低合金钢（通用9篇）
低合金钢 篇1
1 前言
低合金钢是以碳钢为基础，金相组织和相应的碳钢大体上是相似的。在钢中加入合金元素，钢的机械性能显著提高。近几年来，随着社会的发展和科学技术的进步，低合金钢铸件的需求量越来越大。生产企业如何提高生产工艺，控制好铸件质量，是企业抢占市场先机的关键。
2 生产工艺措施
为了克服低合金钢的一次晶粒较粗大，热裂和回火脆性倾向较大等缺点，铸造过程应严格控制好生产各工序的工艺技术操作，采取有效的措施，防止或降低铸件缺陷的产生。尤其是对冶炼过程的控制和铸件热割的过程控制，是低合金钢铸件生产的关键性环节。
熔炼过程的控制要点我国目前的冶炼设备主要是以电炉为主，而电炉又是以电弧炉为主导，碱性电弧炉氧化法炼钢有其独特的优势。因而运用碱性电弧炉氧化法冶炼低合金钢，需要控制好熔炼过程的各项操作。
2.1 熔化期的控制
熔化期的主要任务是以最少的电耗将固体炉料迅速熔化为均匀的液体。炉料熔化的同时，熔池中也发生各种各样的物化反应，主要有元素的挥发和氧化、钢液的吸气、热量的传递与散失以及夹杂物的上浮等。因此，熔化期提前造渣覆盖于钢液面上，既可减少散热，减少钢液的吸气量，又可促使夹杂物的上浮等。熔化期的正确操作，可以把钢中的磷去除60%左右。对于低合金钢来说磷是钢中的有害元素，在冶炼过程中，要尽量降低钢中的磷含量，一般优质钢中要求P<0.030%，而高级优质钢中的磷要求P<0.015%，极特殊的要求P<0.005%。
2.2 氧化期的控制
氧化期脱碳过程产生的CO或(CO+CO2)气泡，有吹氧时来不及参加反应的氧气泡和有目的地往熔池中直接吹入惰性气体或纯CO气体而形成的气泡上升与逸出，使熔池产生沸腾，为氢和氮的去除创造条件。
碳氧反应能引起渣钢间的激烈搅混，为澄清这种搅混以及使非金属夹杂物充分上浮，在氧化末期停止向熔池供氧一段时间，一般约10分钟的清洁沸腾时间。这时，熔池中主要进行微弱的碳氧反应，并使之趋于平衡。对于冶炼低合金钢种时，往往在氧化末期将钢中锰含量调到0.20%以上，并保持10～15分钟，因为在氧化末期，尽管钢液比较洁净，但仍含有少量的非金属夹杂物，如等。如锰含量在0.20%以上，使钢中的Mn O含量增多，而Mn O能和等氧化物形成低熔点或极易聚结、长大、上浮的夹杂物，从而有利于去除。
2.3 还原期的控制要点
碱性电弧炉还原期主要任务是脱氧、脱硫、合金化和调整钢液成分以及最后调整钢液温度。事实上，还原期各项任务的完成是相互联系、同时进行的。钢液脱氧好，有利于脱硫，且化学成分稳定，含金元素的收得率也高，因此脱氧是还原期精炼操作的关键环节。氧化期任务完成后，应快速扒净全部氧化渣，如果氧化渣不扒净，在还原期就会出现回磷。扒除氧化渣后，加入钢液重量2%～2.5%的造渣材料，然后用最大电流使其迅速熔化。薄渣形成后即可开始加入还原剂，造还原渣以脱氧和脱硫。
2.4 脱氧
脱氧方法有沉淀脱氧和扩散脱氧。沉淀脱氧法是向钢液中加入比铁更容易氧化的元素，使溶解于钢液中的Fe O还原，生成不溶于钢液的新的氧化物，并把氧化物去除。扩散脱氧是利用氧在钢液和渣中溶解度的不同，使氧向渣中扩散。在生产实际中，沉淀脱氧速度快，但脱氧产物排除不充分;而扩散脱氧反应的脱氧产物是进入炉气中或被熔渣吸收，这样不易玷污钢液，钢水较纯净，但扩散脱氧反应是在渣中或渣钢界面上进行，氧从钢液内部向渣中扩散转移速度较慢。为了克服各自的缺点，集中优点来完成钢液的脱氧任务，在操作过程中，通常采用综合脱氧法。其操作特点是：扒除氧化渣造稀薄渣后，立即加入锰铁或硅锰铝进行脱氧，然后再造白渣进行扩散脱氧。综合脱氧的效果良好，目前低合金钢种已普遍采用。
为了进一步降低钢中氧含量，在出钢前对钢液进行终脱氧，常用的终脱氧剂有铝、硅钙等。铝的终脱氧是在出钢前2～3分钟插入钢中，插铝量一般为1Kg/t钢，插铝前先放在炉门上烘烤一下，插时要使铝块迅速穿过渣层进入钢中，为了扩大铝在熔池中的终脱氧范围，插铝后应进行搅拌。
2.5 脱硫
对于低合金钢来说，硫是一种有害的元素，炼钢时要最大限度地去除钢中的硫。钢中的硫主要是以Fe S的形式存在，在炼钢温度下，Fe S在钢液和渣中的溶解度都很大。在炼钢过程中，硫除以Fe S的形式存在外，还有Mn S、Ca S、Mg S等硫化物，它们都比Fe S稳定。且Mn S在钢液中溶解度很小，而Ca S、Mg S几乎不溶于钢中，却都能溶于渣中。因此，脱硫的基本原则就是把溶解于钢液中的Fe S转变成不溶于钢液而却能溶于渣中的比Fe S更稳定的硫化物。即将Fe S转变成Ca S后进入渣中，从而达到去除钢中硫的目的。
最后，一炉钢炼好后，在出钢过程中，利用渣钢的激烈搅拌来扩大渣钢间的反应界面，可使脱硫反应条件得到显著的改善。因此，电炉炼钢出钢操作时，应采取渣钢混出，大口喷吐、快速有力的方式出钢，可继续脱硫30%～50%。另外，利用稀土元素脱硫、去气和净化钢水的作用，在出钢时加到钢流或钢包中，通过与钢液的充分混合后，能起到脱氧、脱硫和改善流动性，细化晶粒与改善铸态组织，减少热裂倾向。
3 铸件清理控制要点
低合金钢铸件根据一定时间后开箱清理，由于低合金钢铸件容易热裂的特点，在铸件去除浇道和冒口时应注意应力的消除。如果在铸件开箱冷却后直接用氧炔焰气割浇注系统及冒口和补贴，铸件气割面会产生大量裂纹，造成铸件报废。因而，铸件开箱后只能先去除浇道管部分，其它如冒口和补贴部位则不去除，而是先将其一同进退火炉进行去应力退火，退火温度一般要求600～650℃左右，保温4～6小时后随炉冷却，温度降到300℃时立即进行热割去冒口和补贴。铸件去应力退火工艺如图1所示。
热割后，冒口根部要用草木灰等保温材料覆盖，或用原冒口压在上面，让其自然冷却，一般要12小时后方可将冒口调离。
4 结论
经过对低合金冶炼生产过程和铸件清理过程的控制，有效地防止了铸件缺陷的产生，尤其是大大降低了铸件裂纹的产生，减少废品损失，提高了企业的经济效益。
参考文献
[1]从勉、李隆盛等.《铸造手册》第2卷《铸造钢》[M].北京:机械工业出版社2006.
[2]张武城《铸造熔炼技术》[M].北京:机械工业出版社,2004.
