0Cr18Ni9Ti

0Cr18Ni9Ti（共7篇）

0Cr18Ni9Ti 篇1

1 内容简述

几年来, 省安二公司先后承接制作了唐山三友化工股份有限公司的多台压力容器, 其中难度最大的是出料罐, 它属于二类压力容器, 材质是16MnR+0Cr18Ni9复合钢板, 名义厚度为28+3, 公称直径为DN5200mm, 水压试验压力为1.7MPa, 物料为中毒危害的PVC、VCM介质, 焊接接头系数为1.0。

2 工艺完善过程

2.1 首次焊接工艺

第一次确定的焊接工艺是:基层用H10Mn2φ4.0的埋弧焊丝焊接, 过渡层用A302φ4.0焊条焊接, 复层用H0Cr21Ni10φ4.0的埋弧焊丝焊接成形。首先选用两名合格焊工, 采用此工艺进行了焊接试验, 基层多道焊填充位置不正, 复合层埋弧焊焊接熔深非常大, 焊接以后把过渡层的焊肉熔化。于是决定采用手工焊焊接工艺。先采用φ1.2mm CO2焊丝焊接基层打底, 用埋弧焊盖面。然后反面用A302焊条焊过渡层, 用A102焊条焊接复层。焊接以后, 工艺评定合格。但在实际操作过程中, 并且在基层焊接后未确定是否合格的情况下就焊接过渡层和复合层, 造成这焊接接头出现了条渣、未焊透、层间未熔合、气孔、裂纹几种焊接缺陷。分析问题出现的原因如下。

(1) 气温较低, 裂纹可能是环境温度造成的。

(2) 焊工在施焊过程中工艺参数控制得不准确, 焊丝移动速度过快, 焊丝未进行充分的熔化, 造成焊接接头未熔合、未焊透和条渣。

(3) 未在基层焊接结束后进行基层100%无损检测直接进行过渡层和复合层焊接, 造成最后缺陷集中。

(4) 复合板的坡口用刨边机加工, 但加工的坡口钝边太大, 造成组对后坡口小, CO2焊丝打底时把头摆动不开, CO2焊丝吐丝长度又太长, 造成夹渣、未熔合等缺陷。

(5) 焊接完基层后留下的剩余高度不准确, 一般应在2mm左右。综上所述, 我们采取以下措施:重新编制焊接工艺, 考虑CO2焊丝熔深浅、焊肉薄的缺点, 在焊接中加入使用J506焊条, 利用它的熔深大和抗裂性能;过渡层选用A302或者A317, 利用后者的抗裂性;基层焊接好后进行一次100%无损检测。

第一次焊接最后确定的焊接工艺 (见图1) 。

(1) 选用X坡口组对, 对接间隙2±1钝边2±1mm坡口角度65°±5°。

(2) 先焊接靠近复层端的基层, 用φ1.2mm CO2焊丝焊接三层, 吐丝长度一般为12mm, 最长不超过15mm。焊接电流140A~180A、电压24V~25V。

(3) 然后焊接背面基层, 先用电弧气刨彻底清根、磨光机打磨, 然后用J506φ4.0焊条焊接两遍, 电流180A、电压30V。

(4) 再选用H10Mn2φ4.0的埋弧焊丝焊接两遍, 焊接电流720A~750A、电压35V~36V, 基层焊接结束, 进行100%X射线检测, 发现缺陷进行返修, 合格后进行下一道工序。

(5) 再进行过渡层焊接, 选用A302焊条, 气温低可选用A317焊条, 电流160A、电压28V。焊接时一定要焊薄些, 一般过渡层加上留下来的基层厚度2+3=5mm, 过渡层熔深上面0.5mm~1.0mm, 下面2.0mm~2.5mm。

(6) 最后复层用A102φ4.0焊条进行焊接, 电流170A、电压28V。一根焊条可以焊80mm~90mm长左右。

按照这种焊接工艺进行施焊, 重点强调了焊接工艺纪律, 对容器开始进行施焊, 结果效果很好, 只存在个别的气孔, 合格率95%以上。按照此工艺焊接, 厂家保证了焊接质量。

2.2 完善焊接工艺

首次采用的焊接工艺主要是手工电弧焊, 埋弧自动焊应用率较底。为提高焊接速度, 我们总结出一套比较完善的焊接工艺。

如表2, 图2所示。

在焊接过程中, 要注意以下要点。

(1) 复合钢板坡口要采用冷加工, 对接缝装配时, 基准面为不锈钢复层面, 防止错边过大, 影响复层焊接质量。

(2) 装配、焊接过程中, 严防机械碰伤, 电弧烧伤不锈钢复层表面。

(3) 严防碳钢焊丝焊接在复层上或过渡层焊丝焊在复层上。

(4) 碳钢焊接时的飞溅落在复层面上时, 要仔细清除。焊后对焊缝进行清理, 去飞溅、清渣, 并对不锈钢侧的焊缝进行打磨。

(5) 基层焊接要连续施焊, 保证层间温度, 焊后立即采用氧乙炔焰对焊缝区加热, 加热范围不可过大, 温度控制在250℃, 保温30min, 以防基层和复层结合部位开裂。基层和复层每焊完一层后立即锤击, 锤击范围在焊缝两侧长靠近母材, 宽度范围约50mm~60mm, 焊缝全部焊完后仍应立即进行锤击。

(6) 在焊接过渡层时, 基层的碳钢与复层奥氏体钢焊接, 由于基层成分对焊缝金属有稀释作用, 使焊缝中奥氏体元素含量降低, 若焊缝中出现马氏体组织, 会影响接头性能, 甚至产生裂纹, 因此过渡层焊材选用至关重要。焊接过渡层时, 为了减少稀释率, 在保证焊透的情况下, 应尽可能采用小规范。

