2A14高强铝合金电子束焊接头缺陷分析

研究了2A14铝合金在电子束焊接中的主要缺陷,分析了焊接缺陷的形貌特点、形成原因和控制措施,为铝合金电子束焊接接头质量的提高提供了依据.结果表明,在铝合金电子束焊接头中的裂纹为结晶裂纹,增加电子束流搅拌以减少成分偏析,细化组织可减少裂纹的产生;彻底清除氧化膜、增加扫描频率、实施焊后重熔均可有效地减少焊缝气孔的产生;焊后重熔和增加搅拌同样对焊缝内的根部缩孔有一定的改善作用;在焊接结构上采取适当措施解决焊缝下榻;焊接接头的软化通过焊后热处理得到明显改善.     

热网管道焊接接头局部渗透裂纹分析和修复

某电厂外部热网管道安装后 ,在试运行中发现个别Π形补偿器弯头与主管的横焊缝及直管段的全位置焊缝产生焊缝中心线的局部渗透裂纹 (图 1) ,被迫停炉捡修。该管道规格为4 80ｍｍ× 10ｍｍ ,长 80 0ｍ ,材质为 2 0钢。介质为蒸汽 ,管子标高 6～ 8ｍ ,坡度为 0 .0 0 2。空中有管道支架敷设。工作压力为 1.6 7ＭＰａ,试验压力为 2 .1ＭＰａ,无损检测为Ｘ光射线 ,检测 15 %焊接接头 3级片为合格。图 1　缺陷示意图1　缺陷分析从工艺上看 ,采取了用ＴＩＧ焊进行管子打底 ,中间层和盖面层用手弧焊的焊接方法进行焊接是合理的 ,但仍出现焊接裂纹 …     

T91管焊接裂纹分析及控制

某电厂锅炉屏式过热器T91管在安装焊接中反复出现横向裂纹缺陷,对含裂纹的焊缝进行了宏观形貌、化学成分、硬度试验、焊接工艺、热处理工艺分析。判断T91管焊缝横向裂纹产生的主要原因为焊缝填充层厚度过大、焊道接头部位未错开,造成平焊部位焊缝金属温度过高及焊接应力增大。通过改善焊接工艺,增加焊缝填充层数以及焊接接头部位错开,彻底消除了T91焊缝横向裂纹缺陷,有效提高了锅炉屏式过热器T91管安装焊接质量。     

不锈钢复合板焊接裂纹的返修

我厂在焊接复合板材质 2 0Ｒ +0 0Ｃｒ17Ｎｉ14Ｍｏ2(板厚 16ｍｍ +3ｍｍ)时 ,因供货质量原因 ,在焊接时焊缝区及相邻母材 15 0ｍｍ× 10 0ｍｍ范围内出现了大量裂纹 ,有些裂纹是贯穿性的 ,因此针对这一缺陷制定了返修工艺。1　焊接材料在焊接过渡层时 ,基层的碳钢与复层奥氏体钢焊接 ,由于基层成分 (2 0Ｒ)对焊缝金属有的稀释作用 ,使焊缝中奥氏体元素含量降低 ,若焊缝中出现马氏体组织 ,会恶化接头性能 ,甚至产生裂纹 ,因此过渡层焊材选用至关重要 ,18- 8型焊接材料不能满足要求 ,2 5 -2 0型焊接材料焊接后又可能因属于单相奥氏体组织而产…     

Ti_2AlNb合金电子束焊接头再热裂纹的形成机理（英文）

为了阐明Ti_2AlNb合金焊缝中再热裂纹的特点及形成机理,对Ti_2AlNb电子束环焊接头进行一系列的焊后热处理,并采用OM、SEM、XRD和TEM对接头的宏观组织和显微组织进行分析。结果表明,当Ti_2AlNb电子束环焊接头加热到700°C左右时,再热裂纹主要沿焊缝原始晶界产生。热处理过程中,当温度升高经过O相单相区时焊缝组织由焊态的B2相几乎完全转变为O相;当温度继续升高进入B2+O双相区后,沿着原始晶界优先发生O→B2+O相转变。在焊接残余应力和相变应力综合形成的高拉应力作用下,B2+O双相和O相基体的界面上开始产生再热裂纹。     