低合金钢 篇2
摘要：学习者肩负着任务求学，会更加主动积极地投入学习之中。职业教育，边学边做，会使学习效率事半功倍。本文探讨任务驱动法在低合金高强度钢的MAG焊教学中的具体运用，以提高教学效率。
关键词：低合金；高强度钢；MAG焊；任务驱动法教学
中图分类号：G712文献标识码：A文章编号：1005-1422（2015）09-0086-03
一、前言
MAG焊是指在惰性气体（Ar）中加入少量的氧化性气体，用这种气体作为保护气体的焊接，即称熔化极活性气体保护焊（MAG焊）。职业教育中机电类专业教学，要求学生具有较强的动手能力，学习者带着任务参与学习，边学理论知识，边指导实践，全力以赴，克服难关，完成任务，学习效率事半功倍。
二、任务驱动法在低合金高强度钢的MAG焊任务中的实施
工作任务：低合金高强度钢Q345T形梁钢MAG焊。
（一）学习目标
1. 掌握低合金高强度结构钢的MAG焊工艺。
2. 回顾熔化极氩弧焊工艺。
3. 了解焊丝气体保护电弧焊工艺。
（二）任务描述
图1为T形梁钢结构图，材料为Q345。根据有关标准和技术要求，采用MAG焊进行焊接，请学习者分析及制定正确的焊接工艺，并填写焊接工艺卡。
（三）Q345 T形钢MAG焊工艺分析
焊接工艺分析主要包括材料的焊接性、焊丝及设备选用、混合气体选用、焊接参数选择等内容，需学习者细心思考、总结。
1.材料的焊接性分析
Q345钢是低合金高强度结构钢，由于其含碳量（Wc≤0.2%）及合金元素含量均较低，因此MAG焊焊接性较好，一般均能保证焊接质量。但由于这类钢中含有一定量的合金元素及微合金化元素，随着强度等级的提高、板厚增加、焊接性变差，可能出现焊接裂纹和产生焊接热影响区脆化，这时须采用一定的焊接工艺措施，如预热、后热、控制热输入等。其焊接性分析如下：
（1）焊接裂纹
低合金高强度结构钢焊接时容易产生裂纹，其裂纹是冷裂纹。而产生热裂纹的可能性比冷裂纹小得多，只有在原材料化学成分不符合规定（如含S、C含量偏高）时才有可能发生热裂纹。
焊接强度等级较低的低合金高强度钢时，因为脆硬倾向很小，焊缝和热影响区金属的塑性较好，一般不会产生冷裂纹。
当强度等级逐渐提高，脆硬倾向也增加，冷裂纹倾向随着增加；同理因厚板刚度大，焊接接头残余应力也大，就是说冷裂纹主要出现在强度等级较高、厚钢板中。
（2）热影响区脆化
低合金高强度结构钢焊接时，热影响区中被加热到11000℃以上的粗晶区，它是焊接接头的薄弱区，其冲击韧度也最低，即所谓脆化区。热影响区粗晶脆化主要与焊接热输入有关：
热轧钢当焊接热输入较大时，其粗晶区将因为晶粒长大，或出现魏氏组织等而降低韧性；热输入较小时，其粗晶区则因马氏体的比例增多而降低韧性。
正火钢受焊接热输入影响更大，大的热输入时，其粗晶区在正火状态下的TIC、VC、VN等元素溶入奥氏体中，失去晶粒及组织调控作用而降低韧性。
在工作任务驱动教学过程中，通常将学习者分成若干小组，生生、师生、生师之间，充分讨论、头脑风暴、三方互动，学习参与者很快掌握了如何分析、解决问题的技能。
2.MAG焊常用混合气体
（1）Ar+O2
Ar+O2活性混合气体可用于碳钢、低合金钢、不锈钢等高合金钢及高强钢的焊接。焊接不锈钢等高合金钢及高强钢时，O2的含量（体积分数）应控制在1%～5%；焊接碳钢、低合金钢时，O2的含量（体积分数）可达20%。
（2）Ar+CO2
Ar+CO2混合气体既具有Ar的优点，如电弧稳定性好、飞溅小，很容易获得轴向喷射过渡等，同时又因为具有氧化性，克服了用单一Ar气焊接时产生的阴极漂移现象及焊缝成形不好等问题。Ar与CO2气体的比例通常为（70%～80%）/（30%～20%）（体积分数）。这种比例既可用于喷射过渡电弧，也可用于短路过渡及脉冲过渡电弧。但在用短路过渡电弧进行垂直焊和仰焊时，Ar和CO2的比例最好是1∶1，这样有利于控制熔池。现在常用的是用80%Ar+20% CO2 （体积分数）焊接碳钢及低合金钢。
（3）Ar+O2+CO2
Ar+O2+CO2活性混合气体可用于焊接低碳钢、低合金钢，其焊缝成形、接头质量以及金属熔滴过渡和电弧稳定性都比Ar+O2、Ar+CO2强。
低合金高强度钢的MAG焊任务驱动法教学
3.MAG焊焊丝
当采用熔化极活性气体保护焊时，由于保护气体有一定氧化性，必须使用含有Si、Mn等脱氧元素的焊丝。焊接低合金钢时常用ER50-3、ER50-6、ER49-1焊丝。采用半自动焊，使用1.6mm以下直径焊丝施焊；采用自动焊时，使用大于2mm的焊丝施焊。
4.MAG混合气体保护焊设备
每个工作小组的熔化极活性气体保护（MAG）焊设备如图2所示。因采用混合气体保护，所以它比一般的熔化极气体保护焊设备系统多加入了气源（气瓶）和气体混合配比器。
5.焊接参数的选择规范
熔化极活性气体保护焊的焊接参数主要包括焊丝的选择、焊接电流、电弧电压、焊接速度、焊丝伸出长度、气体流量、电源种类及极性等。1—Ar气瓶；2—CO2气瓶；3—干燥器；4—送丝小车；5—焊接电源；6—混合气体配比器；7—焊枪；8、9—减压流量计。
（1）MAG焊焊接电流
MAG焊焊接电流是熔化极活性气体保护焊的重要焊接参数，焊接电流的大小应根据工件的厚度、坡口形状、所采用的焊丝直径以及所需要的熔滴过渡形式来选择。表1列举出生产实际中熔化极活性气体保护焊焊接操作时的参数。
（2）MAG焊电弧电压
电弧电压也是焊接工艺中的关键参数之一。电弧电压的高低决定了电弧长短与熔滴的过渡形式。当电流与电弧电压匹配良好时，电弧稳定、飞溅少、声音柔和，焊缝熔合良好。
（3）MAG焊焊丝伸出长度
焊丝伸出长度一般为焊丝直径的10倍左右。
（4）MAG焊气体流量
气体流量也是一个重要的参数。流量太小，起不到保护作用；流量太大，保护效果也不好，而且气体消耗大，成本高。采用半自动焊，控制气体流量在15-25L/min左右。
（5）MAG焊焊接速度
半自动焊焊接速度全靠施焊者自行确定。因为焊接速度过快，会产生很多缺陷，如未焊透、熔合不佳、焊道薄、保护效果差、产生气孔等；但焊接速度太慢则可能使焊缝过热、甚至烧穿、生产率低。
（6）MAG焊电源种类及极性
熔化极活性气体保护焊（MAG焊），为了减少飞溅，一般均采用直流反极性焊接，即焊件接负极，焊枪接正极。
（四）Q345 T形钢MAG焊工艺确定及施焊
通过师生详细、综合分析，以学习者为主体、教师为主导的一体化课堂上，编制出Q345钢T形梁钢结构焊缝MAG焊焊接工艺如下，编制的焊接工艺卡见表2。
由于T形梁钢结构材质为Q345，其碳的质量分数≤0.18%，抗拉强度约为500MPa，且结构简单，板厚为10mm，故焊接性良好，焊接时不需要采取预热、后热及焊后热处理等工艺措施。
2.焊接工艺
（1）焊丝
常用的MAG焊焊丝有ER50—3、ER50—6、ER49—1等，强度均能满足焊接要求，但ER50—6的塑性、韧性要优于ER49—1，故常选用ER50—6。
（2）气体
采用80%AR+20%CO2（体积分数）混合气体。
（3）电源极性
MAG焊当采用交流电源，其电弧不稳。为了减少飞溅，所以选用NB-500、直流反接。
（4）焊接参数
板厚为10mm，需二层三道焊：
第一层（一道），焊丝直径1.2mm，焊接电流165A，电弧电压21V，气体流量15.5L/min，焊丝伸出长度13mm。
盖面层（两道），焊丝直径1.2mm，焊接电流195A， 电弧电压22.5V，气体流量18L/min，焊丝伸出长度13mm。
三、结束语
项目任务驱动教学法中，分小组完成任务，在执行、完成任务中可加入行为引导、头脑风暴教学法。若干个学习小组，可能产生互有微小区别的焊接工艺，主导教师应调控、定出最佳的一、二个工艺向各小组公示，供学习者参考、参照，并在任务结束后点评、总结、公示。每个任务若选用有经济效益的课题，化耗材型实训为效益创收型实训，将会有更大的意义。
参考文献：
[1]周相军.项目案例教学在数控编程与操作课程中的应用[J].职业，2014（01）.