(7) 凡是参与焊接的电焊工, 均需有效的合格上岗证书, 方可上岗操作。焊接复合层的焊工要有相应的堆焊合格项目。

(8) 所用焊接材料均需有效相应的材质认可证书。

(9) 冬季施工时, 气温低, 一定要进行预热。焊接结束时, 要采用保温措施, 防止在很短的时间内温度变化梯度太大, 产生裂纹。

(10) 在基层焊接结束时, 要对焊接接头进行射线检测。基层符合要求后, 再焊接过渡层和复合层。

(11) 当焊接接头返修时, 如果基层缺陷较小, 不需预热及后热, 或缺陷仅仅在复层及过渡层时, 可直接采用不锈钢焊条从复层侧返修, 采用较小的线能量焊接, 认真控制焊接参数, 就可以控制裂纹再次产生。

按照这种焊接工艺焊接, 既提高了焊接速度, 又保证了焊接质量, 在此真诚希望各位专家给予批评指导。

参考文献

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0Cr18Ni9Ti 篇2

奥氏体钢以铬镍为主要合金元素。一般奥氏体钢的含铬量为W(Cr)18%,进一步增加含铬量可提高其对一般酸的耐腐蚀能力。1Cr18Ni9Ti力学性能见表1。

2 1Cr18Ni9Ti管焊接工艺过程

2.1焊前准备

2.1.1下料方法的选择

奥氏体不锈钢中有较多的铬,用一般的氧—乙炔切割有困难,可用机械切割、等离子弧切割及碳弧气刨等方法进行下料或坡口加工。

2.1.2焊接材料选择

选用TGS-308L,φ1.6mm焊丝,焊丝上保持干净。母材与焊丝成分见表2。

2.1.3坡口的制备

坡口采用V型坡口,钝边0.5~1mm,间隙为23氺。因不锈钢收缩变形比较大,故间隙应大一些,坡口角度32.5°, 点固焊内部充氩。点焊长度为10 ~ 15mm,点焊位置处于) 坡口简图如图4所示。

2.1.4焊前清理

将试件坡口两侧10 ~ 15mm范围内的油污用磨光机和锉刀打磨干净,直至露出金属光泽 ;用酒精清洗表面杂质。

2.1.5表面防护

在搬运、坡口制备、装配及定位焊过程中,应注意避免损伤钢材表面,以免使产品的耐蚀性降低。如不允许用利器划伤钢材表面,不允许随意到处引弧等。

2.1.6焊接方法及设备

由于焊接热输入较低,特别适宜对过热敏感的奥氏体不锈钢的焊接。本文采用TIG焊接方法进行焊接。

2.1.7施焊技术要求

焊接工艺参数的选择,焊接电流选择要适当,过大的电流会加重接头的氧化过烧,应采用小电流,对壁厚3mm以上的管道,必须焊接两层以上。表3水平固定管焊接工艺参数。

3结论

0Cr18Ni9Ti 篇3

0Cr18Ni9不锈钢属于奥氏体不锈钢, 而奥氏体不锈钢是不锈钢类中钢种最多, 使用量最大的一种。其具有良好的耐蚀性、耐热性、低温强度和机械性能, 冲压弯曲等热加工性良好[1]。不锈钢在石油、化工、宇航、医药、造纸、原子能、海洋工程和装饰工程领域得到了广泛的应用。但是通常不锈钢的硬度较低 (通常情况下为200Hv~250Hv) , 耐磨性较差, 表面易出现发花现象, 这不仅会影响装饰性产品的美观而且表面出现微划痕时会形成腐蚀微电池从而降低产品的耐腐蚀性能, 导致产品过早报废[2]。以不锈钢为基体的传动轴、啮合件或动配合件经常会因为不锈钢质软不耐磨、表面强度低、摩擦系数大等因素发生咬合或黏滞现象[2]。本文就0Cr18Ni9不锈钢在一定参数条件下的表面耐磨性进行了研究, 并对其磨损机理进行了探讨。

1 试验材料与方法

1.1 试验材料

本次试验采用的是轧制态0Cr18Ni9合金, 其成分如表1所示。

1.2 试验材料的热处理

将试样置于SX2箱式电阻炉进行热处理。热处理工艺为1100℃保温3min快速冷却, 使基发后完全再结晶, 并抑制晶粒长大, 从而使金属中的位错密度降低, 残余应力完全消除。

1.3 摩擦磨损试验

(1) 试验前用金相砂纸对各试样表面进行研磨, 抛光, 用无水乙醇清洗试样表面并吹干, 保证在进行摩擦磨损试验时试样受力和磨损均匀。

(2) 将时效后的试样在HSR-2M型高速往复摩擦磨损试验机上分别进行摩擦磨损试验。摩擦磨损试验设置载荷为60N, 磨损时间为10分钟, 运行长度10mm, 磨损速率分别为200转/分, 300转/分, 400转/分, 600转/分。试验每一组参数的试验前都应先用精密电子天平称出试验前试样的质量, 并记录数据试验后再对试样称重并记录磨损后的质量数据, 并记录摩擦磨损过程数据。

(3) 在J12-50体式显微镜下对表面的摩擦磨损形貌进行观察。

2 试验结果及讨论

图1是载荷为60N, 磨损时间10min, 转速在200~600转/分范围内变化时, 0Cr18Ni9不锈钢试样的摩擦系数与转速的关系曲线如所示。由图可见0Cr18Ni9不锈钢的摩擦系数随转速的增大而增大, 但是随着载荷的增大摩擦系数增大的幅度略有降低, 当转速为600转/分时波动很大, 在4min~7min变化幅度最大。0Cr18Ni9不锈钢试样的磨损量与转速的关系曲线如图2所示。磨损量随转速增大先是降低后增加, 在300次/分转速时磨损量最小为0.0017g, 随后磨损量又增加, 当转速达到400次/分后, 磨损量增加幅度略有降低。

