[摘 要] 本文综述了12％Cr钢的各种基本性能及影响其钢工艺性能及使用性能的各种因素，总结并分析了12％Cr钢的焊接及焊后热处理工艺，为12％Cr钢的现场焊接施工提供了有价值的技术依据。
［关键词］ 12％Cr钢 焊接 技术
0 前言
12％Cr钢是德国曼内斯曼钢管公司于70年代开发用于500～600℃下的蒸汽管道、蒸汽联箱、锅炉过热器、再热器等构件的马氏体耐热钢，其牌号为X20CrMoVl21(F12)、XCrMoWVl21(F11)。80～90年代在国际上得到了较广泛的应用。但该类钢由于合金元素含量较高，在空冷条件下即能淬硬，冷裂倾向较大，焊接性较差，同时还存在焊缝金属韧性降低及HAZ出现软化现象。因而近年来已逐步被新型钢T／P91所替代。为了防止12％Cr钢焊接中出现的各种问题，保证焊接接头使用性能，详细分析其焊接性及影响焊接接头性能的诸因素，制定合理的焊接及焊后热处理工艺具有十分重要的意义。
1 12％Cr钢的化学成分与常温力学性能(见表1及表2)
2 F12钢焊接性分析一焊接时的主要问题
2.1 F12钢的冷裂纹倾向
2.1.1 F12中合金元素含量多且高，铬为12％左右，加以Mo、V、W等强铁素体形成元素，及含C量偏高，使F12钢淬硬倾向增大，且能空淬，组织为马氏体。
2.1.2 室温强度高，焊口拘束度大(大径厚壁)，且导热性差，导致焊口残余应力较大。
2.1.3 扩散氢作用，使冷裂倾向大。
2.2 F12晶粒粗化倾向较大(δ铁素体)
F12钢的组织处于马氏体—铁素体交界处。当焊接线能量较大、冷却速度较小，焊接区高温停留时间过长，焊接高温区易析出自由铁素体，且在奥氏体晶界析出碳化物。焊接线能量越大，高温停留的时间越长，铁素体(δ)及碳化物越粗大，网状组织越严重，使焊缝的塑性、韧性急剧降低。
冷却速度较大时，则产生粗大的马氏体组织，也会造成焊接接头塑性、韧性的降低。
2.3 焊接热影响区有明显的软化带
F12钢焊接热影响区，远离熔合线处存在一个软化层(带)，这是因为该钢在调质状态下施焊，在焊接过程中，若焊接热规范使热影响区某区域温度超过原调质的回火温度(760～780℃)，则会造成该区域的硬度降低，在管子上就形成一个软化带。此区域在高温停留的时间越长，软化带越宽。软化带是接头的一个薄弱环节，在高温下长期运行时，焊接接头的破坏往往会发生在软化带。
2.4 易溶充氩薄膜在预热温度下的自行破裂问题
3 影响F12钢焊接质量的主要因素
3.1 焊接方法
F12具有较高的淬硬倾向，对焊接冷裂纹敏感性大。在选择焊接方法时，应优先选用热量集中，热影响区小，含H量低的焊接方法。如TIG和MIG等。在厚壁件焊接中，可选用SMAW和MAW。在电厂安装中常选用氩弧焊打底，电焊盖面(TIG／SMAW)的焊接方法。
3.2 焊接材料
3.2.1 一是选用高铬镍奥氏体焊材。
优点：可防止焊缝及热影响区冷裂纹；工艺简单，焊前无需高温预热，焊后可不作热处理。
缺点：该异种钢接头在高温下长期运行时，由于铬镍奥氏体不锈钢焊缝金属的热胀系数与F12有较大差别，接头始终受到较高热应力作用，最终导致接头提前失效。
3.2.2 采用与母材成份基本相同的同质焊材
3.2.2.1 F12钢焊材的设计原则
(1)在保证接头与母材具有相同的高温蠕变强度和抗氧化性的前提下，改善其焊接性，即提高抗裂性。
(2)确保焊缝组织为均一的马氏体，以获得较高的冲击韧性。
3.2.2.2 焊材要确保与母材相当的Cr、Mo、V元素。
Cr、Mo—能确保焊缝金属及接头的抗氧化性及高温强度，但Cr能与C、Fe形成复杂的碳化铬(Fe．Cr)3C，提高钢的空淬倾向，于焊接性不利；