[2]王洪.实用焊工手册[M].北京：机械工业出版社，2010.
[3]张应立.新编焊工手册[M].北京：金盾出版社，2004.
[4]张文明，焦万才等.简明焊工手册[M].沈阳：辽宁科学技术出版社，2010.
低合金钢 篇3
本文主要用φ450mm热轧实验机组 (二辊可逆高刚度轧机) 对三种实验钢进行不同轧制工艺的轧制, 借助其它设备 (如SEM、WAW-1000微机控制电液伺服万能试验机等) 分析其组织性能及力学性能, 从而比较不同轧制温度对组织性能和力学性能的影响。
1 实验材料及仪器
1.1 实验材料
实验钢具体化学成分如表1。从表中可以看出No.1、No.2和No.3实验钢主要是Cr的含量不同, No.1实验钢是无Cr, No.2实验钢属低Cr, No.3实验钢是高Cr的。
1.2 实验设备
热机械控制工艺实验是在φ450mm热轧实验机组 (二辊可逆高刚度轧机) 上进行的。轧机的具体参数如下:轧辊尺寸F450mm、最大轧制力4000KN、轧制速度0~1.5m/s、最大开口度170mm、主电机功率400KW;
控制冷却实验机组:冷却方式:管层流、水幕、水雾、超快冷等;冷却速度:5℃/s~400℃/s;降温范围:300℃~900℃;冷却机组数:2×8;
主要冷却设备:蓄水池高位水箱、轧制及控冷过程参数检测、轧制及冷却过程控制系统、液压传动与控制系统、液压站、润滑站、设备基础、软件包。
2 实验结果及分析
终轧温度对实验钢组织性能的影响:
本次实验对No.1、No.2和No.3钢在两种不同的轧制工艺下进行了热轧实验, 研究不同轧制工艺及Cr含量对实验钢组织及性能的影响, 其实验结果及分析如下所述。两种工艺制度如下表2所示。
图1分别为No.1、No.2和No.3钢在不同轧制工艺下轧制的金相组织变化情况。通过金相显微组织观察, No.1实验钢的室温组织主要是铁素体和珠光体, 图1 (a) 中的组织晶粒比 (d) 中的更细小, 且珠光体含量有所减少;No.2实验钢的室温组织主要是铁素体和贝氏体, 加上少量的珠光体, 图1 (b) 中的组织晶粒比图1 (e) 中的相对细小;No.3实验钢的室温组织主要是铁素体和贝氏体, 图1 (c) 中的组织晶粒比图1 (f) 中的要细小, 且晶粒大小相对比较均匀, 贝氏体含量也较多。
从图1 (a) 、 (b) 、 (c) 可以看出, 随着Cr含量的增加, 贝氏体比例也随之增加。铬在钢中使γ相区缩小, 铬的加入, 使铁碳平衡相图中的共析点和碳在奥氏体内的溶解度向低碳方向, 即相图的左方移动。从碳铬钢的等温转变曲线, 可以看出, 随铬含量的增加, 珠光体转变部分向高温移动, 贝氏体转变部分向低温移动, 结果使两部分分开。故, 铬的加入有利于奥氏体向贝氏体转变, 减少珠光体含量, 从而得到含量较高的贝氏体。
从表3和表4可以看出, 实验钢在工艺1下轧制其屈服强度在396.8~541.7M Pa, 抗拉强度在523.4~710.7M Pa, 断后延伸率在18.31%~27.97%, 屈强比在0.755~0.77之间;在工艺2下轧制其屈服强度在404.3~573.4MPa, 抗拉强度在533.2~722.8MPa, 断后延伸率在18.31%~28.35%, 屈强比在0.76~0.805之间。
从图2可以看出, 实验钢在同一种工艺下轧制, 随着铬含量的增加, 其实验钢的屈服强度、抗拉强度和硬度显著上升, 但延伸率有所下降;同一种实验钢 (即Cr含量相同时) 在工艺2下轧制比在工艺1下轧制获得的屈服强度、抗拉强度和硬度更高。因为铬和铁形成连续固溶体, 与碳形成多种碳化物, 构成置换固溶体, 起到固溶强化的作用, 从而使屈服强度升高。固溶合金或以固溶体为基础的合金一般具有较纯金属高的强度。这种采用添加溶质元素使固溶强度升高的现象称为固溶强化。合金元素Cr的添加促使了CCT曲线向右移动, 增大了奥氏体化区, 利于向贝氏体转变, 从而获得较高含量的贝氏体。故, 随着铬含量的增加, 可提高其综合力学性能。但是, 其相应的断后延伸率将降低, 即其塑性会降低。
(a) Cr及轧制工艺与屈服强度的关系; (b) Cr及轧制工艺与抗拉强度的关系 (c) Cr及轧制工艺与延伸率的关系; (d) Cr及轧制工艺与硬度的关系
工艺2的终轧温度是870℃, 工艺1的终轧温度是800℃, 其终轧基本是在未再结晶区轧制。从图2 (c) 、图2 (f) 中可以看出, 在工艺2下轧制获得的组织晶粒更细小, 图2显示了工艺2比工艺1容易获得更好的综合力学性能。因为工艺1的终轧温度800℃接近两相区轧制, 轧制后获得组织晶粒珠光体含量有所增加, 晶粒细小, 珠光体的增加降低其强度;工艺2的终轧温度870℃在未再结晶区轧制, 其保留的位错多, 位错缠结, 形成位错墙, 使晶粒破碎, 形成亚结构, 长成亚晶, 最终长成晶粒, 故其晶粒比工艺1的细小。晶粒细小, 晶界就多, 而晶界对位错的运动有阻碍作用, 可强化金属, 起到了晶界强化的效果。故, 在工艺2轧制后实验钢获得的强度比工艺1的高。从图2可以看出, 在合金元素Cr含量不高时, 在工艺2与工艺1下轧制, 实验钢的延伸率基本相当。晶界强化是一种能够同时提高强度而不损失韧性的有效强化手段。
综上所述, 通过添加少量合金元素Cr可以明显细化晶粒从而获得良好力学性能的钢材, 并在工艺2下轧制其钢材的力学性能得到明显的改善。故, 添加适量的合金元素Cr及在工艺2下轧制可获得最佳的组织和性能。
3 结论
1) Cr含量的增加, 其组织晶粒更细小, 实验钢的屈服强度、抗拉强度和屈强比也随之增加, 但其断后延伸率有所下降。
2) 道次变形温度较低时, 有利于细化铁素体晶粒, 获得均匀的组织晶粒。工艺1终轧温度为800℃时, 其组织晶粒主要是铁素体+珠光体+少量贝氏体;工艺2终轧温度为870℃, 其组织晶粒中珠光体含量比工艺1的少, 贝氏体含量多, 晶粒相对细小。实验钢在工艺2比在工艺1获得的屈服强度、抗拉强度和屈强比都有所提高。故, 在工艺2轧制可以得到良好的力学性能匹配。
参考文献
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[2]孙珍宝, 朱谱藩, 林慧国, 俞铁珊.合金钢手册 (上册) [M].北京:冶金工业出版社, 1984.
