、我国超超临界机组新型耐热钢的焊接

我国电站中应用新型9Cr-1MoVNb钢（P91）在九十年代中期，经过十余年的摸索，对该钢材的焊接有了较深刻的了解，据此也认识到新型耐热钢的一些焊接特点，为我国锅炉机组参数的提高积累了一些经验。2006年投产的华能浙江玉环发电厂单机容量1000MW超超临界火力发电机组中，除去T/P91钢外，还使用了P92钢、Super304H钢、HR3C钢等，其中，Super304H钢和HR3C钢属于奥氏体耐热钢，其焊接只局限在锅炉制造厂，锅炉安装现场焊接工作中焊接T/P91钢和P92钢都属于铁素体耐热钢，是目前电力行业焊接工艺进步和取得突破的重点，以下简单介绍它们的焊接。

1、T/P91钢的焊接

T/P91钢是ASME标准SA213-T91/SA335-P91钢的简称，是八十年代美国的树岭试验室开发的新型耐热钢，称为9Cr-1MoVNb钢。9Cr-1MoVNb钢的焊接经我国电力行业多年的研究与应用，其性能与焊接特点有以下几点：

（1）对焊接热输入极为敏感。

9Cr-1MoVNb钢的焊接过程的热输入包括两方面，即预热和层间温度、焊接热输入量。①预热和层间温度，理论上应保证在300℃以下，实际焊接中控制得更低些为好。有资料证明，预热和层间温度对焊接接头的室温冲击韧性关系密切，当保持在350~380℃时，室温冲击值在28~50J之间；而保持在250℃左右时，室温冲击值可以达到60~100J（标准值为41J）。②焊接热输入量（旧称焊接线能量），应该控制在25J/cm以下，当焊接热输入量大于此值或更高时，室温冲击值将不会达到41J的标准。

（2）对焊接热处理敏感。

9Cr-1MoVNb钢的合金元素含量较高，需要进行焊后热处理，标准规定热处理温度为760℃±10℃。由于9Cr-1MoVNb钢是多元素强化，该钢理论AC1温度在800~830℃之间，其下限距标准规定热处理温度上限比较接近，热处理过程的允许偏差就有可能超过钢材的AC1温度。与此同时，在9Cr-1MoVNb钢焊接接头的热处理工作中，还有焊接材料的AC1温度问题同样影响接头性能，现有的焊接材料为了获得较好的工艺性能和较好的接头塑韧性，都在材料中加入镍，镍元素是扩大奥氏体区元素，会降低焊缝的AC1温度，使热处理更具危险。实践证明，当焊后热处理温度超过AC1温度时，室温冲击韧性急剧下降，冲击值甚至有不到10J的情况。

（3）不同焊接材料获得的结果悬殊。电力行业应用9Cr-1MoVNb钢已经多年，前期使用的焊接材料几乎都靠进口，主要有英国的曼彻特、德国的蒂森、日本的神钢、法国的萨福、瑞士的奥林康和奥地利的伯乐等，近年来，国家电力建设研究生产的“科建牌”也在应用，上海电力修造总厂也生产出9Cr-1MoVNb钢使用的焊接材料。经验证明，这些焊接材料的性能悬殊很大，特别是AC1温度差别很大，这就要求焊接工作者一定要关注这一点，特别是选定焊接材料后，一定要研究厂家的说明书，否则，焊接接头发生问题的责任将要自己承担。如某进口焊接材料热处理温度在 760℃时，恒温4小时；750℃时，恒温8小时，这一参数与DL/T869-2004 火力发电厂焊接技术规程推荐的参数相差很多。

（4）改变了焊接观念。

在焊接常规耐热钢时，预热和层间温度和焊接热输入量是重要参数，但对材料冲击韧性的影响，远不如新型耐热钢这样大。这种情况的出现，使焊接工艺的概念有了根本性的变化。过去谈到焊接工艺，往往指焊接操作工艺，今天的新型耐热钢焊接工艺，往往与操作工艺无关，而主要指对焊接参数和工艺要求。与此同时，焊接检验的观念也带来变化，即：经过焊接检验合格的焊接接头，其性能不见得是合格的。也就是说，当焊接或焊后热处理参数出现问题时，导致的焊接接头室温冲击韧性不合格是不能被现有的焊接检验手段在现场检测出来的。所以，新型耐热钢的焊接过程在现代质量管理中被称为“需要确认的过程”，这种过程的实现必须进行焊接质量影响因素的预先鉴定和确认，包括人、机、料、法、环诸方面，这种“预先”也就是指焊接质量控制的时机必须提前，必须实施全过程控制。

9Cr-1MoVNb钢的焊接在电力行业有较为完整的依据和标准，即：二○○二年十月国家电力公司电源建设部颁发的《T91/P91钢焊接工艺导则》和DL/T869-2004火力发电厂焊接技术规程。

2、P92钢的焊接

继T/P91钢以后，日本于九十年代开始对T/P91钢实施改进，以期进一步提高蠕变断裂强度和使用温度，1996年至1998年开发出了9Cr-0.5Mo-2W为主要成分的NF616钢，后纳入ASTM和ASME标准。在ASTM中，NF616钢的编号为ASMESA213T92、ASMESA335P92，在欧洲的编号为X10CrMoWVNb9-2，在日本的编号为STBA29和STPA-29。

与T/P91钢相比，它们的抗腐蚀性和抗氧化性相同，但是具有更高的高温强度和蠕变性能。与TP347H相比，价格低廉，且热膨胀系数小、导热率高和抗疲劳性能强，可加工性和可焊性好。

自P92钢纳入ASME并进入火力发电设备领域以来，世界范围内应用并不是很广，欧洲九十年代只在丹麦和德国的5个发电厂有应用，而日本则只在三个发电厂应用。国内第一台采用P92钢的火力发电机组是浙江玉环发电厂，自此拉开我国应用P92钢的序幕。截至今天，我国超超临界火力发电机组的锅炉联箱和蒸汽管道几乎都使用了P92钢，国内的火电建设单位也有十几家完成了焊接工艺评定。

由于合金元素含量近似，T/P92钢的焊接特点、要求与T/P91钢近似，但从目前进行的焊接工艺评定过程发现，T/P92钢的焊接工艺裕度比T/P91钢要小，对焊接参数的要求比T/P91钢还要严格，也更要注意焊接和焊后热处理参数的严格控制及焊接材料厂家的选定。

电力行业对T/P92钢的进入给予了高度重视，由焊接学会组织的研讨会议召开多次，并准备制定T/P92钢的焊接工艺导则指导安装现场的焊接工作。现将T/P92钢的焊接要求大大致介绍如下：

1、坡口制备及组对要求

（1）对于壁厚不小于40mm且不大于的78mm焊口推荐采用DL/T869表1序号4的双V形坡口；对于壁厚超过78mm的焊口，推荐采用DL/T869表1序号6的综合形坡口。

（2）对口间隙宜小不宜大。

（3）应采取措施确保对口的错口值不超过1mm。

（4）对口定位焊可采用普通钢材表面堆焊不少于4mm厚的P92钢焊材的定位块，定位焊应该在预定的预热条件下进行。

2、焊接工艺

（1）预热温度推荐为（150～200）℃。

（2）采用焊条电弧焊的施焊过程中，层间温度不宜超过250℃；采用埋弧焊方法焊接时，其道间温度也不宜超过250℃，否则应在焊后采用部件整体炉内调质处理，调质处理参数应与钢材的调质处理参数相同。

（3）对于壁厚超过40mm的焊口的根层焊接推荐采用钨极氩弧焊方法，焊接2层，总厚度为（3～5.5）mm。

（4）采用焊条电弧焊进行填充和盖面的，推荐采用直径为3.2mm的焊条焊接，焊接电流为（110～125）A。每根完整的焊条所焊接的焊缝长度与该焊条的熔化长度之比应大于50%。

（5）除非确有必要，不推荐安排后热处理。后热处理应该在焊件温度降至100℃，保温1小时进行。

（6）焊后热处理应该在焊件温度降至100℃，保温1小时后立即进行。推荐焊后热处理参数为：

a)以200℃/h的加热速度升温至500℃，此后按照100℃/h升温至770（+0，-5）℃； b)保温时间的计时时刻为任一测温热电偶达到设定的温度值。恒温时间以壁厚每8mm，1小时计算，且不少于1.5小时。

c)降温速度为150℃/h，当焊件温度降到300℃时可不控制，自然冷却至室温。

3、质量控制与检验

（1）P92钢的焊接施工应该根据规程、标准和本规定制定详细的作业指导文件，并对工作所涉及岗位人员进行技术交底。

（2）推荐采用加强焊工培训，严格工艺纪律，杜绝焊工随意调整工艺的情况，以旁站监督的方式，严格控制焊接工艺来确保焊接接头的质量。

（3）对于壁厚超过70mm的焊口，在满足（2）的规定，并得到工程焊接监理的确认的条件下，推荐采用从预热到焊接热处理一次连续完成的作业程序，否则，应该安排中间无损检验。

（4）P92钢的焊接施工应该具备紧急预案和措施，防止意外失电导致焊接或焊接热处理中断。

三、现场T/P91和T/P92钢焊接要点

综合上述T/P91和T/P92钢焊接要求，现将这类铁素体耐热钢的焊接要点总结分析如下：

1、钢材的焊接性

这类铁素体耐热钢都采用先进的冶炼和轧制技术，钢材的纯净度得到极大提高（如S、P含量在千分级）；多元素强化，成分控制严格；在强化机理方面采用了固溶强化、高位错密度强化、铁素体晶内的析出强化、晶界强化、加入防止M23C6的粗大化和防止向M6C转变元素等多种手段，钢的高温性能、常温冲击韧性与焊接性较早期的P9、F11、F12好得多。但是毕竟属高合金钢，还是要预热到150℃以上再开始焊接。