ZTC4钛合金氩弧焊补焊工艺及组织性能研究

针对ZTC4钛合金铸件中出现的裂纹、夹杂等铸造缺陷,对其进行氩弧焊补焊工艺及接头组织性能评价研究。研究发现,补焊后的试板未发现气孔、裂纹等缺陷,焊缝组织由大量针状α′和β相组成;采用焊前预热和焊后热处理能最大程度地减小焊接残余拉应力,防止焊接裂纹的产生;预热焊接+热处理接头的室温拉伸性能最好,与母材相当,室温冲击性能超过母材。     

焊后热处理对S30408/Q345R不锈钢复合板耐蚀性能的影响

研究了焊后热处理对S30408/Q345R不锈钢复合板焊接接头的显微组织、耐晶间腐蚀性能、抗应力腐蚀性能的影响。结果表明,经580℃×2 h焊后热处理后,焊接接头过渡层焊缝与基层焊缝熔合线附近出现了合金元素扩散,脱碳层范围减小;焊后热处理后,焊接接头的耐晶间腐蚀性能下降,腐蚀裂纹位于焊缝熔合线附近;焊接接头的抗应力腐蚀性能受焊后热处理影响不大,慢应变速率拉伸断裂接头未发现二次断裂,S30408不锈钢覆层应力腐蚀破裂敏感性比值低,应力腐蚀敏感性小。     

水冷壁汽包入口管管座裂纹处理

某电厂 3号蒸汽锅炉在 2 0 0 1年 12月大修检查时发现有十余处汽水入口管与汽包筒体的角焊缝有较严重裂纹 ,裂纹多为环管座周向分布 ,最深达 2 0mm ,一般在 10～ 15mm左右。分析认为产生裂纹的主要原因是由于管座与汽包焊接接头结构设计不合理 ,另外由于历史的原因原管座焊缝存在较严重的气孔、夹渣等焊接缺陷 ,有的还较为密集 ,这也可能是造成管座裂纹一个重要原因。国内处理汽包缺陷一般采用同质焊接材料的热补焊法 :焊前预热 ,保持层间温度连续焊接 ,焊后进行整体热处理。但这种工艺方法是工作量大、工艺复杂、还需考虑变形的问题。本文…     

厚壁大径管焊缝裂纹成因分析

火力发电厂亚临界锅炉的末级过热器进口集箱的12Cr1MoVG钢厚壁大径管焊缝出现深层裂纹。结合对该焊接接头的光谱分析、硬度测试和金相检测等现场检查结果,对焊接裂纹的成因进行了分析。12Cr1MoVG钢具有一定的焊接冷、热裂纹倾向,裂纹产生与焊接工艺执行不当致使组织硬度偏高、残余应力的释放以及氢的逸出不够充分等综合因素有关。12Cr1MoVG钢厚壁大径管焊缝易产生焊接裂纹,要保证此类接头焊接质量须严格执行焊接和焊后热处理工艺。通过改进焊前预热、焊接操作和焊后热处理,重焊部位安全运行时间已超过8000h,证明处理措施得当。此外,该失效案例还可为同类焊接接头裂纹预防和补救提供借鉴。     

12Cr1MoV钢硬度超标焊缝的组织性能研究及原因分析

通过力学性能测试、金相组织检验及扫描电子显微镜观察等分析了某火力发电机组12Cr1MoV钢硬度超标焊缝的显微组织和力学性能。试验研究结果表明:12Cr1MoV钢硬度超标焊缝的强度高、塑性低、冲击韧性较差;焊缝硬度超标是由于焊后热处理恒温温度不足所致;焊缝硬度超标会使该材料焊接接头产生再热裂纹的倾向增大,容易出现早期开裂失效;采用较小的焊接热输入、有效的焊后热处理、减少接头部位的应力集中是减少12Cr1MoV钢焊接接头再热裂纹的有效措施。     