低合金钢 篇4
关键词： 低合金高强钢；埋弧自动焊；气孔
中图分类号： TG445
0 前言
GQ70型罐车主要用于装运汽油、煤油、柴油等化工介质。对于GQ70上下罐板的拼板焊接，主要采用埋弧自动焊接工艺。埋弧自动焊具有焊接速度快、劳动条件好等特点，但若保护条件不好或工艺参数不合适等因素影响下，容易产生气孔等缺陷。气孔缺陷不仅削弱了焊缝的有效工件断面，同时也会带来应力集中，显著降低焊缝金属的强度和韧度，对动载强度和疲劳强度更为不利。
文中主要针对近期低合金高強钢板埋弧自动焊过程中产生大量气孔的原因进行了分析，研究了控制低合金钢板埋弧自动焊过程中产生气孔的方法，为有效解决埋弧自动焊过程中气孔缺陷的问题及提高焊接质量提供了技术借鉴。
1 低合金钢焊接气孔产生机理
低合金高强钢板在焊接时产生的气孔类型为H2孔，N2孔以及CO气孔。H2孔及N2孔的产生主要是由于高温下液态金属中含有过饱和气体，当凝固相变时，气体的溶解度突然下降而来不及从焊缝中逸出；CO气孔的产生主要是由于冶金反应时产生了大量的CO，在结晶过程中来不及逸出而残留在焊缝内部。
2 气孔产生原因的初步分析
图1为西安轨道交通装备有限公司GQ70轻油罐车上下罐板的焊接接头形式，表1为焊接工艺参数。
2.1 气孔的种类
GQ70低合金高强钢板埋弧自动焊采用图1所示的焊接接头形式以及表1中工艺参数焊接后，出现大量气孔，主要分为以下两类。
（1）第一类气孔：密集型呈蜂窝状成堆出现，如图2所示。此类气孔不均匀分布于各条焊缝表面，初步怀疑是H2气孔，并且夹有N2气孔。此类气孔产生原因主要为：
①焊剂保护不良，有较多的空气侵入熔池；
②焊丝中含有较多的水分，并且油污过多；
③板材表面与钝边锈蚀、油污过多；④焊接参数调节不当。
（2）第二类气孔：断面形状如同螺钉状，表面呈喇叭口形，如图3所示。此类气孔出现概率呈现不规则性，主要表现为气孔间断性出现。根据气孔形态及特征，判断此气孔为H2气孔。初步分析产生原因为：
①焊丝水分、油污过多；②板材表面及钝边锈蚀、油污过多；③焊接参数调节不当。
2.2 解决措施
通过以上对气孔产生的原因进行初步分析，提出了相应的解决措施：
（1）埋弧焊剂HJ431焊前进行充分烘干，烘干温度250 ℃，烘干时间1～2 h。
（2）使用表面光洁没有黑斑的焊丝代替原来的焊丝。
（3）对板材表面距离坡口20 mm范围内进行除锈处理，钝边也需处理。
（4）焊前使用气割把子对焊缝两侧20 mm范围的母材进行预热。
（5）适当调整焊接电流、电压与焊接速度。
提出如上解决措施并按此执行后，气孔出现情况依然没有改善。依然呈现大量且无规则出现气孔的情况。考虑是否因为其他原因导致大量气孔异常出现。
3 气孔产生原因的进一步分析
经过上述分析与采取的相应措施，气孔大量异常出现的现象依然没有得到改善，从其他方面进行分析解决：
①是否因为焊接现场坡口角度过大，钝边过薄，背面焊剂经过高温加热，有害成分更容易渗透至坡口侧，导致气孔增多；②是否因为该批次焊材（焊剂HJ431+焊丝H08MnA）或母材所含Mn，Si含量过少，导致脱氧性变差。
根据以上分析，分别提出相应的解决措施：
（1）适当将坡口角度变小，较之前多留1～2 mm钝边，重新进行焊接；或采用适当焊接参数，利用悬空焊对此因素进行验证。
（2）采用不同批次的焊材（焊剂HJ431+焊丝H08MnA）进行验证，以排除焊材的影响因素。
（3）采用焊剂SJ101+焊丝H08Mn2A（含锰量更高）代替原有焊材，进行现场焊接验证。
（4）对母材（Q345A与Q345B）的化学成分进行检测，重点检测Mn，Si含量。
通过对以上因素逐一排除，发现该批次母材的含锰量有部分低至0.1%～0.3%，结合以往母材的含锰量0.8%～1.2%，虽然该批次母材化学成分符合国家标准，但过低的含锰量导致脱氧性变差，因此有大量气孔异常出现。
4 气孔控制措施
在对低合金高强钢板焊接气孔的产生机理及导致气孔产生的原因进行分析的基础上，针对埋弧自动焊接工艺特点，可以通过以下途径减少低合金高强钢板焊接气孔的产生。
4.1 提高焊前母材表面处理质量
埋弧自动焊之前，对板材表面距离坡口20 mm范围内以及钝边进行除油、除锈处理，必要情况下，使用气割把子对焊缝两侧20 mm范围的母材进行预热。
4.2 控制母材与焊材的化学成分
建议母材锰含量在0.8%以上（不超过1.7%），或者采用高锰焊丝（H08Mn2A）可有效提高脱氧性。
4.3 焊剂的控制
埋弧焊剂HJ431焊前进行充分烘干，烘干温度250 ℃，烘干时间1～2 h。焊前确保焊剂垫压实，板材与焊剂垫之间不会出现间隙。
4.4 工艺参数的控制
焊接实验室所做的工艺评定为理想状态下，几乎没有其他因素的影响。生产车间必须结合具体情况对焊接缺陷进行具体分析，以工艺评定作为参考，适当调节工艺参数（电流，电压，焊速以及坡口大小，钝边等）尽量减少焊缝出现缺陷的概率。
5 结论
主要从GQ70上下罐板埋弧自动焊入手，分析了低合金高强钢板埋弧自动焊过程中气孔产生的机理及导致气孔产生的原因，并从母材、焊材以及焊接工艺参数等角度提出了控制气孔产生的措施，有效改善了焊缝表面出现气孔的情况，提高了产品的焊接质量。
参考文献
[1] [ZK（#]陈祝年. 焊接工程师手册[M].北京：机械工业出版社，2009.
[2] 张文钺. 焊接冶金学[M].北京：机械工业出版社，1999.
低合金钢 篇5
我单位承接一台换热产品, 筒体材质为Q345R, 管板带颈材质为06Cr18Ni11Ti, 板厚均为10mm, 直径为500mm, 需做焊接工艺评定并编制焊接工艺文件。
本文认为根据产品结构, 容器筒体最后一条环向焊缝, 必须采用钨极氩弧焊打底且反面进行充氩保护, 焊条电弧焊封面, 这样才能保证该焊接接头的合格率, 同时对焊接材料的选择、异种钢接头线能量的控制, 进行了分析, 并制订合理的焊接工艺去指导生产。
1 异种钢焊接所存在的问题
1.1 焊接性问题
在异种钢焊接过程中, 可能遇到焊缝热裂纹、热影响区裂纹、冷裂纹等。
1.2 异种钢焊接接头早期失效问题
异种焊接接头普遍存在早期失效问题, 早期失效可能是碳原子的扩散, 会造成碳化铬, 也可能是由于膨胀系数相差太大导致接头的应力较高造成的。
1.3 焊接材料的选择问题
一般情况下, 焊接材料选择可有以下几种方案:
(1) 采用奥氏体焊材; (2) 高匹配焊材; (3) 低匹配焊材; (4) 两种合金元素介于两种之间的中匹配焊材。
2 所用的材料及性能介绍
2.1 钢材
本试验项目的材料, 分别为国产的06Cr18Ni11Ti (奥氏体不锈钢) 、Q345R (低合金钢, 晶间组织为珠光体材料) 。
2.2 性能特点
06Cr18Ni11Ti不锈钢的导热率较小, 而膨胀系数较大, 约为α=2.1×10-6mm/℃。焊接过程中膨胀和收缩比较严重, 会引起较大的变形, 冲击韧性好, 常温抗拉强度与Q345R基本相同, 该钢具有良好的耐腐蚀性能, 较高的温度持久强度。
2.3 焊接性能
2.3.1 06Cr18Ni11Ti不锈钢焊接时注意以下问题
(1) 合金元素的烧损
这类钢合金元素含量较高, 焊接时合金元素铬烧损严重, 会使钢的强度和抗氧化性明显下降, 所以必须控制熔化区的高温停留时间。
(2) 热裂纹
这种钢膨胀系数较大, 焊接接头残余应力较高, 焊接时会有较大的热裂纹倾向。
(3) 组织粗化
由于奥氏体没有二次结晶, 焊接热循环过程中晶粒得不到细化, 高温时形成的粗大奥氏体组织会停留到常温和以后使用过程中造成晶界弱化现象。
2.3.2 Q345R焊接时注意以下问题
(1) 焊缝中的热裂纹; (2) 热影响区液化裂纹; (3) 冷裂纹。