2、焊后热处理的要点

这类铁素体耐热钢希望获得全部的回火马氏体组织，焊后热处理参数极为重要，要从两方面注意。

（1）冷却到100-150℃，保持1-2小时，保证过冷奥氏体完全转变为马氏体后再升温开始焊后热处理，这与早期的P9、F11、F12的要求是一样的。

（2）在采用多元素强化的过程中，往往添加Ni来提高室温塑韧性，而Ni与钢材中必有的Mn共同作用下回使焊缝金属的AC1下降，有时会下降到危险的程度（DL/T869推荐值为760℃±10℃），如：某进口焊接材料AC1的实测值已经下降到768℃，因此，在制定焊后热处理参数时必须要参照焊接材料制造商的说明书。

3、焊接热输入量（焊接线能量）

由于采用多种方法使钢材的综合性能获得极大提高，使这类钢的焊接形成全新的局面，即①无论采用何种措施，焊缝金属的综合性能都将达不到母材的性能指标；②现有的焊后检验手段（无损检测）无法证明焊缝金属综合性能合格。因此，必须严格控制焊接过程。

（1）焊接规范参数。必须采用小的焊接热输入量，经验证明，T/P91钢不超过25J/cm、T/P92钢不超过20J/cm为好。此时特别要注意，小的焊接热输入量不单指小的焊接电流，如果一味采用小的焊接电流，将会在焊缝中形成未熔合等缺陷，反而不好，国内就有电力行业单位吃过亏。正确有效的做法是提高焊接速度减薄单道焊厚度。

（2）预热和层间温度。这类钢的MS点在400℃左右，控制焊接热输入量也包括控制预热和层间温度。必须使每一焊道的温度降至300℃以下时，才可以焊接下一道焊缝。经验证明，如果降到更低温度，可以获得更好的室温冲击韧性，但要与生产效率综合考虑。这一现象的机理至今还不很清楚，这是许多单位的经验证明，也被波兰焊接工作者所报道。附《T91/P91钢焊接工艺导则》

1、制订依据

本导则是根据电力工业焊接有关规程、规范、技术条件和相关资料，以国家电力公司火电建设部制订的“T91/P91钢管焊接工艺暂行规定”为版本，结合近年来积累的实践经验进行了修订。

2、适用范围

2.1本导则适用于火力发电设备，以T91/P91钢管及与其它钢种相连接的各类焊接接头的制作、安装、检修工程的焊接工作。

2.2 适用于手工钨极氩弧焊和焊条电弧焊的焊接方法。

3、总则

3.1 T91/P91钢的焊接工艺评定，应遵守SD340-89《火力发电厂焊接工艺评定规程》（现为DL/T868-2004焊接工艺评定规程，下同。编者注）的规定，并以确定焊接工艺，编制作业指导书。

3.2 焊接T91/P91钢焊工技术能力的验证，应按DL/T679-1999《焊工技术考核规程》的规定考核，取得合格证书后，方可参加焊接工作。

3.3 焊接接头质量检验应遵照DL/T820-2002和DL/T821-2002两本检验规程的规定进行，其质量标准应符合DL5007-92（现为DL/T869-2004火力发电厂焊接技术规程，下同。编者注）规定。

3.4 对国外引进设备的T91/P91钢焊接工作，应按合同规定进行，如无规定时，其焊接工艺评定、焊工技术考核、焊接工程的技术规定和焊接质量检验等均应执行电力工业焊接相关规程和本导则规定。

3.5 焊接T91/P91钢的场所其环境温度和条件以及防护设施应符合DL5007-92的规定。3.6 实施T91/P91钢焊接工作应遵守国家和电力工业安全、防火、环保和施焊中其它相关条件的有关规定。

4、焊接机具和焊接材料

4.1 焊接T91/P91钢的焊接设备，应选用焊接特性良好、稳定可靠的逆变式或整流式焊机。其容量应满足焊接规范参数的要求。4.2 氩弧焊工器具

4.2.1 氩弧焊枪选用气冷式。

4.2.2 氩气减压流量计应选择气压稳定、调节灵活的表计，其产品质量和特性应符合国家或部颁标准。

4.2.3 输送氩气的管线应选用质地柔软、耐磨和无裂痕的胶管，且无漏气现象。

4.2.4 氩弧焊导电线应采用柔软多股铜线，其坏蛋夹具应接触良好。4.3 焊条电弧焊工器具

4.3.1 焊机引出电缆线可选用截面为50mm2焊接专用铜芯多股橡皮电缆；连接焊钳的把线，可选用截面为25mm2焊接专用铜芯多股橡皮软电缆。电缆线外皮绝缘应良好、无破损。4.3.2 选用的焊钳应轻巧、接触良好不易发热，且便于焊条的更换。4.3.3 测量坡口和焊缝尺寸时，应采用专用的焊口检测器。

4.3.4 修整接头和清理焊渣、飞溅，宜采用小型轻便的砂轮机。4.4 焊接材料

4.4.1 选用的氩弧焊丝、焊条应与钢材匹配。选用中应注意化学成分的合理性，以获得优良的焊缝金属成分、组织和力学性能，并要求工艺性能良好。

4.4.2 氩弧焊丝、焊条、氩气和钨极等焊接材料的质量，应符合国家标准或有关标准的规定。如需考察其工艺性能，必要时，可进行焊接材料的工艺性能试验。

4.4.3 氩弧焊丝使用前应除去表面油、垢等脏物。焊条除按国家标准规定保管外，于使用前按使用说明书规定，置于专用的烘焙箱内进行烘焙。推荐的烘焙参数为：温度350~400℃，时间或~2小时，使用时，应放在80~120℃的便携式保温筒内随用随取。

4.4.4 氩气使用前应检查瓶体上有无出厂合格证明，以验证其纯度是否符合国家或部颁标准规定。

4.4.5 氩弧焊用的钨极宜选用铈钨极或镧钨极，直径为Ф2.5mm。钨极于使用前切成短段，并在其端头处磨成适于焊接的尖锥体。

5、焊前准备 5.1 坡口制备

5.1.1 坡口形状和尺寸按设计图纸和供货方提供的资料加工。

5.1.2 坡口加工应采用机械法，坡口修整时，可使用角向砂轮机等轻便工具。

5.1.3 坡口及其内外壁两侧15~20mm范围内应将油、漆、垢和氧化皮等杂物清理干净，直至露出金属光泽。

5.1.4 为保持管子内壁齐平，遇有管子内壁错口值超过1mm或两侧壁厚不同时，应按DL5007-92规定处理。5.2 对口装配

5.2.1 对口装配前应认真检查被焊接部位及其边缘20mm范围内有无不允许缺陷（裂纹、重皮等），确认无缺陷后方可组装。5.2.2 对口装配时，应选定管子的支撑点，并垫置牢固，以防焊接过程中产生位移和变形。5.2.3 对接管口端面应与管子中心线垂直，其偏斜度△f不得超表1的规定。5.2.4 严禁在管子上焊接临时支撑物。

5.3 对口点固焊

5.3.1 点固焊用的焊接材料、焊接工艺和选定的焊工技术条件应与正式焊接时相同。5.3.2 点固焊和施焊过程中，不得在管子表面引燃电弧试验电流。

5.3.3 小径薄壁管点固焊时，可在坡口内直接点固，点固焊不少于2点；大径厚壁管点固焊时，可采用“定位块”法点固在坡口内，见图书馆，点固焊不少于3点，点固焊用的“定位块”应选用含碳量小于0.25%钢材为宜。

5.3.4 焊接过程中，施焊至“定位块”处时，应将“定位块”除掉，并将焊点用砂轮机磨掉，不得留有焊疤等痕迹。并以肉眼或低倍放大镜检查，确认无裂纹等缺陷后，方可继续施焊。

6、焊接工艺

6.1 T91/P91钢必须严格执行经评定合格的工艺所编制的作业指导书规定进行施焊。为使焊接作业指导书严格实施，强化工艺纪律，必要时，应对该类钢材焊接全过程进行完整的监控，以保证焊接质量。

6.2 T91钢管及P91小径薄壁钢管推荐采用全氩弧焊方法；P91钢大径厚壁管采用氩弧焊打底、焊条电弧焊填充及盖面的组合焊接方法。6.3 氩弧焊（Ws）打底焊接

6.3.1 为防止根层焊缝金属氧化，氩弧焊打底及焊条填充第一层焊道时，应在管子内壁充氩气保护。

6.3.2 充氩保护可参照下列要求进行：

a、充氩保护范围以坡口中心为准，每侧各200~300mm处，以可溶纸或其它可溶材料，用耐高温胶带粘牢，做成密封气室。

b、采用“气针”从坡口间隙或“探伤孔”中插入进行充氩，开始时流量可为10~20L/min，施焊过程中流量应保持在8~10L/min。

6.3.3 氩弧焊打底时，焊接规范参数推荐如下：

焊丝选用Ф2.5mm，钨极为Ф2.5mm，氩气流量为10~15L/min。

焊前预热温度为100~150℃，焊接电弧电压为10~14V，焊接电流为80~110A，焊接速度为55~60mm/min。

6.3.4 氩弧焊打底的焊层厚度控制在2.8~3.2mm范围内。6.4 焊条电弧焊（Ds）填充、盖面焊接

6.4.1 施焊前的预热温度推荐为200~300℃。宽度以坡口边缘算起每侧不少于壁厚的3倍，预热力求均匀。对于壁厚大于10mm的管子应采用电加热方法进行。

6.4.2 小径薄壁管最低焊接层数为2层，大径厚壁管应采取多层多道焊接。6.4.3 施工过程中，应注意层间温度的保持，推荐的层间温度为200~300℃。6.4.4 为保证后一焊道对前一焊道起到回火作用，焊接时每层焊道厚度的控制约为焊条直径。6.4.5 焊条摆动的幅度，最宽不得超过焊条直径的4倍。6.4.6 大径厚壁管水平固定焊盖面层的焊道布置，焊接一层至少三道焊缝，中间以有一“退火时道”为宜，以利于改善焊缝金属组织和性能，焊道布置见图2。6.4.7 焊条电弧焊各层焊道的主要工艺参数参考值见表2。

