SA-213T23管子焊接工藝研究畢業(yè)設計論文

1、 畢業(yè)設計（論文）畢業(yè)設計（論文） 題 目 SA-213T23 管子焊接工藝研究 學 院 專業(yè)班級 學生姓名 學號 指導教師 職稱 高級工程師 評閱教師 職稱 2012 年月日注 意 事 項 1.設計（論文）的內(nèi)容包括： 1）封面（按教務處制定的標準封面格式制作）2）原創(chuàng)性聲明3）中文摘要（300 字左右） 、關鍵詞4）外文摘要、關鍵詞 5）目次頁（附件不統(tǒng)一編入）6）論文主體部分：引言（或緒論） 、正文、結論7）參考文獻8）致謝9）附錄（對論文支持必要時）2.論文字數(shù)要求：理工類設計（論文）正文字數(shù)不少于 1 萬字（不包括圖紙、程序清單等） ，文科類論文正文字數(shù)不少于 1.2 萬字。3.附件

2、包括：任務書、開題報告、外文譯文、譯文原文（復印件）。4.文字、圖表要求：1）文字通順，語言流暢，書寫字跡工整，打印字體及大小符合要求，無錯別字，不準請他人代寫2）工程設計類題目的圖紙，要求部分用尺規(guī)繪制，部分用計算機繪制，所有圖紙應符合國家技術標準規(guī)范。圖表整潔，布局合理，文字注釋必須使用工程字書寫，不準用徒手畫3）畢業(yè)論文須用 A4 單面打印，論文 50 頁以上的雙面打印4）圖表應繪制于無格子的頁面上5）軟件工程類課題應有程序清單，并提供電子文檔5.裝訂順序1）設計（論文）2）附件：按照任務書、開題報告、外文譯文、譯文原文（復印件）次序裝訂3）其它學生畢業(yè)設計（論文）原創(chuàng)性聲明學生畢業(yè)設計

3、（論文）原創(chuàng)性聲明本人以信譽聲明：所呈交的畢業(yè)設計（論文）是在導師的指導下進行的設計（研究）工作及取得的成果，設計（論文）中引用他（她）人的文獻、數(shù)據(jù)、圖件、資料均已明確標注出，論文中的結論和結果為本人獨立完成，不包含他人成果及為獲得重慶科技學院或其它教育機構的學位或證書而使用其材料。與我一同工作的同志對本設計（研究）所做的任何貢獻均已在論文中作了明確的說明并表示了謝意。畢業(yè)設計（論文）作者（簽字）： 2012 年月日： 重慶科技學院專科生畢業(yè)設計 摘要I摘 要隨著大型火電機組的發(fā)展，對與其配套的高壓鍋爐的主要管材提出了更高的技術要求。T23鋼是貝氏體耐熱鋼，該鋼具有良好的力學性能及持久塑性，

4、適于制造工作溫度在600以下的高溫過熱器、再熱器部件及鍋爐集箱、蒸汽導管等。通過對T23鋼的成分、組織、性能及其焊接性的了解。對國產(chǎn)T23鋼550 、600 和650 的持久試樣在Nikon EPIPHOT 300金相顯微鏡，S-570掃描電子顯微鏡(SEM)和JEM-200CX 透射電子顯微鏡(TEM)下觀察其在高溫時效后的顯微組織，研究了T23鋼高溫蠕變過程中的組織演變及其對性能的影響。通過對T23鋼的初步認識逐步確定了T23管子焊接工藝參數(shù)，并根據(jù)編制的焊接工藝進行焊接工藝評定實驗。T23鋼由于其優(yōu)良的工藝性能、較高的持久強度，將有廣闊的應用前景，值得我國認真研究積極推廣應用。關鍵詞：T

5、23鋼 耐熱鋼 焊接性 顯微組織 持久強度 重慶科技學院?？粕厴I(yè)設計 目錄1目錄目錄摘要1 前言11.1 SA-213T23 鋼管在鍋爐的研究背景11.2 SA-213T23 概述11.3 SA-213T23 鋼管在鍋爐的應用21.4 SA-213T23 鋼管在鍋爐的應用前景32 SA-213T23 鋼管的綜合性能42.1 SA-213T23 鋼管的成分42.2 合金元素對 SA-213T23 組織及性能的影響52.2.1 Cr、Mo 元素的作用52.2.2 V、Nb 元素的作用52.2.3 C 元素的作用62.2.4 Si 的作用62.2.5 微量 Nb 和 B 的綜合作用62.2.6 其