综上所述, 以上问题要得到彻底解决, 焊接需要尽量采用小线能量, 高温停留时间要严格控制, 冷却速度较快为好。所以焊接06Cr18Ni11Ti与Q345R异种钢时宜采用小电流, 快速度, 多层多道焊的焊接规范。
2.4 焊接材料
采用H12Cr24Ni13焊丝和A302焊条焊接异种钢主要问题是焊接接头出现热裂纹、气孔、夹渣、未焊透等缺陷, 要防止缺陷产生, 必须在工艺上采取以下措施:
2.4.1 能够承受母材的稀释而不产生裂纹、气孔夹杂物以及有害的气层间化合物。
2.4.2 形成的焊缝其组织和性能保持稳定, 在使用条件下又不会产生元素的迁移、脆性相、析出等不良现象。
2.4.3 具有与母材相适应的物理性能, 如线膨胀系数应介于二母材之间, 热导率和电导率尽可能相近等。
2.4.4 所形成的焊缝金属在使用条件下其强度和塑性至少与二母材中的一种相同, 其耐腐蚀性能也应等于或超过二母材的耐蚀性能。在具体选择中遇到二母材熔化温度相差太大宜选择常用于焊接低熔点母材的那种金属作填充金属。
3 Q345R与06Cr18Ni11Ti不锈钢间异种钢平板焊接工艺评定
3.1 焊接方法:
钨极氩弧焊采用具有高频引弧、提前送气、延时停气的焊接设备, 用手工施焊, 焊条电弧焊采用直流反接, 保证焊接接头的内、外壁质量。
3.2 材料
母材:Q345R;规格:600mm×150mm×10mm
06Cr18Ni11Ti;规格:600mm×150mm×10mm
焊接材料:焊丝H12Cr24Ni13、￠2.5mm;焊条:A302、￠3.2mm、￠4.0mm;钨极为铈钨极:￠3mm;保护气体为氩气、纯度:≥99.5%
3.3 坡口形式
采用单面V型坡口, 坡口角度60°±5°, 钝边0.5~1.5mm, 间隙2~2.5mm。
3.4 焊接规范焊接位置:
平焊
焊接方法:钨极氩弧焊+焊条电弧焊
4 焊接工艺评定要求及结果
4.1 要求:
评定项目根据NB/T47014-2011规定, 对所评定的焊接接头进行各种检查:外观检查、无损检测、力学性能 (拉伸、冲击) 和弯曲试验等。
4.2 外观检查:
无裂纹等肉眼可见外观缺陷, 外观检查:合格。
4.3 无损检测
经100%X射线检测:无裂纹, 合格。
4.4 力学性能 (拉伸、冲击) 和弯曲试验
4.4.1 试件编号
拉伸:2011-1～01、02数量2个
侧弯:2011-2～01～04数量4个
冲击:2011-3～01～03数量3个
4.4.2 试验数据
拉伸试样:抗拉强度分别为:543PMa、538PMa, 断裂位置均为焊缝金属。
弯头试样:四个侧弯试样经180°弯曲, 均无裂纹。
冲击试样:Q345R一侧经0°冲击, 冲动吸收功分别为:76J、84J、79J。
通过外观检查、无损检测和焊接工艺评定各性能试验, 所有的结果合格, 说明该异种钢之间所用的焊接材料及各焊接工艺参数正确。符合NB/T47014-2011《承压设备焊接工艺评定》的规定, 该异种钢之间的焊接工艺评定合格。
5 结论
5.1 试验实践证明, 按标准采用的坡口型式、焊接规范、施焊的异种钢焊接接头, 具有良好的使用性能和组织稳定性, 能够达到标准。
5.2 采用H12Cr24Ni13和A302作为填充金属, 对碳钢的扩散有一定抑制作用, 是中、低合金异质接头的理想的填充材料。
5.3异种钢焊接工艺应用产品上, 使用安全, 给我们焊接工作积累了经验及资料。
参考文献
[1]高兴林.焊接手册.机械工业出版社.第3版, 2008年1月1日.
[2]胡少荃.焊接工艺学.航空工业技工教材编审委员会, 1982-12.
低合金钢 篇6
随着现代科学技术的发展, 各国对海洋资源的勘探和开发利用的力度也越来越大, 金属材料作为海洋开发的重要基础材料受到了前所未有的重视。然而, 海水是自然界中具有很大腐蚀性的天然电解质, 金属材料在海水中会受到化学因素、物理因素和生物因素的作用而失效。因此, 研究金属材料在海水中的失效和原因[1,2,3]对海洋用钢的开发具有的重要的意义。但是, 至今为止, 对于跨越海水区、潮差带和飞溅带钢铁构件内氧浓差电流密度的分布、海水各腐蚀带生成的锈层的电化学致密性研究并不多见。
本工作采用电联接钢样, 组成长尺, 对武钢产2种低合金钢在青岛海域进行了实海挂片腐蚀试验, 初步分析了实海中氧浓差电池引起长尺电联接钢样各接点处的电流, 并对经1 a海水腐蚀的钢进行了分析。
1 试 验
1.1 试样制备及环境条件
试验材料选用武钢产2种热轧板, 钢种及化学成分见表1。试样尺寸:100 mm×200 mm×6 mm, 表面粗糙度Ra为3.2 μm。
%
采用50 mm×60 mm×5 mm槽钢制作试样架, 用塑料隔套和钢螺丝固定试样, 保证两者之间电绝缘。试样共21片, 相互间隔100 mm, 用防水导线焊接, 制成约6 m的电联接长钢样。焊点用环氧树脂涂封。
试验地点:青岛小麦岛, 条件:试样架垂直固定在暴露试验专用设施上, 试样从下到上的编号为1～21号, 1号接近海底;海水平均温度13.7 ℃, 溶解氧浓度5.9 ml/L, 盐度3.15%, pH值8.3, 流速0.1 m/s。试验按国家标准[4]进行。
1.2 海水腐蚀电偶电流测量
连接试样的导线引出水外, 用双抛开关联接, 用于电偶电流的测量, 在涨潮和落潮过程中, 用电偶腐蚀计 (零阻计) 测量2个试样间电联接点处的电偶电流。为了便于记录, 规定1号与2号试样间的电接点为1号电接点, 2号与3号试样间的电接点为2号电接点, 依此类推。涨潮时从海水浸到每个试样的3/4时开始, 依次完成从1号电接点到海平面处各电接点的电流测量;落潮时, 自海水降到每个试样的顶端起从1号电接点开始依次进行测试。
1.3 带锈试样阳极极化曲线的测定
将经1 a海水腐蚀试验的带锈层试样 (10 mm×10 mm) 在30 ℃, 介质为0.05 mol/L Na2SO4溶液中, 浸泡1 h后, 采用电化学综合测试仪测试, 参比电极为饱和甘汞电极。从低于自然腐蚀电位100 mV开始, 以0.5 mV/s扫描速度进行极化曲线测定, 比较2种锈层的致密性。
2 结果与分析
2.1 实海中的电偶
投放50 d的2种试样在涨落潮中的净电流状况分别见图1和图2。图中每条曲线为海平面处在同一高度时的测量结果, 不同的曲线为海平面不同高度时的测量值。可以看出, 2种钢在涨潮过程中, 正的电流峰值不明显, 除了刚进入海水的1, 2号试样得到负的保护电流外, 其他试样一般都是加速腐蚀的正向电流;在落潮过程中, 编号大于8的试样获得负向保护电流, 小于8号的一般为正向电流。出现这种情况的原因如下:在涨潮过程中, 从空气中刚进入水中的试样表面吸附有大量的氧气, 使其腐蚀电位远远高于全浸区的腐蚀电位和潮差带其他试样的腐蚀电位, 导致全浸区和其他潮差带的试样成为阳极, 而刚进入海水的试样为阴极, 在阴极电流的作用下, 随着试样进入海水中的氧气被迅速还原, 腐蚀电位降低, 直到与潮差带其他试样的腐蚀电位接近;高潮位一般要维持1～2 h, 这期间随试样带入的氧耗尽, 潮差带内的腐蚀电位都比较接近, 但由于供氧条件优于全浸区, 其腐蚀电位要高于全浸区的试样, 使潮差带的试样受到了保护。
另外, 全浸区试样上明显出现了2个正电流的峰值, 一个出现在3号试样, 另一个出现在低潮位处, 即WNHS355钢6～7号处、E36钢5～7号处, 峰值宽度略有差别。这可能是因试样锈层结构不同所引起的电位差异而造成的。从阳极电流 (正电流) 的强度来看, E36钢大于WNHS355钢;从电偶电流测试结果来看, 潮差带是阴极, 试样得到了一定程度的保护, 低潮位以下为阳极, 加重了腐蚀。