V—有利于解决Cr、Mo上述的矛盾，降低过冷能力，(促使其在较高温度下分解成珠光体组织)，提高焊缝金属的韧性和抗冷裂性。
3.2.2.3 C—一定的含碳量是F12钢获得全马氏体均一组织所必需的。
因为Crl2基马氏体热强钢的主要成分多为铁素体化元素(如Cr、Mo、V)，为防止和抑制铁素体一碳化物组织块状及网状的大量析出必须用奥氏体化元素(C、Ni等)加以平衡，而最有效的手段就是通过调节焊缝中的含C量来实现。以利于形成全马氏体组织，从而保证焊缝金属的韧性。
但含C量不能太高，否则马氏体转变点Ms急剧降低，冷裂纹敏感性增大，同时也易于出现较多的残余奥氏体，通常应将焊缝的含C量控制在0．17～0．20％之间。
3.2.2.4 F12钢焊条牌号
F12低氢型焊条、中国与欧洲国家常用焊条牌号列入表3。
3.3 焊前预热
3.3.1 “奥氏体”焊接法
3.3.1.1 将F12钢预热到马氏体转变点(MS＝267℃)以上温度(400～450℃)，使焊缝金属在焊接过程中始终保持奥氏体组织而不发生相变，(不发生中温及低温转变，以免较大的热应力和组织应力的迭加，致使裂纹的产生)，焊接结束后按规范进行热处理。
3.3.1.2 预热温度也不能太高(Ty≤450℃)
因为预热温度越高，接头冷却速度越慢，当预热温度超过450℃时，其(连续)冷却曲线即可能通过奥氏体高温转变区的端部。这样就会在焊接接头中引起晶粒边界碳化物析出和铁索体的形成，从而大大降低其室温冲击值。
若电焊条配方不当，焊缝金属中含C量偏低时，由于其奥氏体连续冷却转变曲线左移，上述情况更易出现。
诚然，上述析出的铁素体一碳化物组织，焊后不能通过高温回火来改变；只有通过调质处理来改变。
3.3.2 部分马氏体焊接法
3.3.2.1 该法是将焊件预热温度控制在Ms(267℃)转变点以下，即在230～300℃之间，使部分焊缝金属)在焊接过程中由奥氏体转变为马氏体。由于焊接区始终保持在230℃以上的高温，因此，只要工艺措施得当，一般不会形成裂纹。
焊接结束后，焊件冷却到100～150℃时，另一部分未转变的残余奥氏体即可转变成马氏体。此后即可进行760～780℃的回火处理。
3.3.2.2 优点：
部分“马氏体”焊接法的预热和层间温度较低不仅能耗低、较经济，而且使焊缝金属柱状晶和铁素体量减小，有利于接头性能。
3.3.2.3 氩弧焊打底时的预热
在厚壁大径管氩弧焊打底时，由于充Ar易溶薄膜在预热温度(230℃以上)下易破损，且在用“有指撑法”打底时过高的预热温度使手指被烫无法打底，经现场多次试验及BS标准规定，可将打底的预热温度下限降到150℃(150～200℃)，打底结束后即将预热温度提到(230～300℃)，然后进行电焊盖面。
3.4 焊接线能量对焊缝性能的影响
3.4.1 对金相组织的影响
影响F12钢厚壁管焊缝网状组织的主要因素有三个方面：
3.4.1.1焊接线能量
(1)焊缝中δ铁素体的数量随着焊接线能量的增大而增多
焊缝在焊后冷却中，钢必须经γ+δ相区，当焊接线能量较大，时间又较长时，熔池以极快的速度冷却，已形成的δ铁素体(在γ+δ相区形成)，快速冷却中来不及转变为奥氏体而保留到室温。室温时焊缝中δ铁素体的数量取决于高温时焊缝所产生的δ铁素体数量，也即取决于高温停留时间的长短。
(2)由于高温条件下生成部分δ铁素体导致原来固溶于奥氏体晶内的碳化物沿晶界析出，产生网状组织。
由于在高温生成了部分δ铁素体，使奥氏体内的固溶碳化物量相对增加，在这种固溶条件下，处于500～800℃温度范围的焊缝，原来固溶于奥氏体晶内的碳化物将沿晶界析出，产生网状组织，在800℃左右碳化物析出更明显，因此t8/5(即500～800℃区时间)时间越长，网状组织越严重。