图3是0Cr18Ni9不锈钢试样在不同载荷摩擦磨损后体氏镜形貌图。在低转速下磨损机理主要是为粘着磨损为主。由于磨球与试样的接触面积小, 在载荷的作用下接触点的应力达到受压屈服极限而产生塑性变形, 此时在高速往复的钢珠作用下, 使黏着的基体软金属被剪断, 这些软金属黏附于磨粒的表面或脱落而形成粘着磨损[3], 使0Cr18Ni9不锈钢试样出现明显的撕裂痕迹, 而且随着转速的增大, 撕裂痕迹越明显也越来越多。

在摩擦过程中摩擦产生的热量来不及扩散, 使脱落材料发生氧化, 磨粒还会把基体材料推向前方或两侧并使沟底及沟槽附近的材料产生塑性变形, 在沟槽两边有塑性变形材料的堆挤。经过显微硬度的测量发现, 转速为600转/分钟的时候, 划痕附近的显微硬度值, 显著的大于低转速时候的显微硬度。一般认为在这个过程中, 由于往复摩擦产生剧烈的形变, 磨痕表面均发生摩擦诱发的奥氏体向马氏体转变, 导致摩擦系数随着转速增大而增加的幅度下降。

3 结语

1) 0Cr18Ni9不锈钢随着转速的增加, 摩擦系数随转速的增大而增大, 但是随着载荷的增大摩擦系数增大的幅度略有降低。

2) 磨损量随转速增大先是降低后增加。

3) 磨损机制主要是为粘着磨损为主。随着转速增加, 磨痕表面均发生摩擦诱发的奥氏体向马氏体转变, 导致磨痕附近的硬度显著提高, 磨损速率的增幅下降。

参考文献

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[2]杨和梅, 陈云富, 丁兰英.不锈钢表面改性研究的进展.江苏冶金, 2006.10:9-12

0Cr18Ni9Ti 篇4

0Cr18Ni9不锈钢具有热稳定性好、耐腐蚀性好、耐高温等特点,并且具有全面良好的综合性能,因此被广泛应用在化工、航空、航天、核电、医疗器械等领域[1,2]。随着科学技术的发展,人们对0Cr18Ni9不锈钢加工后的表面质量要求越来越高,但是由于0Cr18Ni9不锈钢具有塑性韧性大、热导率小、弹性模量小等特点,使其在加工过程中容易产生如下问题:(1)加工硬化现象严重,硬化层厚度大;(2)切削力大,切削温度高,刀具易磨损;(3)切屑不易折断,易黏结,容易擦伤已加工表面;(4)切削表面质量和精度不易保证[3]。这些问题在一定程度上限制了0Cr18Ni9不锈钢的使用。为此,研究0Cr18Ni9不锈钢的切削加工性,改善切削加工表面质量是十分必要的。

切削加工表面完整性是评价已加工表面好坏的准则。表面完整性一般包括表面粗糙度、残余应力、加工硬化程度、微观组织变化[4,5]。

本文通过正交试验法对0Cr18Ni9不锈钢进行车削试验,通过线切割取样制成金相试样。采用显微硬度计测量加工表面以及次表面的硬度分布,研究加工硬化程度与硬化层深度。借助环境扫描电镜(ESEM)观察加工次表面微观组织变化,以期提高0Cr18Ni9不锈钢的切削加工质量,为选择合理的切削参数得到较高的表面完整性提供依据。

1 已加工表面形成过程

理想状态下,刀具被认为是绝对锋利的,此时切削层金属经过第一、第二变形区后排出形成切屑,经过第三变形区形成已加工表面,如图1所示。然而,由于刀具刀尖存在钝圆半径r,经过切削加工后钝圆处很快会形成一小段磨损带VB,因此实际切削过程中切掉的厚度为H的金属并没有全部形成切屑排出,而是有一薄层ΔH留了下来。O点以上的部分经过第二变形区形成切屑,O点以下的部分在刃口钝圆的作用下被挤压摩擦产生塑性变形和弹性变形,刀具离开工件后弹性变形回复,最终形成已加工表面DN。当刀具切削一段时间后,CD段磨损加剧,此时对已加工表面产生更大的挤压和摩擦作用,引起已加工表面发生晶质化、纤维化、硬化等[6?7]。因此,已加工表面的形成过程中先后经过第一变形区产生塑性变形与弹性变形,再因钝圆磨损带的挤压摩擦作用塑性变形程度进一步增大。如此,已加工表面以及次表面发生了很大的塑性变形,产生严重的加工硬化现象。此时已加工表面及次表面的性能与基体相比发生了很大变化,影响工件的使用性能[8?9]。

2 试验研究

2.1 试验材料

试验材料采用0Cr18Ni9不锈钢棒料,规格为45mm×450mm。借助美国EDAX公司的GENESIS能谱仪测得试件的主要化学成份,如表1所示。

%

2.2 试验装置

试验装置如下:CA6140型车床,最大转速1500r/min,功率7.5kW;Sandvik CNMG120408-WM 2015涂层刀片,Sandvik DCLNR2525M 12刀柄;主偏角Kr=95°,副偏角K′r=5°,前角γ0=15°,后角α0=7°,刃倾角λ=-6°;BUEHLER显微维氏硬度计;荷兰FEI公司Quanta 200型环境扫描电镜。