2. 2 海水腐蚀外貌
图3为试样在海水中腐蚀1 a的外貌, 1～5号为全浸区, 7～14号为潮差带, 11～14号的红锈比7～10号多, 15～20号为飞溅带, 锈层发黑, 21号为从飞溅带至海洋大气的过渡区, 2种试样的腐蚀外貌无明显的差异。图3a的凹凸不平为海生物附着所致;图3b表面呈灰褚色, 电迁移作用导致大量钙镁离子在锈层中沉积;图3c是由于试样长年处在水雾和含大量氯离子空气中, 锈层颗粒粗大, 易脱落。
2. 3 海水腐蚀速率
图4是试样海水腐蚀1 a的结果。从图4可以看出, 2种试样基本相似, 全浸区和飞溅带的腐蚀率大, 潮差带的小。对海水中电偶电流的测量表明, 潮差带是阴极, 钢得到了保护, 全浸区是阳极, 钢加速腐蚀, 这就是以上现象的直接原因所在。图4还表明, WNHS355钢试样在全浸区、潮差带和飞溅带的腐蚀率均比E36钢小, 在全浸区腐蚀最大处, E36钢是WNHS355钢的1.4倍。这说明低合金钢对海水的耐蚀性存在很大的差异。
2.4 锈层极化曲线
在Na2SO4溶液中测试的阳极极化曲线, 其钝化区可以较好地反映2种钢锈层的电化学致密性。为了探讨锈层对基体金属的保护能力, 测量了带锈层试样1 a腐蚀的极化曲线, 结果见图5和图6 (图中数字代表试样在试架上的位置) 。从图5和图6可看出, 试样在潮差带和飞溅带锈层的维钝电流密度明显小于全浸区, 潮差带锈层的维钝电流密度又比飞溅带稍小, 但其钝化区没有飞溅带宽, 而且致钝电位也高些。这表明试样在潮差带和飞溅带形成的锈层电化学致密性比全浸区好, 对钢基的保护能力强。
图7是2种钢的极化曲线叠加结果。从图7可以看出, WNHS355钢在潮差带和飞溅带锈层的维钝电流密度明显小于E36钢。这表明WNHS355钢锈层的电化学致密性比E36钢好, 对钢基的保护能力强, 是WNHS355钢耐蚀性优于E36钢的主要原因。
光亮和带锈WNHS355钢试样的极化曲线叠加结果见图8。图8中1号试样的极化曲线与光亮试样几乎一样, 表明在海底腐蚀1 a所形成的锈层不具备保护性, 21号试样锈层的极化曲线表明锈层具有保护性。
3 结 论
(1) WNHS355钢在全浸区、潮差带和大气区的腐蚀率均比E36钢小。在全浸区最大的腐蚀点处, E36钢试样的腐蚀率是WNHS钢的1.4倍。
(2) E36钢试样的阳极峰值电流大于WNHS355钢的峰值电流。
(3) 试样的海水腐蚀在潮差带和飞溅带形成的锈层的电化学致密性比全浸区好, 对钢基的保护能力强。
(4) WNHS355钢在潮差带和飞溅带锈层的维钝电流密度明显小于E36钢, 锈层的电化学致密性优于E36钢, 对钢基的保护能力强, 与失重数据一致。
参考文献
[1]林志坚.碳钢及低合金钢海水耐蚀性综合评价[J].材料开发与应用, 2003, 18 (2) :19～21.
[2]刘大杨, 李文军, 魏开金.钢在南海榆林海域暴露16年的腐蚀[J].舰船科学技术, 2001 (2) :47～49.
[3]甘阳, 李瑛, 林海潮.海水中低合金钢局部腐蚀过程的实验室模拟[J].中国腐蚀与防护学报, 2001, 21 (2) :82～87.
低合金钢 篇7
1实验方法
实验钢由真空电磁感应炉进行冶炼并浇铸成50kg钢锭,经锻造制成45mm厚坯料。根据Mn含量不同将实验钢分成A(1.05Mn),B(1.5Mn)两组,其余元素含量相同,其中主要成分如下:Fe,C(0.02% ~ 0.05%),Ti(0.1%~0.2%),P,S,Al。实验钢控制轧制和控制冷却工艺在450mm二辊可逆试验机及冷却系统上进行。钢坯以300℃/h的加热速率加热至1200℃,保温2h后,缓冷至开轧温度930℃,在未再结晶区经5道次控制轧制至7mm厚钢板,终轧温度约为900℃,继而以35℃/s的冷速水冷至卷取温度600℃, 随后炉冷至室温,模拟卷取过程。
金相试样研磨抛光后经4% 的硝酸酒精溶液腐蚀,利用Leica DMIRM光学显微镜(OM)及FEI Quanta 600扫描电子显微镜(SEM)进行观察;试样通过高氯酸酒精溶液电解抛光后,使用SEM的电子背散射衍射(EBSD)配件进行组织形貌观察;采用FEI Tecnai G２F20透射电子显微镜(TEM)对金属薄片试样进行研究,加速电压为200kV,析出物成分采用能谱(EDS)分析;室温拉伸实验在Shimadzu AG-X万能试验机上进行。
2实验结果与讨论
2.1实验结果
图1为A,B两种实验钢的EBSD晶体取向图和晶粒尺寸柱状图。由图1可知,A钢中小尺寸的晶粒为5~7μm,大尺寸晶粒为12μm左右,平均尺寸6.4μm;B钢晶粒主要为2.5~5μm,个别大晶粒尺寸为10~12μm左右,平均尺寸5.2μm。A钢的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别是502.0,620.0MPa和23.6%,而B钢的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率则分别是558.7,662.2MPa和22.4%。通过提高Mn含量,屈服强度和抗拉强度分别提高了56.7MPa和42.2MPa,并保证了较高的断后伸长率。
图2为实验钢的显微组织图。由SEM图片可知,A钢与B钢的显微组织均为细小的沿轧制方向有轻微带状形态的铁素体组织,且B钢铁素体晶粒尺寸较A钢小。晶粒的细化主要是由于TMCP的作用, 铁素体在变形带和变形奥氏体晶界处形核,形变使得奥氏体基体内部缺陷增多,位错密度增大,畸变能升高,铁素体形核率显著提高,由于铁素体晶粒之间的相互碰撞,使得晶粒在几何空间的长大受到抑制,从而铁素体晶粒得到细化［１０］。
图3和图4分别为A钢和B钢的TEM形貌及析出物EDS化学成分分析。A钢和B钢晶内及晶界处分布着高密度的位错,位错之间相互缠结。A钢和B钢的基体内均有大量纳米粒子析出,由于这些第二相粒子的钉扎作用,使得位错的运动变得更加困难,可大幅提高实验钢的屈服强度。A钢铁素体晶粒内部的纳米析出物呈现两类尺寸,分别为15~18nm和5~ 8nm;B钢中纳米析出物数量明显多于A钢,但尺寸较A钢小,较大的析出物尺寸约为13nm,较小的约为3~5nm。尺寸较大的析出物形核于控制轧制及道次间隔阶段,而较小析出物是在快冷后的缓慢冷却过程中形成的。析出物在3~5nm时与位错的交互作用最强［１１］,A钢的析出尺寸粗大,而且体积分数小。此外, 位错的绕过机制与粒子间距有关,B钢的粒子间距更利于提高钢材的屈服强度。经EDS分析,A钢与B钢中纳米尺度析出物均为TiC。
2.2分析讨论
2.2.1 Mn元素对TiC析出行为的影响
根据Irving等［１２］、Akben等［１３］和Wang等［１４］的研究,Mn含量对TiC在奥氏体中的固溶度(log[Ti] [C]γ)可以用式(1)表示:
式(1)表明,在相同温度条件下,钢中Mn含量的增加可以提高TiC在奥氏体中的固溶度。B钢Mn含量高于A钢,B钢中TiC的固溶度大于A钢,由于控制轧制的形变诱导析出作用,A钢在奥氏体中的析出物较B钢多,如图3(b)和图4(b)中较大的析出物所示,因此终轧后,B钢中Ti,C原子在奥氏体中的溶解量多于A钢。微合金元素的碳氮化物的平衡析出温度与平衡固溶度有关,在某一温度下的过饱和度愈大, 其析出量就愈大。快速冷却后,B钢的奥氏体组织中TiC的过饱和度大于A钢,因此B钢的析出物多于A钢。实验钢在卷取缓冷过程中,微量元素的碳氮化物开始大量析出。由于A钢中TiC在奥氏体中的大量析出消耗了Ti,C等析出形成元素,因此在卷取过程中,A钢的5~8nm尺度的析出物较少,而B钢的大量Ti,C原子在终轧后仍处于固溶状态,所以在卷取过程中,高过饱和度增大了析出的驱动力,形成了高体积分数弥散的3~5nm析出物。