3.4.1.2 化学成分(偏析可能导致δ铁素体的生成)
在焊缝迅速冷却中，合金元素来不及扩散，存在偏析现象，在局部Cr、Mo、V(铁素体元素)含量较高而Ni、C含量较低的区域，会促使δ铁素体的生成。而高温时δ铁素体量的增加必然造成室温下焊缝中δ铁索体量的增加。
3.4.1.3 残余奥氏体
F12钢在焊后要冷却到100～150℃之间，使缝金属中的奥氏体充分地转变为马氏体，以便在回火处理后得到回火索氏体。
但是,冷却的最终温度与时间决定马氏体转变的充分与否。在焊后冷却至100～150℃范围内，焊缝中还存在着大约10～15％的残余奥氏体。它们的一部分在回火中分解为铁素体和碳化物，在回火后的冷却中，另一部分残余奥氏体转变为回火马氏体。
事实上：上述残余奥氏体转变的铁素体不应称为δ铁素体，但在室温下的金相组织中，两者很难分辨。
3.4.2 对F12焊接接头冲击韧性的影响因素
3.4.2.1 碳化物的析出
焊接线能量的增大会引起碳化物析出增加，而碳化物本身是硬而脆的，从而使焊缝金属的韧性下降。当散热条件相同时，线能量与t8/5(500～800℃范围停留时间)成正比。
3.4.2.2 δ铁素体的数量
前已述焊接高温下焊缝析出δ铁素体。δ铁素体与回火索氏体的物理化学性能差别很大，它削弱了焊缝金属的晶间结合力，从而降低了焊缝的冲击韧性。随着焊缝中δ铁素体量的增加，焊缝的冲击韧性降低越大。
3.4.2.3 焊接焊道的敷置方法
试验证明电焊特别是氩弧焊打底后的2～4层电焊焊道的敷置方法对焊缝冲击韧性也有影D向。
一层—道法焊接热输入量大，熔池体积大，焊缝枝(柱)状结晶的方向性强，一些低熔点杂质易聚集在焊缝中心，从而降低了焊缝的韧性。
多道多层焊法则可避免或减少一层一道焊法的缺点。这是因为多道多层法，减少了热输入量，熔池体积较小，打乱了焊缝结晶的方向，削弱了低熔点杂质密集的不良影响，从而可提高焊缝的韧性。
3.4.3 对耐腐蚀性的影响 ；
δ铁素体含量越高，耐蚀性越差，因δ铁素体与回火索氏体的电极电位不同，在腐蚀性介质中易产生电化学腐蚀，使F12钢的耐蚀性降低。
3.4.4 对高温性能的影响
碳化物只有溶于晶内才能有效地提高金属的强度，碳化物析出，势必导致金属(高温)持久强度的降低。
3.5氩弧焊打底
3.5.1 打底时的预热温度：如前述可为150～200~C。
3.5.2 打底时管内必须充保护气，以免焊缝根部氧化或过烧
充气气体：粗Ar纯度99.00％以上或Ar、Nc和H2混合气体。
3.5.3 打底焊缝的选择(对厚壁大径管)
3.5.3.1 低匹配法，如选择2¼Cr一1Mo TIG-R40
3.5.3.2 等强匹配法，如选择20MVW—IG(德国)
3.5.3.3 两种选材结果的化学成分、金相组织及性能的比较：
(1)化学成分比较
用TIG—R40打底时(如二层)，其焊缝金属C、Cr含量比母材降低较大，但由于熔合比作用，焊缝金属中的C、Cr、Ni、W、V等仍比焊缝熔敷金属高(如焊缝中W0.32％，Cr降低为5.58％)；焊缝金属中含H量也特别低。
用20MVW—IG打底时，焊缝金属的化学成分与母材相近；(W增至0.44％)
(2)金相组织比较
用TIG—R40打底：回火后焊缝根部是回火索氏体+铁素体+少量碳化物组织
用20MVW—IG打底：回火后焊缝根部为有位向回火索氏体斗少量铁素体
(3)焊接接头常温力学性能比较
①两种焊丝打底的接头其бb均高于母材的бb；低匹配бb比母材高30MPa，等强匹配高61MPa，即等强匹配的бb>低匹配的бb。
