低合金高强钢的消除应力裂缝

一前言随着石油、化学、发电等工业的迅速发展,压力容器日趋大型化和厚壁化。为减轻设备的重量和减薄壁厚,在压力容器中广泛应用低合金高强钢。压力容器用钢的强度(或屈服限)有日渐提高的趋势。大拘束度焊接接头区的焊接残余内应力,随所用钢材的屈服限的提高而增加,一般都接近或稍低于钢材的屈服限。残余应力的危害是众所周知的,在受力方向上的残余应力可以和工作应力简单叠加,使实际应力大于钢材的屈     

低合金高强钢的焊接工艺研究

通过对低合金高强度结构钢的焊接影响因素的分析,为制定合理的焊接工艺提供了依据,应用该工艺保证了低合金高强度钢的焊接效果。     

应变时效对双相钢和低合金高强钢屈服强度及应变硬化率的影响

通过力学性能测试和显微组织观察研究了应变时效对双相钢和低合金高强钢屈服强度及应变硬化率的影响。结果表明:经过2%预应变之后,双相钢的屈服强度提高了106MPa,低合金高强钢的屈服强度提高了28MPa;预应变之后再经历烘烤,双相钢的屈服强度提高了149MPa,而低合金高强钢的屈服强度只提高了66MPa;预应变或烘烤硬化之后,两种钢的应变硬化率均降低,但双相钢仍然具有很强的应变硬化能力,其应变硬化率接近于低合金高强钢未预应变条件下的;铁素体马氏体组织赋予了双相钢比低合金高强钢更强的应变硬化能力。     

含Nb低合金高强钢表面裂纹研究

涟钢在生产含Nb低合金高强钢时,板坯表面出现裂纹。对于含Nb的高强钢,裂纹敏感性较强,文中结合涟钢含Nb低合金钢生产现状,对此钢种的冷却特性进行探索,结合现场工艺参数,成功解决了板坯裂纹现状。     

加热速率对不同状态低合金高强钢Q&P处理后组织和性能的影响

对冷轧态、淬火态、球化态三种低合金高强钢进行了奥氏体化阶段不同加热速率(5,300℃·s~(-1))下的淬火-配分(QP)热处理,研究了加热速率对其最终显微组织和拉伸性能的影响。结果表明:在奥氏体化阶段快速(300℃·s~(-1))加热对冷轧态钢具有明显的晶粒细化以及加速奥氏体形成的作用,而对淬火态和球化态钢的奥氏体形成过程基本没有影响;经快速加热QP处理后,冷轧态钢的抗拉强度比慢速(5℃·s~(-1))加热后的提高90 MPa,伸长率仅降低0.9%,而加热速率对球化态及淬火态钢QP处理后的拉伸性能影响较小;经慢速加热QP处理后,冷轧态和球化态钢中硬质相沿再结晶铁素体晶界呈条带状分布,变形时易产生孔洞。     

低合金高强钢焊接在提升设备中的应用

目前国内游车大钩主承载复杂构件一般采用铸钢件,生产过程中容易出现产品铸造缺陷,并且使用过程中容易出现延迟疲劳裂纹。常用铸钢材料的低温冲击韧性普遍较低,不能够满足低温条件下使用。针对此种情况,文中研究使用低合金高强度钢进行焊接来替代主承载铸钢件,设计了焊接式钩体和钩筒,并进行有限元计算分析,然后重点对焊接性能试验进行了研究。对焊接接头裂纹预防进行了研究。     

Q690D低合金高强钢焊接性能研究

通过对Q690D低合金高强钢母材性能及相匹配的焊材试验研究,制定有效合理的焊接工艺方案,为高强钢焊接生产提供技术支持。     

B340LA低合金高强钢动态力学性能研究

采用液压伺服高速拉伸试验方法对低合金高强钢材料的动态力学性能进行了研究,试验应变率范围为0.003～530/s。研究了B340LA低合金高强钢的动态力学特性,得到了不同应变率下的应力-应变曲线,并对不同应变率下的材料延伸率、流变应力、抗拉强度以及显微组织变化进行了分析。试验测试结果表明,随着材料动态测试应变率的升高,B340LA材料的流变应力、屈服强度和抗拉强度均随着升高,且B340LA高强钢材料在中应变率范围内的延伸率和成型性最好。分析了B340LA钢的高速拉伸断裂后的显微组织,结果表明,低合金高强钢的微观变形机制主要为晶体间滑移和晶粒沿着拉伸方向变形,晶粒拉伸发生变形形成扁平晶,并沿着高速拉伸方向产生流动。     

低合金高强钢SA517Gr.F的焊接

压力容器为特殊行业,对焊缝性能提出了更高的要求,而SA517Gr.F的焊接性能相对较差,且焊后热处理温度对焊缝的冲击韧性影响大。通过多次焊接试验,确定了比较合适的焊接工艺及焊后热处理工艺,保证了焊缝的性能。     

高强高韧低合金马氏体钢的静态软化行为

以新开发的高强高韧20SiMn3NiA低合金马氏体钢为研究对象,用热模拟试验机对其在900~1 000℃进行了双道次压缩,应变速率为1.0s~(-1),道次间隔时间为1~100s,研究了其静态软化行为。结果表明:当变形温度为900℃时,随着道次间隔时间的延长,试验钢在第二道次变形时的真应力-真应变曲线由动态再结晶型(软化趋势大于硬化趋势)变为静态再结晶型(硬化趋势大于软化趋势),静态再结晶率由道次间隔时间为1s时的6.48%增至稳定值85%;当变形温度为1 000℃时,其第二道次变形时的真应力-真应变曲线均为静态再结晶型,静态再结晶率由道次间隔时间为1s时的84.48%增至100s时的96%;试验钢的静态再结晶激活能为448kJ·mol~(-1)。     