2.3 试验过程

在车床上按表2中的切削参数进行干式车削加工,见图2。试验采用正交切削试验,采用L9(34)正交表,其中第3列为空列,每组切削参数下加工50mm长度。车削过程中,用瑞士KIS-TLER 9257A车削测力仪和5070型电荷放大器进行切削力的测量与采集,采样频率为300Hz;然后在已加工表面通过线切割取小块样块,样块经过镶嵌、粗磨、精磨、抛光等处理制成金相试样。通过王水腐蚀后观察试样表面层的金相组织,借助维氏硬度计由表及里测量硬度,测量时载荷为2N(200g),加载时间为15s,得到不同层深的硬度值,在每一层深处打5个点取硬度平均值。最后借助扫描电镜(SEM)观察变质层的微观组织。

3 试验结果分析

3.1 硬化层厚度分析

已加工表面的形成过程是一个复杂的多因素影响的过程,经过第一变形区的塑性变形,工件已发生变形,再经过第三变形区的挤压和摩擦作用,变形程度以及变形深度进一步扩大,导致0Cr18Ni9不锈钢加工硬化现象严重。影响加工硬化的主要原因有以下三点[5]:(1)加工过程中塑性变形引起的冷作硬化;(2)切削热引起的材料弱化;(3)金相组织变化引起的硬度变化。

通过X射线衍射(XRD)测量发现,上述10组正交切削试验切削的0Cr18Ni9不锈钢并没有相变产生,因此可以排除切削过程引起的相变带来的影响。

借助维氏硬度计得到不同深度的硬度值,标准的硬度趋势图见图3。经过切削加工以后距加工表面d=30μm处的硬度在280~370HV之间,而基体的硬度在180~220HV之间,加工硬化程度在150%以上。距离表面越近,硬度减小得越快,而越往工件芯部,硬度值变化越缓慢,表明此时已进入基体材料区。图4a为硬度压痕分布图,距离切削表面很近的地方硬度值减小很快,而在2N(200g)加载力下显微维氏压痕对角线长度在25μm左右,因此为了在表面打更多的测量点,采用图中错开打点的方法打点。通过这样的硬度测量,很容易得到硬化层与基体的分界线,从而确定硬化层的厚度。

图3中,第2组参数的背吃刀量最小,进给量取中间值,其硬化层的厚度最小;而其他两组参数在相同的切削速度下,背吃刀量越大硬化层的厚度越大。分析表2中其他6组参数,背吃刀量相当,切削速度相差较大时,得到的加工硬化深度相当,不同层深的硬度值也接近。对9组试验得到的不同硬化层厚度进行直观分析发现[10],背吃刀量对硬化层厚度的影响最大,其次是进给量与切削速度,这与前面的分析结果一致。极差分析显示的切削三要素对硬化层厚度的影响规律如图4b所示,最优的切削条件为背吃刀量ap=1mm、进给量f=0.2mm/r、切削速度v=70m/min,此最优参数对应正交表(表2)的第二组参数。综合分析9组参数下的硬化层厚度发现,最优参数下得到最小的硬化层厚度。

3.2 硬化程度分析

根据加工硬化的另一评定准则[7],硬化程度为

式中,H为加工后某一位置的维氏硬度值;H0为基体的维氏硬度值。

通过正交试验的直观分析法[8],对距表面30μm、50μm、100μm、200μm处的硬化程度进行分析,求出这几个位置不同切削参数下的极差R,具体数据见表3。按照极差值越大则该因素对试验结果的影响越大的原则可以得出,在不同层深处,背吃刀量对加工硬化程度的影响最大,其次是进给量,最后是切削速度。将因素水平作为横坐标,将硬化程度作为纵坐标,得到硬化程度随切削参数变化的趋势图(图5)。从趋势图可以看出,最佳的切削参数是ap=1mm、f=0.2mm/r、v=70m/min,这正是表2和图3中的第二组切削参数,与前面分析硬化层厚度得出的最优参数相同。因此,在最优的切削参数下得到的硬化层厚度与硬化程度都是最小的。

%

为了估计误差的大小,更精确地估计各因素对试验结果影响的重要程度,采用方差分析法进一步进行分析[10]。表4所示为d为30μm、50μm、100μm处硬化程度的方差分析结果。通过F分布表可以查出Fα=0.05(2,2)=19,Fα=0.10(2,2)=9,因此在d=30μm处,背吃刀量与进给量对硬化程度有显著影响,置信水平达到95%以上;在d=50μm处,背吃刀量的影响程度仍旧很大,置信水平达到95%以上,而切削速度的影响程度增大,置信水平达到90%,进给量的影响程度次之;在100μm以下,三要素的影响程度按降序排列依次为背吃刀量、进给量、切削速度。因此切削0Cr18Ni9不锈钢时,考虑尽可能产生较轻程度的加工硬化,应首先选择较小的背吃刀量,再综合考虑加工效率与加工质量选择合适的切削速度与进给量。

注:MS表示平均离差平方和,F表示F分布的函数值。

3.3 屈服强度预测模型

应变硬化指数n反映了应变硬化的严重程度,在切削过程中n也会影响硬度的大小以及屈服强度的大小。屈服强度是反映材料物理特性的又一指标,屈服强度常规的测量方法是通过拉伸试验,而切削以后不同深度的塑性变形大小不一样,常规的测量方式得不到不同深度的屈服强度,因此通过硬度测量研究切削以后表面材料的屈服强度的大小可以了解硬化层的不同位置塑性变形的程度。以下是表面层材料的屈服强度与硬度的模型求解过程[11]。

工程应力与工程应变的关系为

根据Tabor之前的研究发现,发生8%的应变时的应力近似为代入式(2)得到

K=H3×0.08n(3)

假设εy为产生0.2%应变时的应变,则屈服强度表示为

σy=Kεyn=3H(0ε.y08)n=3HBn(4)