6.4.8 为减少焊接应力与变形，直径>194mm的管道和锅炉密集排管（管子间距≤30mm）的焊口，宜采用两人对称焊接。同时，注意到不得两人同时在一处收头，以免局部温度过度影响施焊质量。

6.4.9 焊接中应将每层焊道接头错开10~15mm，同时注意尽量焊得平滑，便于清渣和避免出现“死角”。

6.4.10 焊工操作技术要熟练，认真观察熔化状态，注意熔池和收尾接头质量，以避免出现弧坑裂纹。

6.4.11 每层每道焊缝焊接完毕后，应用砂轮机或钢丝刷将焊渣、飞溅等杂物清理干净（尤其注意中间接头和坡口边缘），经自检合格后，方可焊接次层。6.4.12 焊缝整体焊接完毕，应将焊缝表面焊焊渣、飞溅清理干净，自检合格后，做出代表焊工本人的标记，并应按工艺规定要求进行焊后热处理。

7、焊后热处理

7.1 当焊缝整体焊接完毕，对T91钢和P91钢小径薄壁管的焊接接头可冷却至室温，而对P91钢大径厚壁管的焊接接头冷却到100~200℃时，应及时进行焊后热处理。

7.2 当焊接接头不能及时进行热处理时，应于焊后立即做加热温度为350℃、恒温时间为1小时的焊后热处理。

7.3 焊接接头的焊后热处理，应采用高温回火。

7.4 焊后热处理的升、降温速度以≤150℃/h为宜，降温至300℃以下时，可不控制，在保温层内冷却至室温。

7.5 T91/P91钢焊后热处理加热温度为760±10℃。对于T91/P91钢与珠光体、贝氏体负的异种焊接接头，加热温度应按两侧钢材及所用焊丝、焊条等综合确定，不应超过合金成分含量低材料的下临界点AC1。

7.6 恒温时间：P91钢焊接接头按壁厚每25mm，1小时计算，但最少不得小于4小时；对T91钢焊接接头可按壁每毫米，5分钟计算，且不小于0.5小时。

7.7 为保证焊后热处理质量，热处理的加热宽度、保温层宽度和厚度应符合DL/T819-2002的规定。

7.8 焊接热处理过程曲线（P、W、H、T）参见图形。

8、质量检验和标准

8.1 焊工自检和专检均应重视焊接接头外观质量，除焊缝均整、尺寸符合规定外，应尽量消除咬边缺陷，以减缓焊接接头应力水平。

8.2 外观符合规定的焊接接头，方可按规定比例进行无损检验。

8.3 壁厚≥70mm管子焊口，焊至20~25mm时，应停止焊接，立即进行后热处理，然后做“RT ”或“UT”探伤检验，确认合格后，再按作业指导书规定程序施焊完毕。

8.4 管道上开有探伤孔做100%“RT”检验，如无探伤孔则做100%“UT”检验。

8.5 焊接接头热处理完毕，应做100%硬度测定，测定部位为焊缝区和热影响区（异种钢为两侧，同种钢可选一侧），每个部位测定不少于三点。硬度测定平均值的标准不超过母材的布氏硬度加100HB，且应≤350HB为合格。

9、焊缝返修

9.1 焊接接头外观检查不符合标准时，轻者打磨焊补，严重者应割掉重新焊接。

9.2 经无损检验不合格的焊接接头，其缺陷可进行焊补，但必须在确认缺陷已经彻底消除的基础上，按正常焊接工艺或焊补工艺规定进行。

9.3 返修焊补的焊接接头，一般同一焊口不得超过两次，否则应割掉重新对口焊接。9.4 返修焊补的焊接接头，必须重新进行焊后热处理和无损检验。

第二篇：珠光体耐热钢焊接工艺讨论

珠光体耐热钢焊接工艺讨论

摘要：主要介绍了珠光体耐热钢的焊接方法、焊接材料的选择、焊前预热温度、焊后热处理及其焊接性能等方面的内容材料的工艺评定、焊接工艺参数以及焊后热处理工艺等。

关键字： 珠光体耐热钢；工艺评定；焊接方法

一、珠光体耐热钢焊接特点及工艺要点（1）焊接特点

珠光体耐热钢属于低合金钢，主要合金元素是铬、钼，还含有少量钨、钒、铌等元素，加热后在空气中冷却具有明显的淬硬倾向，焊接时在焊缝及热影响区易产生硬脆的马氏体组织，这不仅影响焊接接头的力学性能，还会产生很大的内应力，常导致焊缝和热影响区出现冷裂纹。硬化倾向还与下列因素有关：钢中碳、铬含量，构件厚度、刚性及焊件拘束度等。焊接时预热是防止冷裂纹的有效措施，焊件未预热或预热温度太低，工件冷却速度加快都会加重焊缝及热影响区硬化。（2）工艺要点及焊料选择

① 焊接过程中，应保持焊件温度不低于预热温度（包括多层焊时的层间温度）。焊接过程中尽量避免中断，不得已中断时，应保证焊件缓慢冷却，重新施焊前仍需预热。

② 焊件厚度较大时，可采用短道焊,使被焊的这一段焊缝在较短时间内重复加热，目的是为了使焊缝及热影响区缓慢冷却。③ 焊缝正面的余高不宜太高。

④ 保持在自由状态下焊接。由于铬钼耐热钢裂纹倾向比较大，故在焊接时应严格遵守焊接程序，收缩量大的焊缝先焊，尽量减少拘束度。

⑤ 焊后缓冷。焊后缓冷是必须遵守原则，一般是焊后立即用石板布等保温材料覆盖在焊缝及近缝区，覆盖务必严实，确保缓冷。

⑥ 焊后热处理,防止延迟裂纹，消除应力，改善组织。对于厚壁容器及管道，焊后常进行高温回火。

⑦ 焊条选择，摘自钢制压力容器焊接规程JB/T 4709－92、工业金属管道施工规范GB 50236－1997

二、典型珠光体耐热钢的显微组织观察

本实验所采用的珠光体耐热钢为2.25Cr-1Mo、12CrMoV（C=0.15%,M=0.6%,Cr=1.2%,Mo=0.3%,V=0.3%）等。显微组织观察是研究材料内部组织最重要的方法，用光学显微镜观察研究任何材料的显微组织，一般要分三个步骤进行：抛光所截取试样的截面，采用适当的腐蚀剂显示显微组织，用显微镜观察和分析试样的显微组织。

采用气割或机械加工方法切下大块试样，取下的试样还要去除不必要的部分，之后进行试样的平整、磨光、抛光、浸蚀等一系列加工。试样用砂纸磨制后，除表面磨痕外还有一层变形的损伤层，最表层部分经受相当于冷轧量大于90%塑性变形，试样表面变形是不均匀的。因此，试样磨光时，每一道工序必须去除前一道工序造成的损伤层，同时，该道工序本身应造成最少的损伤，使下道工序易于进行。对磨光后的试样进行抛光处理，抛光的目的是要尽快把磨光工序留下来的损伤层除去，使抛光产生的损伤层不影响显微组织的观察。抛光最好分二步进行，先是粗抛，目的在于以最大抛光速率除去磨光时的损伤层;其次是精抛，目的是去粗抛所产生的表面损伤，抛光损伤减到最小程度。焊接接头进行抛光后，光滑的接头表面经过显示组织才能被清楚的看到，所以显示方法是制样过程中相当重要的一步，显示焊接金相的试样组织的方法有两种:一种是化学试剂显示法;另一种是用电解浸蚀剂显示。我们采用第一种方法。化学浸蚀的原理是:位于晶界上的原子排列的规律性较差，具有较高的自由能，所以晶界处受浸蚀深而成凹沟，金属原子的溶解大多是沿着原子排列最密的晶面进行，由于抛光面上每颗晶粒的原子排列的位相不同，所以每个晶粒的溶解速度不同，浸蚀后每个晶粒都以原子排列最密的面为表面，有些晶粒就相对与原来的抛光面倾斜了一定的角度，在垂直光线照射下，则显示出明暗不一的晶粒，由于晶粒与晶粒之间、晶粒与晶界之间溶解速度不同，所以组织就显示出来了。化学浸蚀前必须将试样冲洗干净，以防污垢、油膜存在，妨碍浸蚀作用，然后用夹子夹住试样，浸入浸蚀剂中，必须使磨面各部位同时地浸入浸蚀剂中，并不时摇动试样，以保证试样均匀浸蚀，或者用蘸有浸蚀剂的脱脂棉来擦拭试样的抛光面。完成了以上两个步骤后，就可以进入显微分析的第三步，即显微组织的观察。本试验中的显微组织观察是在光学金相显微镜上进行的。