②低匹配的塑性指标(δs、ψ冷弯角)高于等强匹配。
③冲击韧性αk值，低匹配低于等强匹配，对抗断裂不利。这是由于低匹配时，焊缝金属合金含量低，易形成块状铁素体所致。
④两种匹配法采用小线能量多层多道焊比采用大线能量多层单道焊时，其焊缝金属的αk高；但HAZαk值与母材相近。其原因为多层多道焊缝金属，HAZ组织为有位向回火索氏体，而多层单道焊有明显的柱状晶，随低熔点杂质富集的影响不同而不同。
(4)高温短时力学性能比较(550℃试验)
①两种匹配的接头бb均小于母材的бb；侣匹配低52MPa，等强匹配低20MPa。即从保证接头高温强度来看，等强匹配优于低匹配。
②塑性指标(δs、ψ)均低于母材。低匹配比母材低(以δs为例)9％，等强匹配低11％。即从高温塑性看，低匹配优于等强匹配。
3.6 焊后冷却
3.6.1 要严格控制焊后冷却温度，确保焊缝组织充分转变为马氏体，只有这样才能在回火过程中获得具有良好性能的索氏体组织。这是F12钢焊接的独特要求。
3.6.2 F12钢不允许焊后立即升温回火，因为在焊接过程中奥氏体尚未完全转变为马氏体，焊后如立即升温回火，碳化物将沿奥氏体晶界析出，同时奥氏体向珠光体转变，如前所述，这种组织很脆，对接头性能十分不利。
3.6.3 F12钢也不允许焊后冷却到室温再进行升温回火热处理，这是因为有产生裂纹的严重危险。其原因是：
3.6.3.1 在室温下，焊缝中的残余奥氏体将继续转变为马氏体，当保持时间在24～72h范围内，转变尤为强烈，这便使得焊接接头进一步变硬，变脆，组织应力进一步升高。
3.6.3.2 此钢经空淬后，常温塑性相当低(δ＝4．2％)。
3.6.3.3 由于长时间H的逐渐析集，在焊缝的局部将产生较大的氢(分)压。
3.6.4 焊后冷却的温度及保持时间
据资料及国内外规程、经验，—般应将F12焊缝冷却至100～150℃，保温(恒温)1～2h(厚壁大径管可按1分／mm·×壁厚进行恒温，但不得少于30分钟，等奥氏体组织转变成马氏体后，立即开始焊后热处理。
3.6.5 对于薄壁小径管《如疏水、排气等管》焊口，由于径小、壁薄，刚性小，热应力也小。因此，可以让焊口焊后冷却至室温再进行回火热处理。但是其焊接和热处理之间的间隙时间不能超过24h，否则可能产生裂纹。
3.7 焊接坡口型式
对于厚壁大径管常用坡口有两种：双V型及U型。
3.7.1 双V型坡口
优点：坡口现场加工比较容易，只要焊接操作得当能确保质量。
缺点：双V型坡口下半部空间较狭窄，根部及下半部焊接时焊条摆动困难，易产生夹沟现象，导致焊缝夹渣或出现熔化不良现象；坡口填充金属相对较多。
3.7.2 U型坡口
优点：坡口底部较宽，便于运条，有利于底部熔化良好，有效地提高了接头质量；坡口填充金属相应较少，有利于节约焊材和降低焊工劳动强度。
缺点：加工稍麻烦
3.8 焊接规范
3.8.1 F12钢厚壁件焊接时，综上所述应采用小规范多道多层焊，焊接线能量控制在23000J／cm，t8／5控制在75秒左右。
3.8.2 多道多层焊除了如前所述有利于接头的韧性，同时，这种小规范焊接也有效地控制了焊接接头的峰值温度，对防止和减小热影响区软化层<带)有利。
3.8.3 多道多层焊接时，每道焊缝的厚度不大于所用焊条直径的(1～1.5)倍，宽度不大于所用焊条直径的2～3倍。
3.8.4 F12钢不同规格焊条焊接许用电流范围
3.9焊后热处理
3.9.1 Ft2焊后必须进行热处理：
3.9.1.1 F12焊后状态硬度极高(HB550～600)，必须进行高温回火硬度才能降到安全范围(HB≤350)之内。