工程机械用低合金高强钢焊接性分析及建议

简单介绍了一些关于钢材焊接性评价的一些准则,并对低合金高强钢的焊接性做了大致分析。针对低合金高强钢焊接中易出现的问题,提出了一些建议措施。在低合金高强钢的焊接中,选择合理的焊接材料,预热温度,焊接热输入等对焊接质量的控制尤为重要。     

低合金高强钢WELDOX700与WELDOX900的焊接工艺

本文介绍了大型风机叶轮的焊接工艺，分析了低合金高强钢WELDOX700与WELDOX900焊接的工艺特点。针对WELDOX700与WELDOX900的焊接接头进行焊接工艺评定试验，制定了合理的焊接工艺规程，并将焊接工艺参数应用于产品的组焊中，满足了产品设计要求。     

新型WH590低合金高强钢的焊接试验及应用

WH590(17MnNiVNbR)钢是武钢新近开发的590MPa级正火高强钢。合金元素Ni加入钢中,固溶于铁素体,使基体的低温韧性得到显著的改善;微量的合金元素V、Nb形成的氮化物(VN)和碳化物(NbC)得到细化晶粒与沉淀析出两种强化作用,从而使其具有高强度与高韧性。 我厂在钢制液化气体汽车槽车罐体的生产中应用了该钢种,经对其进行焊接性试验和焊接工艺评定,获得了满意的效果,从而有效地应用于焊接生产。     

A517 Gr.Q低合金高强钢焊接性研究

按照规范要求,采用熔化极气体保护焊进行约15k J/cm和50k J/cm两种热输入试板的焊接,通过检验焊接接头强度、热影响区低温韧性和热影响区硬度,对试制的177.8mm厚A517 Gr.Q低合金高强钢的焊接性进行了研究。     

超声波冲击对低合金高强钢焊后基材疲劳强度的影响

随为了研究超声波冲击技术对低合金高强钢焊接后基材疲劳强度的影响,自制14 mm厚Q355C板材作为焊接试件板材,焊接接头采用T型接头,取10件试板进行超声波冲击后进行疲劳试验测试,再取件未采用超声波冲击的试板直接进行疲劳测试作为对照。结果显示,焊态和冲击态的焊接试板失效形式均为焊趾处开裂;采用超声波冲击的试板疲劳寿命为85～110万次,比对照试板疲劳寿命50～70万次的循环次数提高了约60%;超声冲击处理态比原始焊态提高一个疲劳强度等级,由FAT80提高到FAT90。说明原始焊态和超声波冲击态T型接头的疲劳失效形式为焊趾处开裂,焊趾处的疲劳强度应低于母材的疲劳强度,焊缝焊趾为焊接结构的薄弱环节;经超声波冲击处理的Q355钢T型接头的疲劳强度在原始焊态的基础上有一定提升。超声冲击技术是一种高效的消除部件近表面缺陷、引进有益压应力的方法,其提高疲劳强度的原理结合了机械修磨和锤击的方式,设备轻巧方便,噪声和粉尘污染极小,基本无场地要求,且超声波冲击提高疲劳强度的程度相较于其他技术效果更加明显,是较理想的提高焊缝疲劳强度的方式。     

硼对低合金高强钢大热输入焊缝韧性的影响

对不同硼(B)的质量分数的低合金高强钢大热输入焊缝进行组织性能研究,分析、讨论B对低合金高强度(High strength low alloy, HSLA)钢焊缝韧性的影响规律。研究表明,低合金高强钢焊缝中适量增加B元素质量分数可提高组织中针状铁素体质量分数,有效细化焊缝组织,而当B元素过量时则使焊缝组织中的针状铁素体质量分数下降,组织粗化。同时,适量B元素还可抑制晶界先共析铁素体的产生;随着焊缝中B质量分数的增大,贝氏体转变得到促进,M-A组元总量提高,从不含B时的2.4%提高到B质量分数为0.008 8%时的5.7%,且其尺寸也相应增大,由平均尺寸2.14 μm增加至2.83 μm。由于B质量分数增加先促进针状铁素体后促进贝氏体形成,因此其对焊缝韧性的影响呈现抛物线变化规律,即低温冲击吸收能量随着B质量分数的增加先上升后下降。在焊缝Ti质量分数约为0.03%的条件下,B质量分数为0.005 2%时,焊缝获得了最佳的低温冲击韧度。     

Ti对低合金高强钢大热输入焊缝夹杂物的影响

对不同Ti质量分数的低合金高强钢气电立焊焊缝夹杂物进行对比分析,并研究焊缝夹杂物数量、分布、类型对焊缝组织的影响。结果表明,当Ti质量分数由0增加至0.028%~0.038%范围内时,夹杂物得到有效细化,尺寸小于2μm的夹杂物比例大幅度提高,促进了针状铁素的形核。当Ti过量时,小于2μm的夹杂物比例迅速降低,贝氏体转变成为主导。夹杂物中心以氧化物为主,外层包裹物为MnS。随着Ti质量分数的增加,夹杂物中Mn、Si等元素减少,Al、Ti、O质量分数增加,夹杂物中心的氧化物以MnO、SiO2、Al2O3、MgO的次序逐渐转移至边缘,最终被TixOy取代。此过程中,夹杂物由Mn-Si-O转变为Ti-Mn-Al-O,最后转变为Ti-Al-O,并且对于针状铁素体形核而言,完成了无效夹杂物-有效夹杂物-无效夹杂物的转变。