（1）12CrMoV插撬+J507或J607焊接（图1 图2 图3）

2.25Cr-1Mo堆焊两层过渡区A307盖面层A002N6（图4 图5 图6）对其焊缝组织以及母材、过渡区的显微组织观察图（如下）：

图1 图2 图3

图4 图5 图6

三、珠光体耐热钢焊接工艺分析

由于珠光体耐热钢中含有一定量的Cr、Mo和其它一些合金元素，所以热影响区会产生硬脆的马氏体组织，低温焊接或焊接刚性较大的结构时，易形成冷裂纹。因此在焊接时应采取以下几项工艺措施：

1、预热预热是焊接珠光体耐热钢的重要工艺措施。为了确保焊接质量，不论在定位焊或正式施焊过程中，焊件都应预热并保持为80～150℃用氩弧焊打底和CO2气体保护焊时，可以降低预热温度或不预热。

2、焊后缓冷焊后应立即用石棉布覆盖焊缝及热影响区，使其缓慢冷却。

3、焊后热处理焊后应立即进行高温回火，防止产生延迟裂纹、消除应力和改善组织。焊后热处理温度应避免在350～500℃温度区间内进行，因珠光体耐热钢在该温度区间内有强烈的加火脆性现象。

四、珠光体耐热钢焊接再热裂纹的防治 4.1 焊缝成形

由于焊缝成形影响应力集中的大小，再热裂纹易产生于应力集中的热影响区粗晶区，因而也影响再热裂纹的产生。焊缝与母材过渡不圆滑，焊缝余高过高或存在咬肉、未熔合、未焊透等缺陷，在焊后再热过程中均能诱发再热裂纹。因此焊接过程中应尽可能的控制焊缝成形，对成形不理想或存在缺陷的部位进行修补，以达到降低焊接应力的作用，从而控制再热裂纹的产生。4.2 组装应力

组装时采用强力组对等，都会使得焊缝处存在大的组装应力。焊后再热过程中，容易引发再热裂纹，因此组装珠光体耐热钢时要避免强力组装，以减少组装应力。4.3 预热

为防止再热裂纹的产生，焊前预热是十分有效的。预热可以降低残余应力，形成对裂纹不敏感的组织等。日本的焊接专家认为，预热可以提高热影响区粗晶区的强度。珠光体耐热钢焊前按要求进行预热，在很大程度上可以防止再热裂纹的产生。

4.4 焊后后热

实验证明，珠光体耐热钢焊后进行150～200℃的后热处理，可以有效地消除焊缝中的扩散氢，从而减少焊缝中残存的空穴，有利于防止再热裂纹的产生。同时焊后后热可以使得焊缝晶界的有害杂质S、P等进行一步弥散，减少因S、P等杂质偏析而导致的再热裂纹。焊后在不太高的温度下进行等温处理，也可以产生类似预热的效果，这样还可以降低焊前的预热温度。4.5 焊接线能量

焊接线能量对再热裂纹的影响有两个方面。首先大的线能量可以有利于降低拘束应力，降低粗晶区的硬度，使得晶内的沉淀增多，减弱焊后加热时析出的强化程度，有利于减少再热裂纹的倾向。但另一方面，大的焊接线能量却使过热区的晶粒更加粗大，晶界结合力更加脆弱，从而增加了再热裂纹的倾向。因此，在焊接珠光体耐热钢时，对焊接线能量的选择，应考虑线能量对晶粒长大的敏感程度，对某些晶粒长大敏感的钢种，焊接时应选较小的线能量，反之，可适当选择较大的焊接线能量。4.6 晶粒度

焊接热影响区粗晶区的晶粒大小对再热裂纹的敏感性也有影响。晶粒度大，裂纹敏感性大；晶粒度小，晶界所占的面积就大，在其它条件均相同的情况下，晶界所能承受的蠕变变形量相对大，产生再热裂纹的倾向也就相应变小。

焊接材料的选择通常有两种原则：一为“等成分原则”即选用焊接材料在化学成分上与母材相同；二为“等强度原则”即选用的焊接材料在化学成分上与母材成分相近，主要保证焊接接头的强度与母材相同。在进行珠光体耐热钢焊接时，一般采用“等强度原则”，甚至在使用条件允许的情况下，可以适当降低焊接接头的强度。实验证明，通过适当降低焊缝金属的强度，提高其塑性变形能力，从而降低焊接接头的应力集中程度，以降低再热裂纹的敏感性。仅仅焊缝表层采用低强度高塑性的焊接材料来盖面也是比较有效的。4.8 合金元素的影响

(1)碳 由于碳化物的形成，碳在热裂纹中有着重要的作用。在Cr-Mo钢中，当含碳量由0.05%增至0.20%时，裂纹倾向明显增加。在含V量高的钢种中，碳的影响更大。

(2)铬 Cr的影响是两个方面的。当钢中的含Cr量＜1.5%时，随着含Cr量的增加，裂纹倾向增大；当含Cr量＞2.0%时，随含Cr量的增加，裂纹倾向逐渐减小。当然，Cr对再热裂纹的影响在很大程度上还取决于钢种中Mo与V的含量。

(3)钼 Mo能够降低蠕变塑性，增加裂纹。其作用是通过对相变特性的影响及碳化钼的析出而实现的。模拟热循环试样缺口应力试验，当Mo的含量为0.21%时，627℃断裂的时间为1300min，而Mo的含量为0.54%时，断裂时间降为2min，说明Mo含量的增加，提高了钢的再热裂纹的敏感性。

(4)钒 V通常与Cr、Mo等元素同时加入，在同时含有其它元素时，增加V是极其有害的。V含量为0.73%，钢材应力—断裂塑性最低。当V含量＜0.15%时，随其含量的增加裂纹率明显增大。如V含量由0增至0.08%时，Y型坡口拘束试样的裂纹率由0增至95%。V的影响主要是形成V4C3的析出，使应力松驰率下降。

(5)微量杂质元素 从金属材料主要元素成分含量相同，而再热裂纹倾向相差很大的事实来看，微量杂质元素起着很大的作用。这是因为这些杂质元素在晶界偏析，促使晶界空穴形成，大大降低金属的蠕变性能。如降低断裂应力和断裂塑性。

4.9 重熔焊道

在再热裂纹的预防上，焊后利用TIG对焊缝表面进行一次重熔，可以减少焊接接头的残余应力，因而也有利于减少再热裂纹的产生。

参考文献： 周振丰，张文钺.焊接冶金与金属焊接性.北京：机械工业出版社，1988 2 周振丰.金属熔焊原理及工艺.北京：机械工业出版社，1987 3 周顺深.低合金耐热钢.上海人民出版社，1976 4 美国焊接学会编，黄静文等译.焊接手册 第二册.北京：机械工业出版社，1988 5 美国焊接学会编，韩鸿硕等译.焊接新技术.宇航出版社，1987 6 王健安.金属学与热处理下册.北京：机械工业出版社，1987 7 丁启湛.钢的焊接脆化.北京：机械工业出版社，1992

第三篇：焊接压力容器耐热钢的注意事项

焊接压力容器耐热钢的注意事项

一、压力容器用耐热钢及其焊接性 在普通碳钢中加入一定量的合金元素，以提高钢的高温强度和持久强度，就形成了低合金耐热钢，对于压力容器用低合金耐热钢，为改善其焊接性能，常常把碳含量控制在0.2％以下。这类钢通常以退火态或正火+回火状态交货。由于合金含量在2.5％以下的低合金耐热钢具有珠光体+铁素体组织，故也经常称为珠光体耐热钢，如15CrMoR。合金含量在3％ ~ 5％之间的低合金耐热钢供货状态为贝氏体+铁素体组织，故也称为贝氏体耐热钢，如12Cr2Mo1R。压力容器上使用的低合金耐热钢主要是以加入铬和钼元素或辅以加入少量的钒、钛等元素来提高钢的蠕变强度和组织稳定性，所以也经常称之为Cr-Mo耐热钢或Cr-Mo-V系耐热钢。也正由于这一类钢在耐高温的同时还具有良好的抗氢腐蚀性能，为此，Cr-Mo或Cr-Mo-V系的低合金耐热钢亦经常称为抗氢钢。

作为耐热钢，除上面已讲到的低合金耐热钢外，还有合金含量在在6％ ~ 12％之间的中合金耐热钢，如1Cr5Mo、1Cr9Mo1，和合金大于13％的高合金耐热钢，如1Cr17。由于在压力容器中这两类耐热钢并不多见，本节以叙述低合金耐热钢为主。为保证耐热钢焊接接头在高温、高压和各种腐蚀介质条件下长期安全的运行，其焊接接头性能应满足下列几点要求。

① 接头的等强性 耐热钢接头不仅应具有与母材基本相等的室温和高温短时强度，而且更重要的是应具有与母材相近的高温持久强度。

② 接头的抗氢性和抗氧化性 耐热钢接头应具有与母材基本相同的抗氢性和高温抗氧化性。为此，焊缝金属的合金成分和含量应与母材基本一致。③ 接头的组织稳定性 耐热钢焊接接头在制造过程中，特别是厚壁接头将经受长时间多次热处理，在运行过程中将长期受高温高压的作用，接头各区不应产生明显的组织变化及由此引起的脆变或软化。

④ 接头的抗脆断性 虽然耐热钢压力容器大多数是在高温下工作，但当压力容器和管道制造完工后将在常温下进行设计压力1.25倍压力的水压试验。在安装检修完后，要经历水压试验及冷启动过程。因此，耐热钢焊接接头亦应具有一定的抗脆断性。