3.9.1.2 F12焊后组织为高硬度的马氏体+贝氏体+少量铁素体+残余奥氏体等不稳定组织，经过热处理，马氏体才能转变为性能优良的索氏体。
3.9.1.3 只有经热处理才能消除或降低焊接残余应力(热应力+组织应力+附加应力)，并有效去除焊缝中的氢，以避免冷裂纹。
3.9.2 F12热处理规范
3.9.2.1 760～780 ℃(英闰720～760℃)高温回火，恒温时间决定了马氏体转变为索氏体的过程。国内F12钢焊后高温回火工艺规范见表5
3.9.2.2英国（babcock）的规定恒温时间
2.5min／mm壁厚，但最少不得少于60分钟。
3.9.3 回火温度要适当(760～780~C)(英国720～760~C)。
3.9.3.1 回火温度过低，回火效果不显著，利于防止冷裂纹。
3.9.3.2 (1)回火温度增高有利于防止冷裂纹(≤800℃)
(2)回火温度过高焊接接头软化带加剧，对接头强度影响极大。
(3)回火温度若超过ACl(840℃)，则奥氏体再次形成，并在随后的冷却过程中重新淬硬。
3.9.4 回火恒温时间应充分
F12焊后状态的组织一般为马氏体+贝厌体，在回火时必须要有充分的时间，马氏体、贝氏体(尤其是贝氏体)才能完成转变，否则接头的塑性、韧性难以达到要求。
3.9.5 加热及冷却速度及恒温要求
原则上要保证管子内外壁，上下部及加热区范围内温度均匀，温度梯度不能过大，(国内焊规50℃)。恒温时，英国规定，焊缝两侧离焊缝中心2．5√rt的表面温度不得低于热处理温度的1／2。
(r-管子内半径，t-壁厚)
一般情况下视壁厚，加热速度为1.5℃／分钟～3℃／分，壁越厚速度应越慢；冷却速度2℃／分～4℃／分。
冷却时300℃以下可包扎自冷。
目的:防止在热处理过程中产生残余应力。
4 F12钢焊接及热处理工艺
4.1 焊接方法：薄壁小管全氩；厚壁大径管氩弧焊打底+电焊盖面。因为F12(F11)含铬量高达12％，除非加焊剂，否则无法用氧一乙炔焰焊接。
4.2 坡口：为尽量减少填充金属δ≥20mm宜采用双V或U型坡口。薄壁小管可采用V型坡口。
4.3 管子切断及坡口加工：用等离子切割或机械加工方法。因为含Cr量高，无法进行氧—乙炔焰切割。
4.4 预热,奥氏体法400～450℃；马氏体法230～300℃，层温控制≤300℃。
4.5 小规范多道多层焊。根部采用Ø2．5mm焊条，δ≤25.4mm范围内采用Ø3．2mm焊条，δ>25．4mm可采用Ø4mm焊条。
4.6 选择合适的焊丝和焊条。低匹配(等强匹配)，控制焊缝中的含C量。
4.7 严格控制焊后冷却温度，冷却至100～150℃，确保焊缝组织充分转变为马氏体。
4.8 严格按规范进行焊后热处理，这是确保焊接质量的一个关键工序。
4.9 预热及热处理应用电加热法(远红外线加热，中频加热)，并自动记录预热、焊接及热处理曲线。
4.10 认真做好焊接时根部前两层焊道的内部充氩保护工作。
4.11 焊后检验3个100％即100％外观检查，100％磁粉探伤，100％超声波探伤(小管100％射线检查)。
4.12 热处理后硬度检查：按工艺曲线，并有自动记录，可不检查，为自检或保险可要求， HB≤350；另外可作5％表面金相，应无裂纹，过烧及马氏体组织，无严重影响机械性能尤其是冲击韧性的各种组织。
5 现场焊接及热处理工艺措施
5.1 严格把好对口关，作好焊前准备。
5.1.1 要求钳工认真对口，其钝边、间隙、坡口角度、错口、折口等应符合规范和焊接的要求。
5.1.2 坡口及其内外壁20mm范周内必须清理干净，打磨见金属光泽，并用丙酮擦洗。