6、它元素的控制6 2.3 熱處理工藝對 T23 鋼組織與性能的影響62.3.1 正火工藝的影響72.3.2 回火工藝的影響72.4 SA-213T23 鋼管的組織和性能72.4.1 試驗材料及方法72.4.2 試驗結果及分析83 SA-213T23 的焊接性及接頭性能分析133.1 SA-213T23 鋼的焊接性分析133.2 SA-213T23 的焊接接頭性能分析133.2.1 焊接裂紋敏感性133.2.2 焊縫韌性133.2.3 時效傾向13 3.2.4 焊縫的 相133.2.5 焊縫的淬硬性14重慶科技學院?？粕厴I(yè)設計 目錄23.2.6 焊縫的未熔合143.2.7 根層焊縫金屬氧化144

7、 SA-213T23604鋼管焊接工藝154.1 焊接方法和焊接設備154.2 焊接材料及規(guī)格154.3 焊接工藝參數(shù)154.4 焊前準備及坡口型式154.5 焊接程序及操作技術要求164.6 焊接操作中的幾個要點164.7 焊后熱處理工藝規(guī)范165 SA-213T23 鋼的焊接工藝評定175.1 焊接工藝試驗175.2 試驗結果175.3 結論20參考文獻21致謝22重慶科技學院?？粕厴I(yè)設計 1前言11 前言1.1 SA-213T23 鋼管在鍋爐的研究背景隨著電力工業(yè)的發(fā)展和全球對環(huán)境問題的日益關注,節(jié)約一次能源、加強環(huán)境保護、減少有害廢氣排放、降低地球溫室效應已引起國內(nèi)外的高度重視。采用

8、超臨界、超超臨界機組是提高火電機組的熱效率、節(jié)約能源、防止環(huán)境污染的有效途徑之一。隨著蒸汽溫度和壓力的提高,電廠效率不斷提高,供電煤耗也進一步降低,而提高蒸汽參數(shù)的主要技術難題是金屬材料耐高溫、高壓及焊接問題。開發(fā)抗高溫性能更好的耐熱鋼是發(fā)展高效超臨界、超超臨界火電機組(USC)的關鍵技術之一。在普通的超臨界機組，水冷壁出口的汽水溫度約為 420，正常情況下它的金屬溫度可能達到 450。通常選用 T1、T11 和 T12 等均可以滿足使用要求?？墒浅R界(USC)鍋爐水冷壁的運行壓力和溫度都有明顯的提高。例如在 31MPa620蒸汽參數(shù)的USC 鍋爐水冷壁出口端的汽水溫度達 475。在投入運

9、行的初期，中墻部位的管壁溫度達到 497。長期運行后，由于管壁形成垢層，管壁溫度可升至 513。而熱負荷最高區(qū)域的管子壁溫和接近出口部分的管壁溫度可達 520，瞬間最高溫度甚至可達 540。因此，以往在亞臨界和普通的超臨界機組中采用的鋼材已不能滿足要求，需要采用合金含量更高，熱強性更好的鋼材。除此以外，這些 USC 鍋爐的水冷壁大多是膜式壁，由于鍋爐容量增大，為了提高效率，希望增大受熱面積，為此需要減小管徑，這樣就使水冷壁變成為更大更薄的結構。如果仍采用傳統(tǒng)的鐵素體珠光體耐熱鋼，如 ASTM A213-T12(13CrMo44)和 ASTM A213-T22(10CrMo910)來制作，焊后就

10、需要進行焊后熱處理。對這樣大而薄的平面形構件實施熱處理不僅難度很大，而且構件在受熱后極易產(chǎn)生扭曲變形，且這種扭曲變形是極難矯正的。因此，從工藝要求出發(fā)。需要采用焊接以后可以不進行熱處理的鋼材來制作?？梢姡糜谥谱?USC 鍋爐水冷壁的材料不僅應該在 550570下具有足夠的蠕變斷裂強度，而且要求焊前不用預熱、焊后不必熱處理的焊接性良好的鋼材。在這種趨勢下，第一步是改型的 9%CrT91/P91 鋼（見瓦盧瑞克曼內(nèi)斯曼鋼管公司的T91/P91 手冊） 。這種鋼已被全球使用了 10 多年，并獲得了非常成功的應用。市場要求進一步提高高溫服役用鋼的蠕變強度/許用應力，以便能夠提高電廠效率，并滿足環(huán)境法