Cahoon等[11]经过大量研究证实,B=0.1时,式(4)能够很好地反映钢的屈服强度。这里暂取B=0.1。因此屈服强度与维氏硬度的关系为

代入0Cr18Ni9不锈钢的应变硬化指数n=0.4得到屈服强度与硬度的关系为

图6所示为不同层深处的屈服强度值,可看出,其变化趋势与图3相同,距离已加工表面越近屈服强度越大,说明表面发生了很大的塑性变形,距表面越远发生的塑性变形越小。

3.4 微观结构分析

利用SEM观察金相组织,基体组织是由单一的均匀等轴奥氏体组成,如图7所示。对不同切削条件下的试样进行金相观察发现,切削影响层的组织发生了很大的变化,可以分为如下几层(图8)。

(1)热力耦合影响层。这一层在很高的切削温度与刀具-工件的摩擦挤压共同作用下产生,厚度在5~30μm之间,这一层看不到明显的晶粒,组织很不均匀,高倍SEM观察下有类似的因高温作用而产生的熔化现象,在熔化层中产生很多的腐蚀坑(图9)。从轴向断面可以观察到某些参数下形成的已加工表面很不平整,表面呈阶梯状,表面层致密组织中存在裂纹,形成易剥落层,见图10。从这一层的组织变化与切削工件表面温度场的分布可以推断,当温度达到某一温度值Tr时,会产生热力耦合影响层。Tr值具体多少,需要采用合理的方法进行温度场的测量来确定。

(2)力影响层。力影响层主要为塑性变形层,晶粒发生扭曲、变形,严重塑性变形时晶粒成纤维状,径向取样能够观察到晶粒流变方向趋于切削力的方向。这一层产生硬化的原因主要是形变强化,晶粒发生变形或晶粒细化都提高了该层的硬度值。奥氏体晶粒内部出现很多交叉条状滑移线(图11),这些滑移带的存在会提高应力腐蚀(SCC)的敏感性[9],影响材料的使用寿命。这些条状组织是否是形变产生的马氏体组织有待进一步的研究。

变质层以下组织为未发生变形的等轴奥氏体晶粒,此时已经进入基体组织区。利用硬度计测量的变质层的厚度与金相观察到的变质层的厚度存在很大的差异,因为肉眼无法辨别出晶粒是否发生变形,而晶粒的微小变形都会使硬度提高。因此力影响层与基体的分界线只能采用硬度测量法得到。

4 结论

(1)0Cr18Ni9不锈钢切削加工性差,加工硬化现象严重,加工硬化程度在150%以上,加工硬化深度高达0.4mm。

(2)根据L9(34)正交表进行正交试验,采用直观分析法与方差分析法分析发现,切削0Cr18Ni9不锈钢时背吃刀量对加工硬化影响最大,其次是进给量,再次是切削速度。

(3)根据建立的屈服强度与硬度关系的经验模型可见,距离已加工表面越近屈服强度越大,距表面30μm处的屈服强度比基体的屈服强度高很多。屈服强度沿层深的分布与硬度沿层深的分布趋势相同。

(4)变质层的形成是热与力综合作用的结果,通过金相观察可以将其分为两层:热力耦合影响层、力影响层。热力耦合影响层:当温度达到某一高温Tr时产生的距已加工表面5μm到30μm之间的薄层。热力耦合影响层还受到很大的摩擦挤压的作用,产生存在腐蚀坑的高温熔化层。热力耦合影响层看不出奥氏体的晶粒,组织呈非晶质。力影响层:硬度的提高是晶粒发生变形的结果,晶粒变形方向明显,奥氏体晶粒内呈现很多交叉的竖条状滑移线。

(5)已加工表面在SEM观察下呈阶梯状,变质层表面层很容易发生剥落,形成凹凸不平的表面,降低了已加工表面的完整性,严重影响零件的使用寿命。因此,很有必要采用合理的切削条件降低切削温度,减小变质层的厚度以及避免表面热力影响层的形成。

参考文献

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0Cr18Ni9Ti 篇5

关键词：1Cr18Ni9Ti不锈钢,20R碳钢,异种钢焊接,焊接

异种金属焊接时在连接部位 (焊缝) 将形成成分、组织和性能完全不同于被焊金属的合金。此时, 焊缝的成分、组织和性能主要取决于参与组成焊缝的各部分金属 (被焊材料和填充材料) 之间的比例。这种比例与所用的焊接方法和焊接工艺参数有关。因此, 异种金属的焊接性除与被焊金属所固有的物理化学特性有关外, 在很大程度上还取决于焊接方法和工艺。两种金属均为纯金属时, 焊缝中形成的合金较为简单, 为二元合金。当被焊金属为两种不同系统的合金时, 则焊缝中形成的合金将变得极为复杂, 成为多元系合金。当焊接区内生成固溶体时, 其冶金相容性好, 原则上的焊接性也较好;当生成脆性金属间化合物时, 其冶金相容性就差。

1 焊接性分析

1Crl8Ni9Ti为单相奥氏体不锈钢, 具有高的抗蚀性、抗蠕变性, 但蒸气压和导热率很低。在450℃~850℃温度区间长时间停留, 易发生晶间腐蚀。

在集输和炼油工业中, 中低压的中小型容器常采用20R碳素钢制造, 20R钢是调质状态的, 其热强性和持久塑性较高, 由于碳及合金元累含量较多, 淬硬敏感性较大, 易在焊缝及热影响区出现淬硬组织。在焊件刚性及接头应力较大时, 易产生冷裂纹。其化学成分见表1, 力学性能见表2。