⑤ 接头的物理均一性 耐热钢焊接接头应具有与母材基本相同的物理性能。焊缝金属的热膨胀系数和热导率应基本一致，这样就可避免接头在高温运行过程中的热应力。

低合金耐热钢含有一定量的合金元素，因此它与低合金高强钢都具有一些相同的焊接特点，而又由于其含有一些特殊的微量元素及其不同的介质工作环境，所以也有其独特的焊接特点。（1）淬硬性 低合金耐热钢中的主要合金元素Cr和Mo等都能显著提高钢的淬硬性。其中Mo的作用比Cr大50倍。这些合金元素推迟了钢在冷却过程中的转变，提高了过冷奥氏体的稳定性，从而在较高的冷却速度下可能形成全马氏体组织，比如12Cr2Mo1R焊接时，如果焊接线能量较小，钢板厚度较大且不预热焊接时就有可能发生100％的马氏体转变。（2）冷裂纹 由于Cr-Mo钢极易产生淬硬的显微组织，再加上焊缝区足够高的扩散氢浓度和一定的焊接残余应力共同作用，焊接接头易产生氢致延迟裂纹。这种裂纹在热影响区和焊缝金属中都易发生。在热影响区大多是表面裂纹，在焊缝金属中通常表现为垂直于焊缝的的横向裂纹，也可能发生在多层焊的焊道下或焊根部位。冷裂纹是Cr-Mo钢焊接中存在的主要危险。（3）消除应力裂纹 因为这类裂纹是在消除应力热处理时，接头再次处于高温下所产生的裂纹，故又称为再热裂纹。Cr-Mo钢是再热裂纹敏感性钢种，敏感的温度范围一般在500 ~ 700℃之间。

大量试验结果表明，钢中Cr、Mo、V、Nb、Ti等强碳化物形成元素对再热裂纹形成有很大影响。通常以裂纹指数PSR粗略地评价钢的消除应力裂纹敏感性。PSR按下式计算： PSR=Cr％ + Cu％ + 2Mo％ + 10V％ + 7Nb％ + 5Ti％-2 当PSR≥0时，就有可能产生消除应力裂纹。但对于碳含量低于0.1％的钢种，上式不适用。（4）热裂纹 对低合金耐热钢，人们往往注重冷裂纹的防止。实际上，当焊道的成形系数（熔宽与熔深比）小于1.2 ~ 1.3时，焊道中心易形成热裂纹。这是因为窄而深的梨形焊道，低熔点共晶聚集于焊道中心，在焊接应力作用下，导致焊道中心出现热裂纹。一切影响焊道成形系数的因素都会影响热裂纹的发生。（5）回火脆性 Cr-Mo钢及其焊接接头在350 ~ 500℃温度区间长期运行过程中发生脆变的现象称为回火脆性。例如某厂一台2.25Cr-1Mo钢制压力容器在332 ~ 432℃运行30000h后，钢的40J脆性转变温度从-37℃提高到了+60℃，并最终导致灾难性的脆性断裂事故。Cr-Mo钢及其焊接接头的回火脆性敏感性有两种评价方式： ①X系数和J系数

X=（10P+5Sb+4Sn+As）×10-2（式中元素以ppm含量代入，如0.01％应以100ppm代入）J=（Si+Mn）（P+Sn）×104（式中元素以百分数含量代入，如0.15％应以0.15代入）这两个系数的界定是随着工业的不断发展和进步一步步提高的，最早要求X≤25ppm，J≤200，后来达到X≤20ppm，J≤150，直至目前又提高了要求，要求X≤15ppm，J≤100。② 分步冷却试验法(步冷)

分步冷却试验法是将试件加热到规定的最高温度后分步冷却，温度每降一级，保温更长时间。步冷处理目的是在200 ~ 300 h内使钢产生最大的回火脆性，与350 ~ 500℃温度区间设备经过2000 ~ 5000 h才能产生的效果相同。按曲线加热，使钢材发生快速回火脆化。分别对步冷试验前后的钢材进行系列冲击，绘制出步冷试验前、后回火脆化程度的曲线，确定延脆性转变温度VTr54(试样经Min.PWHT处理后的夏比冲击功为54J时相应的转变温度)的变量ΔVTr54(试样经Min.PWHT + 步冷处理后的夏比冲击功为54J时相应的转变温度增量)，按下式进行计算：

美国雪弗龙公司早期提出的指标： VTr54 +1.5ΔVTr54 ≤ 38℃(100℉)20世纪90年代普遍采用的指标： VTr54 +2.5ΔVTr54 ≤ 38℃

随着对设备安全性要求的提高及钢材、焊材性能的提高，对该指标的要求越来越高，2006年某工程公司为宁波和邦化学有限公司设计的两台加氢反应器提出的指标是： VTr54 +3ΔVTr54 ≤ 10℃

二、压力容器用耐热钢焊材选用

（1）与低合金高强钢相同，焊缝金属和母材等强度原则仍是低合金耐热钢焊材选用的基本原则，只不过此时不但要考虑焊缝金属与母材的常温强度等强，同时也要使其高温强度不低于母材标准值的下限要求。

（2）为使其焊缝金属具有与母材同样的使用性能，因此要求其焊缝金属的铬、钼含量不得低于母材标准值的下限。

（3）为保证焊缝金属有同样小的回火脆性，应严格限制焊材中的氧、硅、磷、锑、锡、砷等微量元素的含量。

（4）为提高焊缝金属的抗裂性，应控制焊材中的含碳量低于母材的碳含量，但应注意，含碳量过低时，经长时间的焊后热处理会促使铁素体形成，从而导致韧性下降，因此，对于低合金耐热钢的焊缝金属含碳量最好控制在0.08％ ~ 0.12％范围内，这样才会使焊缝金属具有较高的冲击韧性和与母材相当的高温蠕变强度。

三、压力容器用耐热钢焊接要点

（1）预热与层间温度 在Cr-Mo钢的焊接特点中提到的冷裂纹、热裂纹及消除应力裂纹，都与预热及层间温度相关。一般来说，在条件许可下应适当提高预热及层间温度来避免冷裂纹和再热裂纹的产生。表10-2为对各种低合金耐热钢推荐选用的预热温度和层间温度，但在设备制造过程中还要结合实际选用。

表10-2 推荐选用的低合金耐热钢预热及层间温度 钢种

预热温度/℃

层间温度/℃ 15CrMoR

≥150

~ 250 12Cr1MoV

≥200

250左右

12Cr2Mo1R

200 ~ 250

200 ~ 300 在Cr-Mo钢上堆焊不锈钢

≥100

对于预热和层间温度，应注意以下几点：

① 整个焊接过程中的层间温度不应低于预热温度。② 要保证焊件内外表面均达到规定的预热温度。

③ 对于厚壁容器，必须注意焊前、焊接过程和焊接结束时的预热温度基本保持一致并将实测预热温度做好记录。

④ 若容器焊前进行整体预热不仅费时而且耗能。实际上，作局部预热可以取得与整体预热相近的效果，但必须保证预热区宽度大于所焊厚度的4倍，且至少不小于150mm。

⑤ 预热与层间温度必须低于母材的Mf点(马氏体转变结束点)，否则当焊件经SR处理后，残留奥氏体可能发生马氏体转变，其中过饱和的氢逸出会促使钢材开裂，如对12Cr2Mo1R的预热和最高层间温度应低于300℃。

⑥ 钢材下料进行热切割时，类似焊接热影响区的热循环，切割边缘的淬硬层可能成为钢材卷制或冲压时的裂源。因此，也应适当预热。

（2）焊后热处理 对于低合金耐热钢，焊后热处理的目的不仅是消除焊接残余应力，而且更重要的是改善组织提高接头的综合力学性能，包括提高接头的高温蠕变强度和组织稳定性，降低焊缝及热影响区硬度，还有就是使氢进一步逸出以避免产生冷裂纹。因此，在拟定低合金耐热钢焊接接头的焊后热处理规范时，应综合考虑下列冶金和工艺特点。① 焊后热处理应保证近缝区组织的改善。

② 加热温度应保证焊接接头的焊接应力降到尽可能低的水平。

③ 焊后热处理不应使母材及焊接接头各项力学性能降低到设计规定的最低限度以下。这一点往往要通过对母材及焊接接头进行最大和最小模拟焊后热处理(Max.PWHT及Min.PWHT)后的各项力学性能检测来确定。

④ 由于耐热钢的回火脆性及再热裂纹倾向，焊后热处理应尽量避免在所处理钢材回火脆性敏感区及再热裂纹倾向敏感区的温度范围内进行。应规定在危险温度范围内要有较快的加热速度。

综合考虑以上4个特点，需要制定一个合适的耐热钢焊后热处理规范，经过大量的试验、研究，引出了一个指导性参数，即纳尔逊米勒（Rarson—Miller）参数 Tp，也称回火参数。Tp= T(20+log t)×10-3 式中：

T — 热处理绝对温度，K t — 热处理保温时间，h 从式中可以看出，热处理的温度和保温时间决定了Tp值的高低，也就影响了Cr-Mo钢焊接接头的强度和韧性。Tp值过低，接头的强度和硬度会过高而韧性较低，若Tp值太高，则强度和硬度会明显下降，同时由于碳化物的沉淀和聚集也会使韧性下降，因此，Tp值在18.2 ~ 21.4可以使接头具有较好的综合力学性能。当然，对于每一种Cr-Mo钢都有一个最佳的回火参数范围，如1.25Cr-0.5Mo钢焊缝金属的最佳Tp值为20.0 ~ 20.6之间，对于2.25Cr-1Mo钢而言，其最佳的Tp值在20.2 ~ 20.6之间。

