【正文】 22。(3) 小徑管T23鋼焊接時(shí)，要根據(jù)焊接方法、環(huán)境溫度和管子厚度的不同，經(jīng)過(guò)焊接工藝評(píng)定合格后，正確選擇焊接工藝，這樣才能得到合乎要求的焊接接頭。 a． 焊縫520 b．熱影響區(qū)52018重慶科技學(xué)院專(zhuān)科生畢業(yè)設(shè)計(jì) 5 SA213T23 鋼的焊接工藝評(píng)定 C． 回火母材520 原工藝焊接試樣金相組織 a. 回火焊縫520 b． 回火熱影響區(qū)520 C. 回火母材520 熱處理后焊接試樣金相組織 19重慶科技學(xué)院專(zhuān)科生畢業(yè)設(shè)計(jì) 5 SA213T23 鋼的焊接工藝評(píng)定 結(jié) 論(1) 雖然T23的含碳量低，可不熱處理，但經(jīng)過(guò)試驗(yàn)，沖擊值達(dá)不到規(guī)范要求，不能滿足工藝要求。原工藝焊接的試樣：焊縫區(qū)為粗大的貝氏體組織、熱影響區(qū)為貝氏體組織、母材為回火貝氏體。 硬度試驗(yàn)改進(jìn)工藝后，試件焊縫區(qū)的硬度值為208～229HB，熱影響區(qū)的硬度值為168～180 HB，母材為167～175 HB，滿足《焊接工藝評(píng)定規(guī)程》的要求。4） 第3次工藝改進(jìn)。由于其Acl轉(zhuǎn)變溫度為800～820℃，故選用恒溫溫度為730～750℃、恒溫2 h?？紤]到工程中的實(shí)際情況，采用氧一乙炔火焰烘烤后用保溫材料包好冷卻，試件的沖擊值依然較低，但比不熱處理有了一定的改善，、但仍不合格。數(shù)據(jù)分析可知，焊縫的沖擊值與規(guī)程要求的27J相差甚遠(yuǎn)，試驗(yàn)不合格。 沖擊試驗(yàn)結(jié)果及焊接工藝改進(jìn)1） 沖擊試驗(yàn)結(jié)果沖擊試驗(yàn)采用小試樣(5mm寬)室溫下進(jìn)行，缺口中心分別開(kāi)在焊縫區(qū)、熱影響區(qū)及母材上，缺口形式為V型。 彎曲試驗(yàn)4個(gè)彎曲試樣(2個(gè)面彎、2個(gè)背彎)經(jīng)過(guò)彎曲直徑d=4t、彎曲角度180176。 拉伸試驗(yàn)1個(gè)試樣的抗拉強(qiáng)度為587MPa，斷裂位置離焊縫12mm；另一個(gè)試樣的抗拉強(qiáng)度為612MPa，斷裂位置離焊縫21mm。 試驗(yàn)結(jié)果 外觀檢查3個(gè)焊接試件焊縫余高為1～2 mm ，焊縫及熱影響區(qū)表面無(wú)裂紋、未熔合、夾渣、弧坑及氣孔，符合《焊接工藝評(píng)定規(guī)程》的要求。試件進(jìn)行外觀檢查、射線檢驗(yàn)、拉伸、彎曲、硬度、沖擊及微觀金相試驗(yàn)。小口徑T23管子焊接可以不熱處理，也可以進(jìn)行740～760℃的熱處理，保溫半小時(shí)。ASME SA213標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定常規(guī)性能是：屈服強(qiáng)度400MPa、抗拉強(qiáng)度≥510MPa、伸長(zhǎng)率≥20%、硬度HB≤220。焊道的分布要合理，采用多層焊接，焊層不宜太厚，在保證填充金屬與母材金屬融合良好的情況下，盡量提高焊接速度，以減少焊縫的熱輸入量，降低熔池的溫度，避免重新熔化導(dǎo)致焊縫的氧化，以及避免提高焊縫的淬硬性?？蛇m當(dāng)改善和提高電弧能量的集中程度，有利于熔池的快速形成，提高焊接速度。電弧熄弧后, 應(yīng)對(duì)收弧處和熔池供氬氣10s, 進(jìn)行延時(shí)保護(hù), 避免產(chǎn)生弧坑裂紋。為了加強(qiáng)保護(hù)和獲得可靠的焊接接頭, 引弧前必須提前向焊接面送氬，引弧點(diǎn)的位置必須置于接頭前端5mm～10mm 左右的坡口面上。( 2) 采用外填絲法進(jìn)行焊接, 鎢極伸出長(zhǎng)度為6mm, 電弧長(zhǎng)度為2～3mm。 焊縫的對(duì)口簡(jiǎn)圖見(jiàn) 15重慶科技學(xué)院專(zhuān)科生畢業(yè)設(shè)計(jì) 4 SA213T23 f608mm鋼管焊接工藝 焊接順序及操作技術(shù)要求( 1) 焊工技術(shù)水平穩(wěn)定, 具有同等級(jí)鋼材焊接資格水平。坡口角度≥30176。層間溫度控制在250～350℃的范圍內(nèi)，焊接前和過(guò)程中采用遠(yuǎn)紅外測(cè)溫儀進(jìn)行溫度的測(cè)量。 