11、規(guī)。尤其是對現(xiàn)代鍋爐的水冷壁， “舊”鋼種根本不能滿足上述要求。因此必須開發(fā)具有高蠕變強度/許用應力并具有良好焊接性的新鋼種。1.2 SA-213T23 概述SA-213T23（HCM2S）是日本住友金屬株式會社在我國 G102（12Cr2MoWVTiB）基礎重慶科技學院?？粕厴I(yè)設計 1前言2上，將碳含量從 0.08-0.15%降至 0.04-0.10%以改進材料的焊接性能，Mo 含量從 0.50-0.65%降至 0.05-0.30%，W 量從 0.30-0.55%升至 1.45-1.75%，并形成以 W 為主的 W-Mo 的復合固溶強化，加入微量 Nb 和 N 形成碳氮化物彌散沉淀強化，而

12、研制成功的低碳低合金貝氏體-型耐熱鋼。SA-213T23 鋼管綜合性能良好，其最高使用溫度為600，可用于制造大型亞臨界電站鍋爐金屬壁溫不超過 600的過熱器和再熱器；或用作超超臨界鍋爐的水冷壁材料。目前 SA-213T23 鋼已經(jīng)在我國鍋爐制造中得以應用，并且具有相當好的應用前景。隨著電站鍋爐向高參數(shù)、大容量、低成本、高效率方向的發(fā)展,對鍋爐受熱面材料也提出了更高的要求。從上世紀 60 年代初開始應用的 T/ P22 ,到近二十年來廣泛使用的 T/ P91 等具有更好高溫性能和許用應力的耐熱合金鋼,被大量應用到大型電站鍋爐的高溫受熱面。在(200300) MW 機組鍋爐過熱器及再熱器選材方面

13、, 多年來常用的模式為 12Cr1MoV、T22 、G102 、T91 、TP304 或 TP347 逐級過渡, 而G102(12Cr2MoWVTiB) 由于在鍋爐事故中爆管較多,且抗高溫氧化性能差而逐漸退出應用。這樣,受熱面管材的選擇基本上由 T22 或 12Cr1MoV 直接過渡到 T91 或 TP304 ,由此造成了一些較低溫度段的 G102 均由 T91 替代,導致鍋爐制造成本大幅增加。T23 作為一種介于 T22 與 T91 之間的新材料,于上世紀 90 年代后期開始在歐洲及日本多臺亞臨界、超臨界甚至超超臨界火電機組上得到應用。作為一種 2.25Cr-1.6W-Mo 材料, T23

14、鋼相當于 G102 ,它是吸取了 G102 的 Mo 、W 復合固溶強化和微量元素析出的優(yōu)點,在T22 的基礎上改型發(fā)展起來的。由于該材料在(550600) 具有良好的蠕變性能和許用應力,因此它將是(200300) MW 以上鍋爐介于 12Cr1MoV 與 T91 或不銹鋼之間的一種很好的過渡材料。1.3 SA-213T23 鋼管在鍋爐的應用SA-213T23 具有良好的焊接性、優(yōu)良的韌性、充分高的蠕變強度和不需要焊后熱處理等特點。如果膜式水冷壁壓力和溫度不能同時提高，那么提高新型鍋爐蒸汽參數(shù)的可能性會受限制。傳統(tǒng)的鐵素體-貝氏體鋼如 ASTM A213T12（13CrMo4-4）和 ASTM

15、 A213T22（10CrMo9-10）沒有足夠的蠕變斷裂強度，用在超臨界鍋爐的膜式水冷壁，這些鋼（剛好在膜式水冷壁焊接后）熱影響區(qū)的最大硬度必須通過焊后熱處理才能減小到 30HV 以下。實際上，在生產(chǎn)流程中，因為水冷壁的尺寸以及易產(chǎn)生很難矯正的扭曲變形，在爐中進行焊后熱處理是很困難的。鍋爐的水冷壁大多是膜式壁，由于鍋爐容量增大，為了提高效率，希望增大受熱面積，為此需要減小管徑，這樣就使水冷壁變成為更大更薄的結構。如果仍采用傳統(tǒng)的鐵素體貝氏體耐熱鋼來制作，焊后就需要進行焊后熱處理。對這樣大而薄的平面形構件實施熱處理不僅難度很大，而且構件在受熱后極易產(chǎn)生扭曲變形，且這種扭曲變形是極難矯正的。因此