（3）后热和中间热处理 Cr-Mo钢冷裂倾向大，导致生产裂纹的影响因素中，氢的影响居首位，因此，焊后(或中间停焊)必须立即消氢。一般说来，Cr-Mo钢容器的壁厚、刚性大、制造周期长，焊后不能很快进行热处理，为防裂并稳定焊件尺寸，在主焊缝(或主焊缝和壳体接管焊缝)完成后进行比最终热处理温度低的中间热处理。这类钢的后热温度一般为300 ~350℃，也有少数制造单位取350 ~ 400℃的。中间热处理规范随钢种、结构、制造单位的经验而异，一般中间热处理温度为(620 ~ 640℃)±15℃。

（4）焊接规范的选择 焊接线能量、预热温度和层间温度直接影响到焊接接头的冷却条件，一般来说，焊接线能量越大，冷却速度越慢，加之伴有较高的预热和层间温度，就会使接头各区的晶粒粗大，强度和韧性都会降低。对于低合金耐热钢而言，对焊接线能量在一定范围内变化并不敏感，也就是说，允许的焊接线能量范围较宽，只有当线能量过大时，才会对强度和韧性有明显的影响，所以为了防止冷裂纹的产生，希望焊接时线能量不要过小。

第四篇：43-超超临界机组锅炉新型耐热钢的焊接-51

超超临界机组锅炉新型耐热钢的焊接

范长信 张红军 董

雷 周荣灿

(西安热工研究院有限公司，陕西省 西安市 710032)

摘要：目前火电机组正在向着高参数大容量方向发展，蒸汽温度和压力进一步提高，为此开发采用了一些新型马氏体耐热钢和奥氏体耐热钢，这些钢的合金元素含量较以前的锅炉用钢较高，焊接性相比之下有所下降。本文主要介绍了超超临界机组锅炉用新钢种的焊接性、焊接接头的组织、力学性能和典型的失效方式。关键词：超超临界；锅炉；耐热钢；焊接性；性能

1前言

超超临界机组的出现，提高了机组的效率，减少了污染物的排放，是目前火电发展的必然趋势。蒸汽温度超过了600℃，蒸汽压力超过了25MPa，而且还在不断的升高，这有赖于新型耐热钢的不断发展。目前应用于超超临界机组过路的新型马氏体耐热钢有P91、P92（NF616）、E911、P122（HCM12A）等，奥氏体耐热钢有TH347HFG、Super304和HR3C等。这些钢的合金元素含量均大于10%，给焊接带来一定的困难[1-2]。

焊接接头的失效是电站高温承压部件失效的一种主要方式，常常具有早期失效的倾向。因此提高焊接接头的完整性对电站机组的安全运行是十分重要的。焊接接头的完整性主要是焊接接头的性能与母材相一致，表现在成分、组织、性能、结构的连续性。通常我们并不能够使接头的性能与母材完全一致，但是我们总是努力使其趋向一致。过去一般认为焊接接头中存在缺陷，但是现在大多数的高温焊接接头中均不存在影响使用安全性的宏观缺陷。取而代之的是焊接接头组织的不均匀性和由此引起的蠕变性能的不均匀性。与母材相比，焊接接头组织的不均匀将会使其存在强度或大或小、塑性或高或低的区域。这些组织不同的区域在使用过程中将会产生不同的蠕变速率，导致接头中应力的错配和早期失效。在未来电站和焊接接头的设计中，必须考虑焊接接头的性能，使其对电站安全性的危害最小化[3]。

超超临界机组锅炉中的一些新型耐热钢在国内是首次使用，对它们的焊接性能研究尚少，对其焊接接头性能的研究更是空白，应引起高度重视。本文主要介绍了超超临界锅炉用钢焊接接头的性能，对这些新型耐热钢进行了焊接性分析。

2超超临界机组锅炉用新型马氏体耐热钢的焊接

超超临界机组锅炉用新型马氏体耐热钢主要有T/P91、T/P92、E911和 T/P122等，常用于超超临界机组管道和过热器管上。这些钢由于Cr含量较高，在加工制造过程中容易产生δ铁素体。T/P91是在9Cr-1Mo钢基础上通过加入Nb、V、N等合金元素而形成的新型耐热钢，其使用温度小于585℃。T/P92和E911是在T/P91耐热钢基础上发展起来的新型耐热钢，其中T/P92是在T/P91的基础上通过加入1.5~2.0%W代替部分Mo元素，Mo元素含量下降到0.3~0.6%而形成，E911是在T/P91的基础上加入0.9~1.1%W而形成，它们的使用温度可升高到630℃。这些9%Cr钢具有良好的力学性能。T/P122是新型的12%Cr耐热钢，由于Cr含量的增大，在加工制造工程中更容易出现δ铁素体，通常加入1%的Cu来抑制这种有害组织的形成，这种钢的抗氧化性较好。马氏体钢的下一步发展是在这些钢的基础上加入Co、B等合金元素来进一步提高抗蠕变性能和抗氧化性能。虽然这些钢的抗蠕变和抗氧化性能较好，但

314 在实际工业生产过程中，如果没有合适的焊接工艺来保证，这些钢的优越性也难以发挥出来。2.1 新型马氏体耐热钢焊接性分析

新型马氏体耐热钢一般通过控轧控冷工艺制造，在焊接过程中，焊缝金属没有这种控轧控冷的机会，很难通过细晶强化和位错强化来改善焊接接头的性能，故焊接接头的性能和母材之间存在一定的差异。这些马氏体耐热钢焊接接头劣化的方式主要有： 2.1.1焊接接头的脆化

马氏体耐热钢焊接接头的脆化主要有粗晶组织引起的脆化和淬硬组织引起的脆化两种脆化方式。焊缝金属晶粒粗大是由于在焊接过程中，奥氏体化时间较长，晶粒长大速度较快，且在焊接过程中不像母材生产过程中有控轧控冷的机会形成的。故在焊接过程中应使用较低的焊接线能量。由于这些钢的合金元素含量较高，焊后冷却速度控制不当就会导致淬硬组织的形成，从而导致焊接接头的脆化。故可采取预热的方法来解决这一问题。2.1.2热影响区的软化

马氏体耐热钢的供货状态为正火＋回火，即调质处理。焊接时，在细晶热影响区和临界热影响区将会产生软化现象。造成这一现象的主要原因是焊接时，细晶热影响区的所经受的温度稍高于Ac3，临界热影响区所经受的温度在Ac1~Ac3之间，处于这一温度区间的金属发生部分奥氏体化，沉淀强化相在这一过程中不能够完全溶解在奥氏体中，在随后的热过程中未溶解的沉淀相发生粗化，造成这一区域的强度降低。软化对短时高温拉伸强度影响不大，但降低持久强度，长期高温运行后，在软化区常常会产生Ⅳ型裂纹。焊接线能量、预热温度对软化带影响较大，焊接线能量大预热温度高，软化区宽。所以，焊接线能量不宜大，预热温度不能高，软化区宽度越窄，其拘束强化作用越强，软化带的影响越小。2.1.3焊接冷裂纹

冷裂纹是在焊后冷却过程中在Ms点以下或更低的温度范围内形成的一种裂纹，又称延迟裂纹。产生这种裂纹的三要素为淬硬组织、氢元素和应力。马氏体耐热钢焊接冷却过程控制不当往往形成淬硬组织，这一组织会导致裂纹的形成。焊接过程中氢主要来源于母材和焊条，氢的含量越高越易聚集形成裂纹，制造、安装中一般选用低氢型焊条且制订了严格的烘培和保温工艺就是这个原因。拉应力也是产生冷裂纹的一个主要因素，在焊接过程中应尽量减少拘束度，防止产生较大的拘束应力。

理想的焊接工艺是采用适当的工艺措施保证在焊接过程中不产生裂纹，减少脆化、软化等问题，同时还要保证全马氏体组织的形成，满足焊接接头的质量要求。2.2 新型马氏体耐热钢焊接接头的化学成分

新型马氏体耐热钢的焊接所选用的焊接材料一般是与之匹配的焊接材料。下面简要地阐述一下这些钢焊接接头的化学成分。2.2.1 T/P91钢[5]

对于T/P91钢，为保证焊接接头足够的韧性，应对焊接接头中的合金元素含量进行控制。Nb元素对冲击韧性的影响较大，焊接接头中Nb的含量一般不低于0.04%，Nb的含量设计为0.04~0.07%。Ni能够有效改善焊接接头的冲击韧性，对Ni含量的适当控制是有益的，这是由于以下两个方面的原因决定的。第一、它降低了Ac1点，使得Ac1与PWHT（焊后热处理）温度接近，改善了回火性能。第二、它减少了δ铁素体形成的倾向，δ铁素体的存在对焊接

[4]

315 接头的性能是不利的。可是当Ni含量＞1%时，这种元素将会产生一定的副作用，它使得Ac1降低幅度较大，PWHT温度超过了Ac1，PWHT时，发生奥氏体化，在随后的冷却过程中形成未回火的马氏体组织。长期服役过程中，过量的Ni还会改变沉淀相的变化发展过程，恶化蠕变性能，故Ni的含量一般控制在0.4~1.0%。V、C、N等对焊缝金属韧性的影响不大。Mn含量较母材为高，主要目的是为了脱氧，保证形成合适的焊缝金属。可是一些专家认为Mn+Ni的含量最大不超过1.5%，以防止它们过多降低Ac1。在这个限制条件下，为保证脱氧Mn含量较高，Ni的含量可减少到0.5%。Si也是一种有效的脱氧剂，与Cr共同作用可提高这种钢的抗氧化性。尽管有一些规范规定焊缝金属的Si含量和P91母材一致，但降低Si的含量有助于韧性的改善，在这一点上，AWS规定焊材中Si的含量不高于0.30%，低于母材中Si的含量。2.2.2 T/P92钢[6-7]