焊接材料及規(guī)格焊接材料為德國(guó)伯樂(lè)蒂森的焊絲Union I Cr2WV，Ar純度≥％。 14重慶科技學(xué)院專(zhuān)科生畢業(yè)設(shè)計(jì) 4 SA213T23 f608mm鋼管焊接工藝 4 SA213T23 φ608mm鋼管焊接工藝 焊接實(shí)驗(yàn)用材料和規(guī)格：SA213T260mm8 mm。 焊縫的未熔合SA213T23鋼屬于2．25Cr1．6WMo鋼，常溫金相組織為貝氏體，含有較高成分的W元素，并且W的熔點(diǎn)較高，使得熔敷金屬在熔化時(shí)粘度提高，因此，要求焊工在焊接操作時(shí)一定要注意母材和焊材的熔化程度，保證根部和層間熔化良好。(1)由式(1)可以判斷此鋼材有一定的淬硬性，并且SA213T23鋼中的主要合金元素Cr、Mo、V等都可以不同程度地提高鋼材的淬硬性，推遲了鋼在冷卻過(guò)程中的轉(zhuǎn)變，提高了過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性，對(duì)于給定成分的合金鋼，淬硬程度取決于從奧氏體相轉(zhuǎn)變的冷卻速度。gt。這里首先采用焊接性間接估算法，按照鋼材碳當(dāng)量公式計(jì)算。另外一個(gè)要考慮的因素就是此類(lèi)鋼是細(xì)晶粒鋼，它是經(jīng)正火+回火處理，微觀組織為回火貝氏體+馬氏體和經(jīng)優(yōu)化處理后的細(xì)小析出物，所以說(shuō)在焊接中保證其組織的細(xì)小、均勻是很必要的。對(duì)于焊接來(lái)說(shuō)，大的焊接線能量將導(dǎo)致數(shù)量較多的δ相，此時(shí)，焊縫不但韌性差，而且蠕變強(qiáng)度惡化。δ相的數(shù)量不僅取決于鋼的化學(xué)成分，也與該鋼結(jié)晶時(shí)的冷卻速度有關(guān)。 焊縫的δ相δ相不僅惡化鋼的韌性而且還降低鋼的蠕變強(qiáng)度。最后選擇線能量小、熔敷金屬含氧量低的焊接方法也是有利于保證焊縫韌性的措施。在臨界溫度范圍內(nèi)提高焊后回?zé)釡囟?、延長(zhǎng)回火時(shí)間有利于提高焊縫韌性。雖然這種鋼的焊接裂紋敏感性低，但施焊時(shí)仍應(yīng)小心按規(guī)定的制度進(jìn)行相對(duì)更安全一些。 SA213T23 鋼的焊接性分析 SA213T23的焊接接頭性能分析 焊接裂紋敏感性由于降低了含碳量(％以下)，并嚴(yán)格限制硫、磷含量。而采用焊條電弧焊焊接的焊縫，在焊后熱處理前，室溫下韌度僅為30J/cm2 左右，只有經(jīng)過(guò)熱處理后，才達(dá)到100J/cm2 以上，這些數(shù)據(jù)說(shuō)明，用SMAW 方法焊接的焊縫必須經(jīng)過(guò)熱處理以后才能使其韌度達(dá)到較高的水平。T23 鋼具有焊縫韌性低以及焊縫韌性對(duì)焊接工藝參數(shù)敏感的特點(diǎn)。由于T23 含碳量較低，其焊接性遠(yuǎn)優(yōu)于T2鋼102，并且它對(duì)冷裂紋敏感性很低，有關(guān)試驗(yàn)證明T23 鋼無(wú)裂紋傾向預(yù)熱溫度為室溫20℃，而T2鋼102 的無(wú)裂紋傾向預(yù)熱溫度為300℃，根據(jù)這個(gè)結(jié)果，焊接薄壁、小徑管鍋爐受熱面管時(shí)，若環(huán)境溫度在20℃以上，就可以不做焊前預(yù)熱。但蠕變溫度升高，組織演變進(jìn)程加快，尤其在650℃時(shí)，T23鋼的組織演變和性能下降快，因此應(yīng)盡量避免在此溫度下使用。隨蠕變斷裂時(shí)間的延長(zhǎng)，貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復(fù)及再結(jié)晶的影響逐漸增強(qiáng)，尤其是當(dāng)蠕變溫度較高時(shí)，貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復(fù)、再結(jié)晶開(kāi)始較早，對(duì)性能下降的影響提前。隨蠕變斷裂時(shí)間的延長(zhǎng)，位錯(cuò)密度降低，M23C6 碳化物聚集、長(zhǎng)大，蠕變斷裂時(shí)間增加到一定時(shí)，有少量M23C6 轉(zhuǎn)變?yōu)镸6C。