由表1, 2可见, 20R钢与1Cr18Ni9Ti在合金元素含量和物理性能上有很大的差别, 在焊接过程中会出现诸多问题。

1.1 焊缝稀释和熔合区生成马氏体过渡层

20R钢与1Cr18Ni9Ti焊接时, 20R钢的合金成分含量低, 对焊缝金属的成分有冲淡作用, 焊缝的奥氏体形成元素不足, 使焊缝中出现马氏体组织, 从而引起焊接接头质量恶化, 甚至引起裂纹。另一方面, 熔化的母材与填充金属相互混合的程度在熔池内部和边缘并不相同, 熔池边缘液态金属的温度较低, 流动性较差, 液态停留时间较短, 受到机械力搅拌的作用也较弱。故熔化的母材和填充金属不能充分地混合, 在熔合区形成一个合金元素浓度的过渡层。

1.2 熔合区的碳扩散

20R钢与1Cr18Ni9Ti焊接接头在高温条件下使用时, C会从珠光体母材一侧通过熔合线向奥氏体焊缝扩散, 使珠光体母材一侧产生铁素体脱碳层而软化, 同时促使了增碳层的晶粒长大, 沿熔合线生成粗晶区;奥氏体焊缝一侧出现增碳层而硬化。

1.3 焊接接头的界面应力

20R钢与1Cr18Ni9Ti的线膨胀系数差异较大, 它们所组成的焊接接头会产生很大的热应力, 可促使熔合区内缺陷的发展和聚集。另一方面焊缝的化学成分被稀释后易出现马氏体淬硬组织, 在晶界处伴随出现组织应力。焊接接头冷却收缩时, 拘束应力在脱碳层中得到松弛, 而在增碳层集中, 形成应力集中。

1.4 475℃脆性和δ相析出脆化

20R钢与1Cr18Ni9Ti焊接时, 应向焊缝中多加入一些奥氏体化元素, 或减少一些铁素体元素, 控制双相组织中的铁素体量, 即可减弱475℃脆性。焊接接头在500℃~800℃长时间停留, 会生成δ脆性相, 降低接头的塑性和韧性, 同时发生δ相选择性腐蚀。1Cr18Ni9Ti导热率较低, 温度下降较慢, 为降低高温停留时间, 可采取强制冷却方式。

2 焊接工艺

2.1 工艺分析

根据焊接性分析情况, 焊接接头焊前不预热, 焊后不作热处理, 对接头性能有积极的影响, 应通过焊接材料的合理选择, 达到控制和调节焊缝金属化学成分的目的。选用含镍量较高的焊材, 可减少焊缝中的C扩散, 选择与1Cr18Ni9Ti成分相近的焊接材料, 可有效降低稀释率。在焊缝组织中, δ相的存在会引起δ相脆化和δ相选择性腐蚀, 但δ相的存在又可提高抗热裂和抗晶间腐蚀的能力, 5%左右的δs相可有效改善和提高焊缝性能。由此可见, 应通过正确选择高合金化焊材, 适当控制熔合比或稀释率, 使焊缝组织为A+5%F, 以保证焊缝塑性、韧性和抗裂性能。

2.2焊接材料的选择

根据工艺分析结果, 选用H1Cr24Ni13焊丝为焊材。化学成分见表3。

2.3焊接工艺

采用手工氩弧焊方法进行焊接, 其工艺参数见表4。

(1) 选用币Φ2.0mm的H1Cr24Ni13焊丝, 焊前仔细清理焊丝表面油污、铁锈。 (2) 选用时代ZX7-315焊机, 直流正接。电极为Φ2.5mrn的Wce20。 (3) 采用V形坡口, 坡口角度为55°±5°, 钝边l.5mrn, 间隙2.0mm。坡口两侧管内壁10mrn, 管外壁20mrn及坡口表面用内圆磨光机清理, 除去铁锈, 直至露出金属光泽。 (4) 点固焊点位于时钟10点处。焊接时先从6点位置开始, 经3点焊至12点, 再施焊另一侧接缝。由于20R钢导热率较高, 点固焊、打底焊时电弧要偏向20R钢侧, 待两侧母材同时熔化时填丝施焊。 (5) 对1Cr18Ni9Ti侧母材采取强制冷却方式, 用布蘸水包裹1Cr18Ni9Ti侧母材。

3结语

经理论分析和工艺评定试验, 采用H1Cr24Ni13为焊丝的全氩弧焊接方法, 通过合理控制焊缝熔合比, 严格按照焊接工艺规程施焊, 得到的焊接接头完全符合各种性能指标。在焊接方法及工艺参数确定后, 熔合比的控制, 取决于坡口角度和根部间隙的大小, 针对不同壁厚的管件, 要采用不同的坡口角度和根部间隙。

参考文献

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0Cr18Ni9Ti 篇6

关键词：清洗剂,腐蚀,1Cr18Ni9Ti

0 前 言

1Cr18Ni9Ti钢耐蚀性能优良,等级为3级[1,2,3],具有较好的抗晶间腐蚀性能[4]、高温强度和高温抗氧性能,作为无缝钢管的基材已广泛用于飞行器排气管管路、锅炉管道、化学装置、热交换器等[5]。钢管使用过程中产生管垢,清洗中存在腐蚀。新型不锈钢清洗剂NAP[6,7],由于添加了羟基乙叉二膦酸(HEDP),除垢能力增强,对金属的点蚀减弱,可广泛用于工业换热水循环系统的化学清洗。本工作采用深度腐蚀测试、电化学测试和金相观测,研究了1Cr18Ni9Ti在新型不锈钢清洗剂NAP中的腐蚀行为。

1 试 验

1.1 清洗剂

清洗剂NAP由水、65%HNO3及50%HEDP按体积比9.00 ∶0.65 ∶1.00配制而成。

1.2 测试分析

1.2.1 深度腐蚀

将面积为25 mm×50 mm的1Cr18Ni9Ti打磨至光亮,计算其暴露表面积并用电子天平称取初始质量。将试样分别浸入(50.0±0.1) ℃和(80.0±0.1) ℃新型不锈钢清洗剂NAP中恒温腐蚀,浸泡时间8~48 h。浸泡后称取试样质量,计算深度腐蚀速率。