16、，從工藝要求出發(fā)，SA-213T23 鋼用于鍋爐水冷壁管有其明顯的優(yōu)勢。另外因 SA-213T23 有較好的高溫性能，所以也見用于鍋爐末級過熱器管的制造，如鎮(zhèn)江發(fā)電有限公司5、#6 機組末級過熱器重慶科技學院?？粕厴I(yè)設計 1前言3冷段就設計使用 SA-213T23 材料。 1.4 SA-213T23 鋼管在鍋爐的應用前景隨著電力發(fā)展的需要，電站鍋爐參數(shù)的要求不斷提高，進而要求鍋爐受熱面管材和集箱管道材料具有更好的高溫強度、組織穩(wěn)定性、抗煙氣腐蝕性、抗蒸氣氧化性、焊接性和加工成形性。為此各國投入大量人力、物力、財力研究耐熱合金鋼管，特別低合金耐熱鋼管。日本在 225Cr-1Mo 鋼和不銹耐熱鋼

17、之間開發(fā)了 SA-213T23、9Cr-2Mo、NF616、HCM12、HCM12A 鋼等，美國開發(fā)了改良型 9Cr-lMo 鋼，即 SA213-T91(以下稱 T91)。在 9Cr 鋼以上，T91 材料開發(fā)最成功，20 多年來已廣泛地用于鍋爐受熱面高溫段，在 600左右取代 SA213-TP304H(以下稱 TP304H)不銹鋼，填補了 2.25Cr-1Mo鋼和不銹耐熱鋼之間的空白，是一種很好的過渡材料，目前其母材和焊材已相當成熟，NF616、HCM12A 鋼是為替代 T91 用于更高溫度條件而開發(fā)的鋼種，目前也已納入 ASME規(guī)范的 0ODE CASE 中，分別為 ASME code ca

18、se 2179，ASME code case 2180 擬定牌號為 SA-213T911 和 SA213-T122，不久的將來必將納入 ASME 規(guī)范中。但是 2.25Cr-1Mo 鋼和 T91 鋼之間的強度差別太大，在 560以上，后者高溫持久強度是前者 2 倍多，在此溫度區(qū)間用，T91 取代 SA-213T22 (以下稱 T22)，由于兩者價格相差較大，勢必帶來很大的浪費。日本住友公司根據(jù)微量合金化理論，在 2.25Cr-1Mo 基礎上開發(fā)了 SA-213T23，以彌補 T22 強度的不足，現(xiàn)在這種材料已經(jīng)納入 ASME 的 code case 2199-1，擬定牌號為 SA-213T23

19、，日本牌號為 STB 1。我國在 20 世紀 70 年代開發(fā)了與 SA-213T23 相近材料 12Cr2MoWVTiB(代號為鋼 102)，該材料是根據(jù)微合金理論研究出來的一種耐熱鋼，試驗數(shù)據(jù)穩(wěn)定可靠。在我國鍋爐高溫受熱面材料中，鋼 102 的強度和使用溫度處在 12CrlMoV 和不銹鋼之間，是一種良好的過渡材料，該鋼材在我國已使用近20 年。在鍋爐的高溫集箱和主蒸氣管道用材方面，我國一直使用 12CrlMoV 材料，其使用溫度為 550以下，該材料用于蒸氣溫度為 538的亞臨界鍋爐時，已接近其最高使用溫度，且壁厚已達 110mm。那么在更高溫度和壓力下，12CrlMoV 已不能滿足要求，

20、我們將采用何種材料?雖然隨著我國鍋爐制造水平的提高，我們掌握了 SA335-P91 材料(以下稱 P91)的制造技術，其使用溫度 600左右，但該材料制造難度很大。在550600溫度范圍內(nèi)，12CrlMoV 和 P9l 之間，我們需要一種過渡材料，這就為 SA-213T23 材料留出了一個很好的使用空間。該分析旨在比較分析 12CrlMoV、SA-213T22、SA-213T23、鋼 102 和 T9lP9l 材料的各項性能指標及其工藝性、焊接性，介紹 SA-213T23 材料性能的同時，進一步分析 SA-213T23 材料在我國鍋爐產(chǎn)品上使用的可能性和運用前景，為設計壁溫為 580600之間