20MnMoNi55钢的后动态再结晶模型

后动态再结晶是亚动态再结晶与动态再结晶晶粒长大两种机制的综合 ,本文采用热模拟与定量金相分析法研究了 2 0 Mn Mo Ni5 5钢的后动态再结晶 ,发现 :动态再结晶百分比对亚动态再结晶过程没有明显的影响。采用多元非线性回归法得到了后动态再结晶模型 ,并用高温锻造实验验证了该模型     

GS-20MnMoNi55上刀架铸件的生产试制

通过基础试验，全面了解了GS-20MnMoNi55材料的工艺性能。在此基础上，制定了冶炼、铸造和热处理工艺，成功生产出GS-20MnMoNi55上刀架铸件，质量达到了技术要求。     

20MnMo与13MnMoNi54焊接接头耐腐蚀性能研究

对20MnMo钢与13MnMoNi54钢异种金属焊接接头的腐蚀行为进行了研究.将焊接接头先分别进行400、500、600℃热处理,然后再将其在硫酸钠和硫酸钾混合溶液中浸泡504h,通过对比腐蚀前后的金相组织、质量、测试腐蚀后的显微硬度,得出试样主要发生了局部腐蚀,焊接接头在400℃到500℃之间时,其焊缝耐腐蚀性能要优于母材、热影响区和熔合区.     

不同焊接参数对ZG29MnMoNi钢表面堆焊过渡层组织的影响

在ZG29MnMoNi钢基体堆焊RMD142焊材制造模具,通过控制变量法探讨了堆焊电流、堆焊电压和堆焊速度不同参数对过渡层组织和晶粒的影响,使过渡层获得最佳的显微组织和性能。试验结果表明,过渡层组织随着堆焊电流的增加变得粗大,马氏体数量明显减少,铁素体数量增多,但随堆焊电压的增加变化不大;堆焊速度越慢,过渡层的组织越粗大,但堆焊速度越大,残留奥氏体增多导致硬度下降。最佳的堆焊参数为：堆焊电流为400 A、堆焊电压为32 V和堆焊速度为500 mm/min。     

GS-20MnMoNi5-5上刀架的热处理

一重集团公司为某厂生产的轧机上刀架,材质为GS-20MnMoNi5-5,对强度,尤其对冲击韧性要求很高.由于其结构比较复杂,调质容易变形,通过采取特殊措施进行正火+回火处理,满足了性能要求,同时防止了工件变形.     

The fatigue strength of steel 55KhGSFA

Conclusions The fatigue limit and fatigue life of steel 55KhGSFA are considerably higher after HTTMT than after the standard heat treatment.A. A. Baikov Institute of Metallurgy. Translated from Metallovedenie i Termicheskaya Obrabotka Metallov, No. 3, pp. 63–64, March, 1971.     

弹簧钢55SiCrA脱碳规律的研究

研究了55SiCrA弹簧钢加热温度和时间对脱碳层深度和组织形貌的影响规律,运用Fick第二定律讨论了脱碳层深度与温度之间的定量关系.结果表明,55SiCrA钢在750～1100 ℃加热时,其脱碳层深度随着温度的升高逐渐增大,超过1100 ℃后,脱碳层深度逐渐减少,1100 ℃时脱碳层深度最深;随着保温时间越长,脱碳层深度呈抛物线增长;与时间相比,脱碳对温度更敏感;在750～850 ℃加热时,脱碳组织以全脱碳层为主;当温度超过900 ℃以后,脱碳组织以半脱碳为主,全脱碳层变得很薄,全脱碳厚度基本不随加热温度发生变化,综合考虑各方面影响因素,弹簧钢55SiCrA轧制时的加热温度应为1000～1050 ℃.