一般情况下,碳氮化物的析出有两种:一是相间析出,即随着奥氏体向铁素体的转变,相界面不断推进, 形成一排排有规则的新析出相;另一种是无规则地在位错线、空位晶界、亚晶界和基体上沉淀析出,即一般析出［１５］。大多数情况下析出-温度-时间(PTT)曲线呈现“C曲线”的特征,这是因为在“鼻尖”温度以上温度区间驱动力起主导作用,在“鼻尖”温度以下温度区间,原子扩散能力起作用所致［１６］。由于析出温度区间在600℃以下,铁素体的相变速率快,所以铁素体/奥氏体界面迁移迅速,而析出物的形成元素Ti的扩散速率慢,因此先发生铁素体相变,然后在铁素体基体上过饱和析出TiC,即在此温度范围内相间析出难以发生, 而是以随机析出形式存在,即一般析出。
2.2.2 Mn元素对合金钢组织与性能的影响
由于B钢中Mn元素含量较高,Mn元素偏聚在奥氏体晶界,降低了界面能,从而减少晶界形核,延缓奥氏体的分解［１７］,因此细化了晶粒,而晶粒细化又是唯一提高强度而不损害韧性的强化机制。晶粒细化引起的屈服强度增量(ΔYSＦＧ,MPa)可以由Picker- ing［１８］提出的经典公式的导出公式(2)计算。
式中:DＦ为细平均晶粒尺寸,mm;DＣ为粗平均晶粒尺寸,mm。如前所述,控轧控冷后的A钢和B钢的平均晶粒尺寸分别为6.4μm与5.2μm,因此 ΔYSＦＧ计算结果为23.8MPa,余下的32.9MPa来源于Mn促进TiC纳米尺度析出物的析出强化作用。
3结论
(1)在超低碳(0.02%~0.05%)低合金钢中,添加微量(0.1% ~0.2%)Ti元素,通过调整Mn元素含量,并采用简便的控轧控冷工艺,得到具有良好塑性的高强钢,显著降低了钢材的成本。
(2)在超低碳钛低合金钢中将Mn元素的含量从1.05%增加至1.5%,可使得平均晶粒尺寸从6.4μm细化至5.2μm。
(3)Mn元素含量增加,提高了TiC在奥氏体中的固溶度,进而促进了TiC纳米粒子在铁素体中的析出,提高了析出强化作用;大量的TiC粒子钉扎晶界, 细化晶粒尺寸,提高了细晶强化的作用。
(4)在细晶强化和固溶强化作用下,屈服强度和抗拉强度分别提高了56.7MPa和42.2MPa,达到558.7 MPa和662.2MPa,并保证了较高的断后伸长率。
摘要：实验钢在传统C-Mn钢的基础上添加低合金元素Ti,通过调整钢中Mn元素含量,同时采用简便的控制轧制与控制冷却工艺,获得了良好的组织形态及纳米尺度析出物,从而在保证优良延伸性能的前提下大幅度提高了钢板的强度,显著降低了钢材成本。使用金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)对微观组织进行观察。结果表明:当实验钢Mn含量从1.05%(质量分数,下同)提高至1.5%,平均晶粒尺寸从6.4μm细化至5.2μm;基体中纳米尺度TiC的析出量明显增加;屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别提高了56.7,42.2MPa和1.2%,达到了558.7,662.2MPa和22.4%。
新结构钛合金薄壁低压轴工艺研究 篇8
关键词：低压轴,薄壁,钛合金,机械加工
1 研究目标
1.1 设计要求
低压轴材料为难加工的钛合金TC11, 零件位置非常重要, 尺寸和技术条件多, 精度要求高, 很多技术条件都在0.02mm以内, 与轴承配合部位尺寸公差仅为0.01mm, 圆柱度0.008mm, 零件壁薄, 加工中易变形, 尺寸和技术条件难以控制, 不好保证。我们以前从未加工过类似结构的长轴颈零件, 没有可借鉴的加工经验。零件三维图如图1所示。
1.2 材料切削特点
低压轴零件材料为钛合金TC11, 属难加工材料, 切削加工性差, 加工效率低, 刀具磨损大。
钛合金切削加工性差的原因:
(1) 导热系数小, 切削温度高。
(2) 切屑与刀具切削刃的接触长度短, 刀尖应力大。
(3) 磨擦系数大, 磨擦速度高。
(4) 钛和钛合金在高温时化学活性高, 使刀具磨损加剧。
(5) 弹性模量小, 屈服比大。
1.3 钛合金薄壁件车削加工特点
(1) 材料组织结构特点导致机械加工中可加工性差;
(2) 加工过程中切削温度高、刀具磨损快;
(3) 材料加工切削用量不易控制;
(4) 零件尺寸精度和形位公差不易保证;
(5) 零件加工中易变形;
(6) 夹紧易变形。
2 主要加工面的加工过程
2.1 内腔型面的加工
精加工大端内型面时, 以小端外圆和中部端面为基准, 加工前找正工序基准, 此工序在数控车床加工, 由于加工行程较长, 为保证尺寸精度分三段程序进行:第一段先加工大端, 其次再加工内止口和内腹板面, 最后在内腹板与内孔转接R20处进行弧转接加工内孔, 此处内孔应提高加工尺寸精度, 以作为后续工序的夹具定位基准。
2.2 外型面及小端内孔的加工
该加工阶段先加工小端内孔, 设计专用精车夹具以已加工完的大端面为定位基准, 涨紧大端内孔, 压板压紧大端外侧安装边, 为提高零件加工系统刚性, 可用中心架作为辅助支撑, 支撑小端外圆中部。加工前找正基准, 因为加工的内孔长度在300mm左右, 考虑到刀杆的装夹, 所以需要的刀杆的长度至少在350mm左右, 加工时设计专用刀杆, 刀杆必须具有防震和高压内冷结构。此工序选用大前角55°带有涂层的硬质合金菱形机加刀片, 由于此内孔直径仅为58mm, 而刀杆直径为48mm, 所以加工过程中铁屑无法或很难排除, 所有的铁屑都缠绕在了到刀头上了, 在刀杆向孔内走刀时铁屑挤在刀杆和已加工完成的零件表面, 致使刀杆受到与加工表面相反方向的力, 产生让刀现象, 即加工表面的直径尺寸越往内孔深处, 尺寸越小, 实际加工验证表明最大时可相差0.7mm, 如果这样加工, 最后的设计尺寸肯定无法保证, 而且表面粗糙度也不好。经反复研究并试验, 改变走刀方向, 即当从孔深处向零件端面方向走刀, 这样加工零件产生的铁屑被留在了已加工表面, 被高压冷却液冲走, 不会存在在铁屑挤在刀杆和零件之间而产生的让刀现象。
在加工外型面时, 安装上夹具上的拉杆, 用压盖压紧小端面, 卸下中心架。加工前先找正夹具定位表面, 以大端面、内孔为基准, 压紧小端面, 加工前找正零件基准再加工。整个外型面长度为650.8mm, 外圆尺寸和技术条件多且要求比较严。外型面部分尺寸精车加工后留余量磨加工, 同样在数控车床进行精加工, 外圆与轴承配合尺寸较精, 精车后再进行磨加工, 精车给磨加工单边留余量0.1mm~0.2mm, 保证配合尺寸和技术条件。由于零件外型面长度较长, 编制数控程序时, 根据尺寸精度等要求编制多段程序。
2.3 外圆的磨加工
磨加工外圆在高精度外圆磨床上进行, 需设计专用磨床夹具, 该夹具为芯轴结构, 一侧有定位环, 用于限制零件定位止口, 另一侧的塞子定位小端内孔椎度, 夹具两侧带有顶尖孔。磨加工前仍需找正零件, 再磨加工外圆, 加工时上刀量不能过大, 一般为0.005mm~0.01mm, 以防止零件窜动。
结语
经过进行低压轴工艺的分析研究, 从而优化了工艺路线、加工方法, 结果表明工艺路线、加工方法可行, 长轴轴颈零件是我们公司首次加工此类零件, 其研制的成功填补了我公司的此类零件加工技术的空白, 为其它长轴类轴颈零件的机械加工提供了宝贵的经验。
参考文献
[1]张耀宸.机械加工工艺设计实用手册[M].北京:航空工业出版社, 1993.