T/P92马氏体钢的韧性水平较T/P91低，蠕变强度较高，对于它们的填充金属一般要求SMAW、SAW焊接时要保证室温冲击韧性CVN＞41J。试验已经证明，使用和T/P92相同化学成分的焊材将会导致焊接接头韧性和蠕变强度的降低，尤其对SAW，这种情况更为严重。这样以来必须对每种合金元素的作用以及合金元素之间的相互作用进行研究，以确定合适的焊材成分，同时最为重要的是对N、Ni、Mn、Co和B含量进行优化。C、N化合物的形成以及元素B对蠕变断裂强度有着重要的影响，它们的加入增加了材料的屈服强度和抗拉强度，但降低了塑性和韧性。Mn和Ni对强度的影响不大，但是，Mn和Ni的含量超过基体金属的上限能够显著改善焊接接头的韧性，同时降低Ac1，一般它们的极限值由Ac1来确定。Mn和Ni的含量一般＜1.5%，同时可以用Co来代替部分Ni。为了避免δ铁素体的生成，应适当控制W的含量。B能够提高蠕变强度，但降低焊接接头的韧性，成分含量应控制在基体金属下限左右。V、Nb、Co对韧性不利，同时易导致热裂纹，因此其含量也应控制在下限左右。除了这些元素的影响，也应考虑Ti、Al氮化物的影响。2.2.3 E911和T/P122钢[5]

E911钢的化学成分和T/P92钢相似，其焊接接头化学成分的分析可参照T/P92钢的成分分析。对于T/P122钢，由于其合金元素含量较高，焊接时，容易在焊接接头中产生δ铁素体。这两种钢焊接接头成分的分析均可借鉴T/P91钢和T/P92钢的分析方法。Nb元素对冲击韧性的影响较大，Ni对冲击韧性的改善有利，但同时Ni还降低Ac1，故其含量不易太大。Mn和Si是有效的脱氧剂，合适的含量对于改善焊接接头的性能有利。2.3 新型马氏体耐热钢焊接接头的组织

这些新型马氏体耐热钢顾名思义可知其组织包括焊接接头的组织均为马氏体。焊接接头是一个不均匀体，对于不同的区域，因经历的热过程不同，导致微观组织不同，例如马氏体板条的位向、大小、原奥氏体晶粒度、碳化物的类型、形状、分布等在BM、HAZ、WM的分布有或大或小的差异，当然其力学性能也有区别，如WM和BM的硬度、强度高于FG、ICHAZ，长期运行容易在FG、ICHAZ形成IV型损伤等。下面以T/P92钢为例介绍一下这种马氏体耐热钢焊接接头的组织。

图1给出了T/P92焊接接头的宏观和微观组织形貌。宏观形貌为均匀的多层焊缝金属和回火的HAZ组成，HAZ宽度为2~3mm。

图2给出了T/P92焊接接头焊缝金属的TEM像，可以看出在焊态下，组织为典型的回火

[8]

316 马氏体＋M23C6颗粒在原奥氏体晶界和亚晶界处的弥散分布，偶尔可以看到岛状的δ铁素体，这种δ铁素体处在M23C6颗粒的包围之中。PWHT后，组织发生了相当大的回复，但马氏体结构和M23C6颗粒在焊缝晶界的分布清晰可见，如图2b所示。

在T/P92焊接接头的细晶热影响区（FGHAZ），焊态下，发现了薄弱的回火马氏体组织，马氏体板条不清晰，M23C6颗粒的分布也不够均匀，如图3a所示。PWHT后可以观察到亚晶以及低密度位错的存在，其中部分亚晶已发生了多边化，如图3b所示。

图1 P92焊接接头在PWHT后的宏观和微观组织形貌

2.4 新型马氏体耐热钢焊接接头的力学性能

T/P91、T/P92（NF616）、E911、T/P122（HCM12A）焊接接头合金元素含量较高，这些合金元素具有固溶强化和沉淀强化的作用，焊接接头的力学性能水平较高。在室温横向焊接

317 图2 P92焊接接头焊缝金属的TEM像ａ）焊态 ｂ）PWHT

图3 P92焊接接头HAZ的TEM像ａ）焊态 ｂ）PWHT 接头拉伸试验时断裂发生在母材上，可以认为室温下母材的强度低于焊接接头。高温下的蠕变性能有所差别，下面给出了母材和焊缝金属的高温蠕变性能。2.4.1 母材的蠕变性能

图4给出了不同钢种在100MPa下运行100000h的使用温度范围。可以看出新型马氏体耐热钢的使用温度已超过了600℃，且这些新型高Cr钢的蠕变断裂强度与奥氏体钢相当。图中虽然没有给出T/P122钢在同一条件下的使用温度，但是相关资料已证实这种钢的使用性能优于T/P92钢，其抗氧化性较好，T/P122钢的使用温度也可在600℃以上。这些新型马氏体耐热钢优越具有很好的抗蠕变性能和耐蚀性，能够减少部件的厚度，提高使用温度。2.4.2 焊缝金属的蠕变性能

许多试验业已证明这些新型耐热钢焊接接头的高温失效位置主要在焊接接头的热影响区，热影响区是焊接接头的薄弱区域，这主要与其所经受的热过程有关。对于焊缝金属，一些试验结果表明采用匹配焊接材料使得焊缝金属的高温（600℃、650℃）蠕变断裂强度均低于母材。对于T/P91、T/P92、E911钢采用匹配焊接材料焊接时可以得出以下结论：

1)焊缝金属的蠕变断裂强度低于母材。

2)随着试验持久时间的增加，焊缝金属的蠕变断裂强度与母材的差距越来越大。新型马氏体耐热钢的横向焊接接头高温蠕变试验的失效位置在HAZ的外侧，即靠近母材的HAZ，一般称之为细晶热影响区和临界热影响区。这一区域在焊接过程中发生部分奥氏体化，大多数C、N化合物沉淀析出，PWHT时发生再结晶。由于缺少C、N等晶内强化元素，从而使这一区域的马氏体组织发生软化。在这一软化区域经常发生IV型损伤，以前的经验表明在

[5][9]

318 图4 不同材料在100MPa/100000h下的最大使用温度

所有的CrMo耐热钢中均存在这种现象。由焊接接头的硬度测量也可知道这一区域的硬度比母材和焊缝金属也低许多，一般情况下这种差距约在30HV左右。

横向焊接接头在高温低应力下发生的IV型损伤是CrMo钢的一个典型特征，然而在低温高应力短时持久试验下，焊接接头的失效发生在母材处。从目前的电站使用经验看这种焊接接头的主要损伤还是IV型损伤，可见焊缝金属的蠕变性能对焊接接头的寿命影响不大，除非它和IV型损伤区共同作用。一些专家接受了这个观点。同时，也存在其它两种关于焊缝金属对焊接接头性能影响的观点，特别是焊缝金属的优化可以延迟IV型损伤的发生，这两种观点都认为焊缝金属的蠕变强度将影响蠕变量在焊接接头不同区域的分布。一种观点是降低焊缝金属的强度，使其与IV型区的强度相当。另一种观点是扩大焊接接头熔合区的宽度，这一区域的强度和母材相当，以减少IV型区的蠕变量，延长使用寿命。

普遍认为焊接接头的失效模式受控于HAZ，但是目前关于焊缝金属的选择是否能够延迟损伤或延长部件的使用寿命并没有统一的观点。2.5 焊缝金属的韧性

新型马氏体耐热钢焊接时如果焊接参数选用不当，很容易产生粗大的马氏体、没有回火的马氏体，还有可能形成δ铁素体等，这些组织都对焊接接头的韧性不利。虽然高温时接头的脆性断裂是不可能的，但考虑水压试验、检修等因素，通常对焊接接头的室温冲击韧也有要求。影响焊接接头的室温冲击韧性的因素如下： 2.5.1 接方法的影响

焊接方法将对焊接接头的韧性有着重要的影响。采用GTAW氩气保护焊，以及使用固体焊丝和金属芯焊丝（MCW）可是使焊接接头在PWHT后获得较高的室温冲击韧性。韧性与氧含量有关，GTAW(氧含量100～200ppm)＜SMAW、SAW(氧含量400～800ppm),TIG焊的韧性比SMAW和SAW的好。[5]

319 2.5.2 化学成分的影响

一般情况下，能够改善蠕变性能的元素均恶化焊缝金属的韧性，例如Nb、V、N和Si等，其中N和Si的影响较小。能够抑制δ铁素体形成，保证获得全马氏体组织的合金元素对焊缝金属的蠕变性能和韧性均有利。2.5.3后热处理的影响

焊后热处理的目的是降低焊接残余应力和改善组织性能。为了保证焊接接头的韧性，焊后热处理的回火作用是非常重要的，它可以使焊接接头获得完全回火的马氏体组织。实际应用时涉及到回火温度和时间的选择。2.5.4 其它因素的影响

焊接过程中发生的晶粒细化对焊接接头的韧性也有一定的影响。此外，焊层厚度、焊接时的对口以及焊接环境等也对接头的韧性有一定的影响。焊层厚度薄，韧性较高。

对于焊缝金属，不同的标准对其室温（＋20℃）冲击韧性有着不同的要求。对于T/P91钢焊缝金属，AWS没有对其室温（＋20℃）冲击韧性做出要求，但在非强制性的附录A5.5-96中建议这种钢焊接接头的冲击韧性可由厂商和顾客协商确定。在欧洲的EN 1599:1997中规定了这种钢焊缝金属的室温（＋20℃）冲击韧性最小值不得低于38J，平均值不得低于41J。这些值与专家们提出的PWHT后室温（＋20℃）冲击韧性在35~50J之间是一致的。超超临界机组锅炉用新型奥氏体耐热钢的焊接[10-11]