4) 結(jié)論① 在550、600和650℃，由于高溫應(yīng)力的作用國(guó)產(chǎn)T23鋼將發(fā)生以下的顯微組織演變：貝氏體鐵素體基體將產(chǎn)生回復(fù)及再結(jié)晶，形成亞晶。尤其當(dāng)蠕變斷裂溫度較高時(shí)，貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復(fù)、再結(jié)晶開(kāi)始較早，對(duì)性能下降的影響提前。從以上分析得知，M23C6 型碳化物的粗化與貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復(fù)、再結(jié)晶對(duì)國(guó)產(chǎn)T23鋼的高溫持久性能下降影響較大，但不同階段的影響程度不同。當(dāng)蠕變斷裂時(shí)間僅1781h時(shí)，組織中已有較多的亞晶，因而性能下降快。蠕變斷裂溫度為650℃[(c)]時(shí)，性能下降更快，這與貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復(fù)及再結(jié)晶密切相關(guān)。隨蠕變斷裂時(shí)間的延長(zhǎng)，M23C6 繼續(xù)粗化，同時(shí)貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體回復(fù)及再結(jié)晶的共同作用加速了性能的下降?？梢钥闯?，在550℃[(a)]，蠕變斷裂時(shí)間不到5115h時(shí)，M23C6碳化物粗化比較明顯，是導(dǎo)致性能下降的主要原因；隨著蠕變斷裂時(shí)間的延長(zhǎng)，M23C6繼續(xù)粗化程度不顯著，而貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復(fù)、再結(jié)晶逐漸加強(qiáng)，對(duì)性能下降的影響逐漸增強(qiáng)；當(dāng)蠕變斷裂時(shí)間超過(guò)10150h時(shí)，貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復(fù)、再結(jié)晶對(duì)性能下降的影響更加突出。 10重慶科技學(xué)院專(zhuān)科生畢業(yè)設(shè)計(jì) 2 SA213T23鋼管的綜合性能通過(guò)以上分析可知，國(guó)產(chǎn)T23鋼在高溫和應(yīng)力下，由于多種因素的綜合作用致使其性能下降，但在整個(gè)蠕變斷裂過(guò)程中，各種因素的影響程度不盡相同。此外，在國(guó)產(chǎn)T23鋼的蠕變過(guò)程中，貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復(fù)、再結(jié)晶以及位錯(cuò)密度的下降，也導(dǎo)致了蠕變斷裂強(qiáng)度降低。組織觀察可見(jiàn)，高溫蠕變后，T23鋼中的M23C6 碳化物積聚、長(zhǎng)大，且有少量M6C碳化物生成，這將促使晶內(nèi)合金元素貧化。蠕變過(guò)程中，由于晶界附近的位錯(cuò)向晶界移動(dòng)，促使更多的碳原子和碳化物形成元素(如鉻、鉬、鎢等)向晶界移動(dòng)。另外，鋼中大量位錯(cuò)產(chǎn)生的強(qiáng)化作用也可有效提高其強(qiáng)度。同時(shí)，大量彌散分布的細(xì)小MX碳氮化物，在高溫長(zhǎng)時(shí)間蠕變下其粗化并不嚴(yán)重，所以是國(guó)產(chǎn)T23鋼最主要的強(qiáng)化相。3) 組織演變對(duì)性能的影響國(guó)產(chǎn)T23鋼的持久強(qiáng)度較高，是因?yàn)椴捎昧硕嘣獜?fù)合強(qiáng)化。蠕變時(shí)間延長(zhǎng)到1781h時(shí)，亞晶特征更加明顯，蠕變時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)到5109 h后,基本上全部為亞晶。此外，在晶界和晶 (d) t= h 供應(yīng)狀態(tài)及600℃ 蠕變狀態(tài)下國(guó)產(chǎn)T23鋼的SEM 照片9重慶科技學(xué)院專(zhuān)科生畢業(yè)設(shè)計(jì) 2 SA213T23鋼管的綜合性能 (a)t=1929 h； (b)t= h 經(jīng)600℃ 蠕變后T23鋼的顯微組織③ 550℃及650℃持久試驗(yàn)550℃ 、650℃蠕變后的微觀組