[2]汤湘中.机床夹具设计[M].北京:机械工业出版社, 1988.
低合金高强度钢的焊接性探讨 篇9
1 低合金高强钢的焊接性
1) 一般情况下低合金高强度钢随着强度等级的增大, 其可焊性变差, 尤其是在焊接时, 焊接接头自高温冷却下来的速度对接头组织和性能影响较大;焊后冷却速度快, 焊接热影响区突出硬化。冷裂倾向大;焊后冷却速度慢, 则又会因过渡产生低韧性组织, 使性能变坏。低合金高强度钢焊接时的主要问题是裂纹和脆化, 这类钢焊接热影响区容易淬硬, 对氢敏感性较强, 在焊接应力较大时, 焊接接头易出现各种裂纹, 此外, 在焊接热循环作用下, 焊接接头组织发生变化, 因而增大了淬硬倾向 (特别是厚板结构) 。2) 低合金高强度钢焊接常见裂纹是冷裂纹, 一般讲, 冷裂纹主要发生在强度级别较高的厚板结构中, 随着强度级别的增高, 热影响区淬硬倾向增大, 当焊接能量较抵时就会产生淬硬组织, 而增加冷裂倾向。合理的调整焊接工艺规范, 使焊接热影响区承受合理的热循环。避免在该区形成对裂纹敏感的金相组织, 使扩散氢有充分的时间逸出, 是防止产生冷裂纹的关键措施, 而热裂纹产生的可能性比冷裂纹小的多。只是在原材料化学成分不合格 (含硫、碳量偏高) 和材料中含有一定量的钒、钼等合金元素时才有可能发生。3) 淬化产生的主要原因, 一是由于粗晶区产生了低韧性魏氏组织。二是产生了淬硬组织, 在焊接能量较大时可以防止淬硬组织, 但容易生成魏氏组织。而焊接线能量较小时则相反, 两者是相互矛盾的, 因此在低合金高强钢焊接时要根据钢材的化学成分、结构形式、性能要求来分别选择不同焊接材料的工艺规范。4) 对高强钢焊接来讲, 焊接热影响区的组织是由t8/5的冷却时间所决定的。即认为焊缝熔合附近T800℃~T500℃这一相变区间平均冷却速度是影响焊缝和性能的决定因素 (图1) 对焊接热影响区而言只要把t8/5控制在所要求的范围内, 就可得到较理想的焊接接头。一般焊接时采用焊前预热, 焊后热处理和保温缓冷是控制t8/5冷却时间的有效措施。但要注意控制t8/5的冷却时间要根据焊接方法和焊接线能量大小来决定。比如:采用埋弧自动焊时, 其焊接线能量的选用比手弧焊要大, 而其焊缝表面又有一层焊剂保护起一定的保温作用。所以埋弧自动焊的冷却时间要长一些, 而冷裂倾向可减少。
2 正确选择焊接方法和焊接材料
1) 低合金高强钢焊接方法的选用和低碳钢焊接方法是大致相同的, 主要应用手弧焊、埋弧自动焊、和气体保护焊等。而采用CO2气体保护焊焊接和手弧焊、埋弧自动焊相比, 焊缝及近缝区不易出现裂纹, 热能量又集中, 而热影响区较小, 故抗裂性较强。在对低合金高强钢焊接时越来越多的厂家采用了CO2气体保护焊, 其特点:在保证产品质量的同时提高了工作效率和降低了成本。如果对于氢致裂纹敏感性较强的低合金高强钢的焊接无论采用哪种焊接工艺, 都应采取低氢的工艺措施。总之:焊接方法的选择根据各厂家的生产而定, 但要优先推广应用新技术、新工艺和新设备。2) 低合金高强钢焊接材料的选择首先应保证焊缝金属的强度、韧性、塑性要达到产品的技术要求。由于低合金高强钢氢致裂纹敏感性较强, 因此选择焊接材料时应优先采用低氢焊条和碱度适中的埋弧焊焊剂。焊条、焊剂、使用前应按制造工艺要求或说明书规定的程序进行烘干, 焊条开封后应及时放入炉温在250℃以下的烘干炉内烘干。烘干时焊条不要堆集过多, 烘过的焊条最好放在100℃左右的焊条保温筒内, 随取随用。埋弧焊剂也要经250~350℃烘干, 保温1~2小时并注意清理焊丝、焊口附近的油污和铁锈。
3 正确选择焊接规范和合理的工艺措施
1) 低合金高强钢焊接时, 焊接规范的影响比低碳钢要大, 为保证焊接过程的稳定性及必要的焊缝尺寸, 根据钢材的特点及钢结构尺寸, 调整较为合适的热循环, 从而得到高质量的焊接接头。对屈服强度不超过500Mpa的低合金高强钢焊缝金属, 为了保证焊缝金属的韧性, 使焊缝金属获得细小、均匀针状铁素体组织, 焊接时不宜采用过大的焊接热输入。操作上尽量不用横向摆动和挑弧焊接, 推荐采用多层窄焊道焊接。对淬硬性较小的钢种如15Mn Ti、15Mn VN等焊接时选择偏小的热输入。对热敏感性较小而淬硬性较大的钢种如16Mn、14Mn Mo V、15Mn Mo VN等焊接热输入选择较大外, 同时要进行焊前预热和焊后热处理。但对于热敏感性大, 而又有较大淬硬性钢种, 如大厚的16Mn、15Mn V、14Mn Mo V等, 可选用较小的焊接热输入, 同时可采用低氢的焊接方法配合预热和保温缓冷的方法减少过热区的淬硬性。预热可以控制焊接冷却速度, 减少或避免热影响区中淬硬马氏体的产生, 降低热影响区硬度, 同时预热可降低焊接应力, 有助氢从焊接接头的逸出。预热是防止低合金高强钢焊接氢致裂纹产生的有效措施, 但最高预热温度不得大于上表所列温度加60℃, 否则将会降低热影响区冲击韧性和塑性。2) 低合金高强钢焊后是否热处理, 应根据产品结构的要求决定, 对于强度级别高冷裂倾向较大的钢种, 一般要求焊后及时回火处理以便消除焊接残余应力。使扩散氢加速逸出以达到改善近缝区的显微组织。对壁厚高的压力容器、要求耐应力腐蚀的及对尺寸稳定性要求高的焊接件, 焊后需要进行消除应力处理。此外对冷裂倾向大的高强钢, 也要求焊后及时热处理。其方法是将焊件均匀加热至AC1点以下某一温度, 保温一段时间随炉冷到300℃~400℃后出炉空冷, 从而达到松弛焊接应力的方法。对那些受几何形状和尺寸限制不易入炉的大件, 可以采用红外线加热法、振动法、爆炸法等来降低焊接的残余应力。
4 结语