鉴于高温过热器（SH）和高温再热器（RH）的蒸汽参数较高，在设计时必须充分考虑其烟气侧腐蚀和蒸汽侧氧化的性能。一般的铁素体耐热钢虽然强度上能够满足SH/RH的要求，但其抗烟气侧腐蚀和蒸汽侧氧化的性能较差，不利于机组的安全可靠的运行，所以在SH/RH设计时，一般可采用奥氏体不锈钢。目前超超临界机组SH/RH的主要设计材料为TP347HFG、Super304、HR3C等。这些材料的合金含量如Cr、Ni等较铁素体耐热钢有着很大的提高。为了保证焊接接头和母材具有较佳的匹配性，焊接材料的选取也必须为奥氏体型焊接材料。奥氏体耐热钢由于热膨胀系数大，导热性能差，在焊接和使用过程中易出现下列问题： 3.1 晶间腐蚀

晶间腐蚀是奥氏体耐热钢一种极其危险的破坏形式。它的特点是沿晶界开始腐蚀，从表面上看，一般不容易发觉,但它使承压管道焊接接头的力学性能显著下降和容易发生早期破坏。根据“碳化物析出造成晶间贫铬”理论,在450～850℃范围内，C和Cr易在奥氏体晶粒边界处形成碳化铬,使得晶粒边界处局部贫铬。晶界处的含Cr量被降低到小于12%，钢材因此丧失了耐腐蚀性能。另外，Fe－Cr合金在400～550℃长期加热时，会产生一种特殊的脆性,其硬度显著提高，冲击韧性严重下降,称为475℃脆性。而在实际焊接过程中经过测量发现，焊接接头往往是在400～550℃这个温度区间停留的时间最长，所以对475℃脆性这个问题需要多加关注。3.2 应力腐蚀裂纹

应力腐蚀裂纹（stress corrosion cracking 简称SCC）是应力和腐蚀联合作用引起的一种低应力脆性裂纹。奥氏体不锈钢线膨胀系数大，导热性差，在结构复杂、刚度较大的情况下，焊接变形受到约束，焊后构件特别是焊接接头存在较大的焊接残余应力，而奥氏体耐热

320 钢的组织特征和腐蚀介质的存在，满足了产生SCC的充要条件，从而使奥氏体不锈钢产生SCC的倾向较大。奥氏体耐热钢的SCC有晶间、晶内和晶间/晶内混合等三种形式，但是以晶间SCC最常见。3.3 热裂纹

热裂纹主要有结晶裂纹和液化裂纹两种形式，结晶裂纹是在结晶后期，由于低熔点共晶形成的液态薄膜消弱了晶粒间的联系，在拉应力作用下发生开裂的裂纹；液化裂纹是指近缝区或多层间部位在热循环的作用下被金属重新熔化，在拉伸力的作用下，沿奥氏体晶界开裂的裂纹。3.4 再热裂纹

由于奥氏体不锈钢热膨胀系数大，导热率低，故在焊接时接头附近的温度场和变形量极不均匀，导致很大的残余应力。在随后的PWHT（SR）或者高温服役时，残余应力的释放以及应力集中会使晶界的塑性变形较大，从而产生裂纹。这种裂纹一般出现在粗晶HAZ区，属沿晶裂纹，在粗晶区易于扩展，扩展一旦遇到细晶组织即停止。

奥氏体不锈钢焊缝热影响区的划分不像铁素体钢，尽管微观组织的变化如晶粒长大、溶质的析出以及距熔合线０－５ｍｍ区域的碳化物分布的变化，但是并没有相变发生，由于大的热膨胀系数和低的热传导率，在与焊缝连接的母材中存在较大的塑性变形。这个应变影响区SAZ（strain affected zone）与焊接参数（如焊条直径、电流/电压以及电极的摆动幅度等）有关，能够扩展到距熔合线约２５ｍｍ处。

稳定化奥氏体钢如TP321和TP347中的再热裂纹是一个长期形成的过程。焊后冷却过程中碳化物在母材位错处的沉淀析出，导致晶内强化，晶界区域的蠕变集中以及后来形成的低塑性晶间裂纹。TP316由于没有强碳化物形成元素和相对高的蠕变塑性，一度被认为对于再热裂纹是免疫的。可是，在SAZ中存在复杂的多轴残余应力，与单轴应力相比，塑性大量下降。在英国能源电站的TP３１６钢焊接接头中曾出现过再热裂纹。以上提及的再热裂纹部分地归因于大零件的壁厚，其具有大的拘束。

对于奥氏体钢，再热裂纹发生在接近熔合线到距熔合线几毫米范围内，经常出现在最后一层焊道之下。可是对于厚壁或结构复杂的部件，再热裂纹也存在于SAZ中。3.5 疲劳裂纹

由于机组的频繁启停，容易在设备的高应力区域出现疲劳裂纹，疲劳裂纹很难被发现，但其危害性极强。焊接接头存在缺陷（气孔、夹渣、夹钨、未熔合等）的区域容易形成疲劳源。

通过对奥氏体不锈钢焊接接头的大量等温疲劳试验，发现奥氏体钢存在两个奥氏体－铁素体脆性转变温度范围：350－550℃及550－950℃，Broek认为产生疲劳裂纹的因素主要有两点，即碳、氮、铬磷化物、铬氧化物、σ相和其它中间相的共同沉淀作用；无任何沉淀相，但有复杂铬化物的形成，容易造成晶格扭曲和晶间硬化作用。

碳化物和脆性沉淀相的含量低于6%时，疲劳裂纹的扩展速度不会超过正常状态下的两倍；但当Laves相、σ相和碳化物的含量超过7%时，疲劳裂纹的扩展速度会超过正常状态下的五倍，；当σ相和碳化物的含量高于6%时，疲劳裂纹的扩展速度不是很稳定。

321 4 结束语

电站高温焊接接头的完整性对于电站的安全运行有着重要的影响，由于焊接接头的组织性能不均匀，导致焊接接头在运行过程中产生应力的再分配和蠕变应变在软化区域的集中，使得这一区域有着早期失效的倾向。

1)有焊接接头的HAZ性能较差，相对来说它们是安全的薄弱部位。

2)对于马氏体耐热钢主要存在的问题有焊接接头的脆化、热影响区的软化、焊接冷裂纹和长时服役时产生的IV型裂纹等。

3）对于奥氏体耐热钢主要存在的问题有焊接接头中的晶间腐蚀、应力腐蚀、热裂纹、再热裂纹和疲劳裂纹等。

超超临界机组锅炉中的一些新型耐热钢在我国没有使用经验，应引起重视，在下面几个方面加强研究，以保障我国超超临界机组锅炉的制造、安装质量，确保超超临界机组的安全运行。

1）新型耐热钢的合金化原理、冶金特点； 2）新型耐热钢的常温及高温性能；

3）新型耐热钢的焊接性及焊接工艺、焊后热处理工艺和异种钢焊接工艺； 4)新型耐热钢的热加工性能及工艺；

5)新型耐热钢服役后组织、性能的变化规律及寿命评估。

参考文献：

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[11]赵健仓，曾富强，何海等．国产300MW火电机组安装工程焊接技术[M]．陕西.西北电力建设第一工程公司焊接培训中心，2001:29-40.作者简介

范长信，1962年出生，研究生，硕士，教授级高工，国际焊接工程师。长期从事电站金属技术监督、电站材料焊接研究和电站锅炉压力容器检验工作。

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第五篇：中国电力行业的现状

中国电力行业的现状 从对2012年经济形势与电力供需的分析，今年我国将“稳中求进”的工作总基调和更有效的宏观调控将确保经济继续保持平稳较快发展，经济和电力增长速度将有所回落，可能呈现出“前低后高”发展态势。

2012年我国社会用电量将或同比下降2.2个百分点至9.5%，过去几年我国在经济增长较快的宏观环境下其社会用电量均在10%以上，这表明在今年社会用电量稳中求进的主基调下，电力增长速度或将随着宏观经济增速的放缓呈正相关变化。

从我国当前电力装机建设的总规模与结构状况分析，且结合一次能源建设与配送，针对综合能源输送体系建设发展展望，预计在“十二五”中后期将是国内电力经济运行比较困难的时期。

中国电力行业的特点

电力行业具有明显的周期性。电力行业的循环周期与宏观经济的循环周期基本相同。影响电力行业周期的主要因素包括：GDP 增长速度、电力设备装机容量（产能）、能源价格的变化（成本）、城市化和工业化带动电力需求弹性系数上升等因素。

电力供需具有地域性。尽管目前我国的电力供需整体上基本达到平衡，但是部分地域的需求相对旺盛，比方说东部沿海经济发达地区的电力市场需求相对旺盛，而该区域的电力供应又相对不足，这就存在着“西电东送”的要求。

电源项目具有个体性、周期长、受外部条件约束多等特点，电源项目的建设受自然环境及资源的影响较大，同时又对生态环境有着重要的影响。水电站的建设受制于河流、地貌等因素的影响，不同的地貌环境下，水电站的建设模式和施工方案就会有差别；河流在不同季节的流量不同决定着水电站的发电量有着季节性的特点。火力发电厂受制于环保、燃料等因素的影响，发电厂使用原料的充足、便利的供应，直接影响到发电厂的成本及供电的稳定性。风电场受制于风资源、电网条件等因素的影响，只有风力稳定、充足，同时满足电网覆盖条件的地方才适合建设风电场，目前来看，相比较于火电厂、水电站，风力发电的上网电量的不均衡性最为明显。