5.1.3 不得强力对口，最好无应力对口。若使用倒链对口，一般不要用大于1．5t的倒链，并在整个焊接热处理结束后方可拆去倒链，以尽量减少焊口的外拘束力。
5.1.4 钳工对口后，需要焊接质检员确认，焊工方可开焊。
5.1.5 要搭好防风防雨棚，以确保焊接和热处理有一个良好的环境
5.1.6 冬季要注意焊接环境不得低于0℃，否则要采取供暖措施
5.2 焊接工艺方法
Ø≤60mm δ≤5mm管子：全氩弧焊工艺
其他：氩弧焊打底+电焊盖面
焊丝：BOLHER20MVW—IG；TIG—R40 Ø2.4mm
焊条：BOHlER20MVW(英：国)；ThemanitMTS4(德)
OKSP一124(瑞典)；R817(用于F11)、R827(中国) Ø2.5、Ø3.2、Ø4.0mm
5.3 严格焊丝及焊条的管理和使用
焊条应有合格证，并经300～350℃烘烤1～1.5h，冷却至100℃左右，放入100～120℃焊条恒温箱内保温。施焊时，随取随用，并置人便携式焊条干燥筒内，防止焊条二次受潮，以尽量减少焊缝中的含H量。焊丝要有合格证并清理干净。
5.4 选择适当的焊接程序
现场情况复杂，焊口位置困难，要具体情况具体对待，以确定最佳的焊接先后次序。
原则：(1)要选择焊接对口应力最小的焊序。
(2)要选择便于焊接及热处理的最佳焊序。
5.5 高度重视管内充氩保护
5.5.1 充氩保护效果的好坏，直接关系到根部焊道的质量，保护效果不好，根部焊道极易氧化和过烧。
5.5.2 充氩的方法：整体充氩(保护效果好，但有时麻烦，且浪费氩气局部充氩：大管可用易溶纸(薄膜)粘贴在焊口两侧；为避免在预热和打底时破损，易溶纸离焊口，一般应有350mm以上的距离；为确保充氩效果，最好焊口每侧粘贴两层易溶纸(薄膜)。
小管充氩：可将易溶纸揉成团塞进管内即可。
5.5.3 充气嘴：可用蓝球气针(大号)或Ø4～6mm的铜管通过对口间隙、管底或γ探孔充氩。焊口间隙用矿碴棉或保温耐热纤维密封。
5.5.4 充氩流量与打底流量相当即可。10～15L／min(小管) 20～25L／min(大管)。
5.6 焊前预热
5.6.1 预热温度：
氩弧打底150～200℃，打底完成后立即将预热温度升至250～350℃进行电焊盖面，以改善低温打底焊道的组织。
5.6.2 加热方法：中频及远红外电阻加热器均可。但中频有剩磁。宜采用微机全自动控制的远红外电阻加热器进行预热。该法不仅温差小，而且焊后不会因预热通电加热而停止焊接，即能在焊接过程中进行跟踪加热，确保预热温度和层间温度。
5.7 保证氩弧焊打底的质量是Crl2基马氏体一铁素体耐热钢焊接质量的关键。
5.7.1 打底要解决的主要问题是根部氧化和裂纹。尤其是采用150℃预热(马氏体焊法)，冷裂纹倾向将更加敏感。
5.7.2 事实上，只要作好管内充氩；注意氩气保护；控制预热温度；小规范焊接，对于有一定水平的合格焊工来说，根部氧化是完全可以避免的。
5.7.3 为防止打底裂纹，要求无应力对口；打底焊道本身无气孔、夹渣夹钨、未焊透和熔化不良等缺陷；焊道厚应≥3mm；选用高水平焊工打底确保打底焊道质量。
5.7.4 氩弧焊打底的焊接规范为：电流70～90A氩流量8～10L／min。
5.8 电焊盖面
5.8.1 氩弧焊打底后立即将预热温度升至250～350℃，然后进行电焊盖面。
5.8.2 厚壁大径管应采用小规范多层多道对称焊，以减少焊接应力。
5.8.3 第一层盖面用Ø2.5焊条，壁厚≤25mm范围内的焊缝不得使用Ø4.0焊条，
5.8.4 焊道的厚度应小于焊条直径的1～1.5倍。