1.2.2 电化学测试

将面积为10 mm×10 mm的1Cr18Ni9Ti试样,背面用锡钎焊铜棒后用环氧树脂封装,制备成工作电极,暴露面积为1 cm2,用320~1 200号金相砂纸逐级打磨至表面光亮后用丙酮除油。试验采用三电极系统,辅助电极为铂电极,参比电极为饱和甘汞电极(SCE),腐蚀介质分别为NAP,10%HNO3及5%HEDP溶液。使用LK2005电化学工作站进行动电位及线性伏安扫描,扫描速度1 mV/s。采用线性极化法得出极化电阻Rp进行比较[8]。

1.2.3 金相观测

将面积为10 mm×10 mm的1Cr18Ni9Ti试样用XQ-2B型镶嵌机封装,打磨抛光后分别用丙酮、蒸馏水清洗后吹干,分别置入10%HNO3及NAP腐蚀溶液中,在(50.0±0.1) ℃及(80.0±0.1) ℃恒温腐蚀48 h。腐蚀后仔细清洗试样表面,用NIKON EPIHOT 200金相显微镜观测腐蚀形貌。

2 结果与讨论

2.1 深度腐蚀速率

1Cr18Ni9Ti在不同温度NAP溶液中深度腐蚀速率随时间变化的曲线见图1。

由图1可知:50 ℃时,1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中48 h内深度腐蚀速率较低(小于0.037 mm/a);80 ℃时的前30 h内,随着时间的延长深度腐蚀速率明显增加,在30~48 h时趋于平缓。升高温度有加深腐蚀的趋势,因此应控制清洗温度,防止温度过高造成腐蚀加重。

2.2 电化学性能

1Cr18Ni9Ti在NAP及10%HNO3溶液中极化电阻随温度的变化曲线见图2。由图2可知:1Cr18Ni9Ti在10%HNO3和NAP溶液中的极化电阻均随温度升高而下降,说明腐蚀随温度升高而加重;相同温度下1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中的极化电阻基本高于在10%HNO3溶液中,说明1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中的腐蚀比在10%HNO3溶液中轻。

1Cr18Ni9Ti在50 ℃的NAP及10%HNO3溶液中连续12 h内极化电阻的变化见图3。由图3可知:随着时间的延长,1Cr18Ni9Ti在2种溶液中极化电阻均呈减小趋势,说明随着时间的延长腐蚀加重;在浸泡开始的1 h内极化电阻上升,这可能是由于1Cr18Ni9Ti在浸入初期生成钝化膜,钝化速度大于腐蚀速度;5~8 h内1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中的极化电阻明显高于在HNO3溶液中,在NAP溶液中的腐蚀速度低于在10%HNO3溶液中。因此,将单次清洗时间控制在5~8 h为宜。

1Cr18Ni9Ti在50 ℃的NAP及10%HNO3溶液中的循环伏安曲线见图4。由图4可知:1Cr18Ni9Ti在NAP和10%HNO3溶液中都具有较好的钝化性能,维钝电流极低,表明1Cr18Ni9Ti 在2种溶液中都有较好的耐蚀性能;1Cr18Ni9Ti在10%HNO3溶液中的点蚀击穿电位约为950 mV,具有较高的耐点蚀能力;由于添加了HEDP,1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中的点蚀击穿电位高于在10%HNO3溶液中,达到1 100 mV,1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中耐点蚀能力更强。

1Cr18Ni9Ti在50 ℃的5%HEDP,NAP及10%HNO3溶液中的线性伏安曲线见图5。由图5可知:1Cr18Ni9Ti在10%HNO3溶液中没有二次钝化现象;1Cr18Ni9Ti在HEDP溶液中存在明显的再钝化过程,当电位约1 400 mV时才再次达到点蚀击穿电位,钝化膜被击穿发生孔蚀。因此,1Cr18Ni9Ti在HEDP溶液中的耐点蚀性能优于在10%HNO3溶液中。1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中的点蚀击穿电位高于在HEDP溶液中,抗点蚀能力进一步提高, 这可能是因为NAP由HNO3和HEDP复配而成,保留了优良的二次钝化特性和耐点蚀性能,甚至有一定的协同作用。

2.3 腐蚀形貌

1Cr18Ni9Ti在不同温度的NAP及10%HNO3溶液中浸泡48 h后的腐蚀形貌见图6。由图6可知:与在10%HNO3溶液中相比,1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中的腐蚀非常轻微,没有发现点蚀及晶间腐蚀等局部腐蚀现象。

3 结 论

(1)1Cr18Ni9Ti在50 ℃ NAP清洗剂中的腐蚀非常轻微,深度腐蚀速率小于0.037 mm/a,温度升高时腐蚀加快。

(2)NAP由HNO3和HEDP复配而成,保留了优良的二次钝化特性和耐点蚀性能,甚至有一定的协同作用。1Cr18Ni9Ti在NAP溶液中的点蚀击穿电位高于在HEDP溶液和10%HNO3溶液中,抗点蚀能力进一步提高。

(3)1Cr18Ni9Ti在NAP清洗剂中的腐蚀很轻微,未发现点蚀和晶间腐蚀等局部腐蚀现象。

参考文献

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0Cr18Ni9Ti 篇7

制碱业中的设备、管道及阀门的腐蚀非常严重。在蒸发浓缩系统中,设备的腐蚀问题一直是厂家关注的焦点[1,2,3,4]。防止这类腐蚀的研究较多,而在隔膜法碱液中NaClO3对腐蚀起什么作用目前仍缺乏深刻的理解。对材料的耐腐蚀性尽管做了相关的工作[5,8],但由于浸泡时间短,温度相对较低,且试验前后介质环境变化很大,这一问题仍然没有好的解决方法。对重要材料,如1Cr18Ni9Ti不锈钢在高温高浓碱液中的腐蚀行为进行深入的研究,无疑对解决这一问题会有很大的帮助。

1 试 验

1.1 材料

试验材料为1Cr18Ni9Ti不锈钢(简称18 - 8),尺寸为10 mm×10 mm,经1 000 ℃固溶处理,其化学成分见表1。试验所用化学试剂NaOH 和NaClO3 均为分析纯试剂。

%

1.2 电化学性能

电化学试验在高压釜中进行,温度为(150±1)℃。采用聚四氟乙烯紧配合封装试样,参比电极为Ag/AgCl电极,使用前后皆与甘汞电极进行校对,以前后电位差不超过10 mV为合格。铂片作为辅助电极,所有电极引线均由聚四氟乙烯管套装引出。动电位扫描速度为10 mV/min。试验仪器有HA - 3.1型恒电位仪、HB104型函数发生器、HB - 102型对数转换器和3080A4型X - Y记录仪。

1.3 耐蚀性和应力腐蚀

静浸试验在高压釜中进行,溶液为含NaClO3杂质不同的50%(质量分数) NaOH,温度为(150±1)℃。试样在试验前均精心去除边缘毛刺,用砂纸打磨至400号后,用清水冲洗,用酒精、丙酮除去表面的油污、灰尘,置于干燥皿中备用。试验时间200 h。试验后用毛刷清洗、擦除腐蚀产物,然后用脱脂棉擦拭干净,最后再用酒精、丙酮清洗,干燥后用分析天平称重。应力腐蚀采用3点弯曲试验,最大应力(σmax)的取值为99%σ0.2,试验时间为700 h,试验温度为(150±1)℃。

1.4 腐蚀产物分析

腐蚀试验后用X射线衍射(XRD)分析腐蚀产物和表面膜的成分以及结构,并在光学显微镜和扫描电镜(SEM)下对形貌进行观察。

2 结果与讨论

2.1 NaClO3浓度对18 - 8电化学性能的影响

图1为18 - 8在50% NaOH溶液中的动电位扫描极化曲线。从图1可以看出,随着NaClO3杂质含量的增加,18 - 8在高温碱液中的自腐蚀电位略有升高,且存在一个明显的钝化区,在碱液中其维钝电流减小。说明NaClO3浓度提高,溶液的氧化性能增强,不锈钢表面的钝化膜也越致密,耐蚀性越好。

2.2 NaClO3浓度对18 - 8均匀腐蚀的影响

18 - 8在不同NaClO3浓度50% NaOH溶液中浸泡200 h的均匀腐蚀速度见图2。

分析发现,随着NaClO3浓度的提高,均匀腐蚀速度迅速减小,当NaClO3浓度提高到0.15%时,腐蚀速度下降到1 mm/a,但对于18 - 8来说是很大的,说明表面形成的膜层的保护性有限;当NaClO3浓度提高到0.80%时,腐蚀速度则比空白溶液减小了约2个数量级,说明此时形成的膜层保护性能大大提高。当NaClO3浓度较低时,18 - 8表面腐蚀产物结构疏松(见图3a),没有形成有效的保护。XRD分析结果见表2,18 - 8在高温碱液中主要发生溶解腐蚀,形成了NaCrO2,NaFeO2等溶解性腐蚀产物。随着NaClO3浓度的提高,溶液氧化性逐渐增加,膜层中开始形成NiCrO4、Fe2O3等保护性氧化物,保护作用增加;NaClO3浓度进一步增加,18 - 8表面形成了致密的保护膜(见图3b)。XRD分析表明,膜层主要由(NiFe)Fe2O4,NiCr2O4,FeCr2O4,Fe3O4等复合氧化物构成。由于致密的氧化膜的保护,18 - 8表现出极好的耐蚀性。

2.3 NaClO3浓度对18 - 8应力腐蚀的影响

3点弯曲的试样在溶液中浸泡1周后金相观察发现,在加入0.15% NaClO3的碱液中,试样发生了应力腐蚀开裂(见图4),其他条件下均未发现裂纹,且继续浸泡1个月后仍无裂纹生成。

分析发现,18 - 8在2种情况下不发生应力腐蚀开裂:(1)在金属钝化倾向较弱时,由于其此时金属均匀快速腐蚀,一有裂纹形核,裂纹附近的金属原子将快速溶出,使裂纹尖端变钝,裂纹扩展受到抑制,材料不发生应力腐蚀开裂;(2)金属钝化能力很强,能及早形成完整钝化膜的情况(0.80% NaClO3)。此时,由于钝化膜形成很快,裂纹形核后,露出的新鲜金属表面会很快钝化,同样也会阻止裂纹的扩展,降低材料的应力腐蚀开裂敏感性。

如果金属表面膜的形成速度即钝化能力介于上述两者之间(如0.15% NaClO3),裂纹形核后,露出新鲜的金属表面,金属就首先溶解。此时,金属的钝化相对较慢,因而裂纹尖端既不至于因金属的快速溶解而变钝,也不会由于钝化膜的及早形成而受到保护,在应力的作用下裂纹继续扩展,从而使金属产生应力腐蚀开裂。总的看来,18 - 8在高温碱液中的应力腐蚀开裂符合阳极溶解机理。

3 结 论

(1)在150 ℃的50%NaOH溶液中,随着NaClO3杂质浓度的提高,溶液的氧化性增强,18 - 8表面形成了致密的保护膜,使其耐蚀性增强。

(2)当溶液中NaClO3的浓度为0.15%时,由于表面膜层的保护性有限,18 - 8容易发生应力腐蚀开裂,此时的应力腐蚀开裂符合阳极溶解机理。

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