5.8.5 要保证坡口边缘及焊道间熔合良好，做好层间清理，发现缺陷及时用角向磨光机磨去，不要动錾子。
5.8.6 特别要注意填满弧坑，防止火口裂纹的产生，严禁用熔化的方法清除前道的焊接缺陷。
5.8.7 通过远红外电阻加热器的自动控温，确保层间温度在250—300℃之间。
5.8.8 要注意焊缝外表的成型美观，严防咬边
5.8.9 P11、F12管子不能在其表面任意点焊或试电流，电焊地线应与钢管(工件)接触良好；对口不允许焊定位块，应用专用对口夹；引弧应在坡口内，不许在管壁上引弧。
5.9 焊后热处理
5.9.1 盖面结束后将焊缝冷却至100～150℃，按规定恒温0.5～2小时(或1分／mm壁厚，但不得少于30分钟)后，即进行焊后热处理。
5.9.2 热处理温度(720～760℃(英国)3760～780℃；恒温时间按壁厚2～5h，升温速度1.5～3℃／min，降温速度是2～4℃／min，按壁厚选择；冷却时300℃以下可不控温随炉冷却。
5.9.3 这里特别指出，英国babcock要求对焊缝进行热处理时，应保持一定的温度梯度。即焊缝两侧离焊缝中心2.5√rt处的表面温度不得低于热处理温度的1／2(r为管内径，t为壁厚)。
5.9.4 热处理的设备选用：
中频：效率高，投资少、经济，但有集肤效应、温差大，控制难度较大，事先要作工艺试验。远红外电阻加热器：效果较好，便于控温；但效率较低，耗材较多。
5.9.5 采用微机自动跟踪控制仪器和自动曲线记录仪。焊口焊接、热处理标准曲线如下图所示。
5.10质量检验
5.10.1 100％外观检查
5.10.2 100％磁粉探伤
5.10.3 100％超声波探伤(或小管100％射线检查)
注：①δ≥70mm的厚壁大管，在焊至δ=20～30mm处应停止焊接，按规程进行中间热处理和中间探伤,合格后再行焊接。最终再进行热处理和探伤。
②英方还要求在最终超声波探伤前，要将焊缝余高全部磨平，以利于直探头探测。
5.10.4 热处理后硬度测定和宏观金相检验。(视情况而定)。
6 F12(F11)与其它珠光体异种钢焊接
6.1 原则：考虑到异种钢焊接接头在热处理及运行过程中，碳原子具有从合金成分含量低的一侧向合金含量高的一侧扩散的倾向，电焊条一般选择低匹配或介于两者之间的过渡匹配、以减少由于碳迁移导致脱碳和增碳，而引起焊接接头整体强度的削弱或降低。
6.2 异种钢焊接及热处理的规范及工艺要求基本上与F12同种钢焊接时相同。但回火温度应兼顾两侧钢种不同，即温度要适当降低一点，如为720～750℃。
7 结论
综上所述对12％Cr钢的性能，焊接性及焊接工艺可得出以下结论。
7.1 12％Cr钢(F12、F11)由于合金含量高，空淬及冷裂倾向大，同时具有焊缝晶粒粗化，冲击韧性降低及HAZ软化等问题，故焊接性差，所以近年来已被9％Cr钢(T／P9l)所逐渐取代。
7.2 12％Cr钢焊接材料一般宜选用含C量在0.17～0.20％的l2Cr-1Mo-V系合金系统的低氢型焊条，选用低氢型焊接方法，但对大径厚壁钢管亦可采用低匹配的2¼Cr一1Mo系及5Ct-1Mo系合金焊丝进行TIG打底焊，对防止根层冷裂纹改善焊接性有利。
7.3 12％Cr钢焊接及焊后热处理工艺规范参数必须科学合理并严格控制，TIG打底层管内充氩保护，采用小线能量多层多道施焊，焊前预热并焊后冷却保温，焊后及时高温回火处理方能保证焊接接头质量和使用性能。
7．4 12％Cr钢与珠光体耐热钢异质接头焊接一方面要选择介于两种钢之间成分的焊接材料使之与母材匹配，另一方面焊接工艺规范的确定要按12％Cr钢整套工艺执行。焊后高温回火规范(温度)须兼顾两侧钢种的回火温度。