21、的鍋爐部件提供選材依據(jù)。重慶科技學院專科生畢業(yè)設計 2 SA-213T23 鋼管的綜合性能42SA-213T23鋼管的綜合性能2.1 SA-213T23 鋼管的成分和性能SA-213T23 鋼是日本住友公司新開發(fā)的鋼種。該鋼是在 ASME SA-213T22 鋼的基礎上，吸收我國鋼 102 的優(yōu)點研制而成。SA-213T23 鋼的設計思路是采用較低的碳含量，提高焊接性能，加入少量 B( 0.006 )使鋼全部為貝氏體組織獲得較好的韌性，減少Mo 含量而加入 W 進行復合強化，同時通過 V、Nb、B 進行沉淀析出強化。T23 鋼是1999 年 5 月正式納入 ASME code case 219

22、9-1。ASME code case 2199-1 規(guī)定 SA-213T23 鋼的化學成分(表 2.1)、力學性能(表 2.2)許用應力(表 2.3) 及 T23 主要物理性能（表 2.4） 。規(guī)定鋼應在高于 1040正火并不低于 73O 回火狀態(tài)下使用。SA-213T23 鋼可制成各種鋼材其相應的 ASME 標準 Tube 為 SA-213，Pipe 為 SA-335，Plate(板)為 SA-387。Forgings(鍛件)為 SA-182。表 2.1 SA-213T23 鋼的化學成分元素 CSiMnPSCrAl含量0.04-0.100.050.10-0.600.030.011.90-2.

23、600.03元素MoVWNbBNTi/Ni含量0.05-0.300.20-0.301.45-1.750.02-0.08 0.0005-0.0060.03n.s.注:表中 n.s.表明無規(guī)定表 2.2 力學性能抗拉強度(MPa)0.2%屈服強度(MPa)延伸率(%)硬度510min400min20minHB220表 2.3 許用應力材質種類項目500525550575600625許用應力1251108971533410 萬小時持久強度1871641331067951SA213T23鋼管10 萬小時持久強度156138111896643許用應力1181018468523110 萬小時持久強度176

24、1511251017846SA335P23管道10 萬小時持久強度148126105856539表 2.4 T23 的主要物理性能 溫度參數(shù)50100200300400500600650重慶科技學院專科生畢業(yè)設計 2 SA-213T23 鋼管的綜合性能5表 2.4（續(xù)）彈性模量 GPa206203196189181171160154熱傳導率 W/(mk)34.835.836.836.635.834.633.132.2線膨脹系數(shù) 1/(106)11.311.612.212.613.113.513.914.0密度 g/cm37.89由以上表中可以看到，T23 鋼與我國在 20 世紀 60 年代開發(fā)

25、的鋼 102 (12Cr2MoWVTiB)有近似的合金系統(tǒng)和含量，它是在 T22 鋼的基礎上加入了鎢，減少了鉬，把碳含量降低到了 0.040.10。此外，再添加少量的釩、鈮、氮和硼等微合金化元素。除了這些變動以外，T23 鋼的硫、磷等雜質含量都被明顯地限制和降低了。這樣成分的鋼再經(jīng)過相應的成材加工和熱處理后，就可獲得綜合性能良好、能夠滿足制作 USC 鍋爐水冷壁要求的鋼材。它們在 600時的蠕變斷裂強度達到 T22 鋼的 1.8 倍。因為降低了含碳量和雜質含量，使其焊接性大大提高，允許焊前不預熱，焊態(tài)下熱影響區(qū)的最高硬度也在 350HV 以下。由于這些優(yōu)點，T23 鋼都是在正火+回火的調(diào)質狀態(tài)

26、下供貨。T23 鋼的正火溫度為10501080。實踐證明，當鋼材的厚度超過 10mm 時，需要加大正火冷卻速度(水冷卻)，以保證最佳的力學性能。T23 鋼正火后的回火溫度為 760790。2.2 合金元素對 SA-213T23 組織及性能的影響2.2.1 Cr、Mo 元素的作用Cr 元素的作用有兩方面，一方面提高了鋼的抗氧化性和耐腐蝕性；另一方面固溶于基體中起固溶強化的作用，并且在回火和時效的過程中形成 M23C6相起到了析出強化的作用。Mo 元素能優(yōu)先溶于固溶體中，是鐵素體基體最重要的固溶強化元素，還可顯著提高鋼的再結晶溫度。2.2.2 V、Nb 元素的作用V 固溶于鐵素體中，以細小、彌散

27、V4C3析出，阻止了鐵素體晶粒在加熱過程中的長大。當 V/C 約為 4 時，持久強度最高，其原因也是 V4C3大量沉淀于晶內(nèi)，顯著地提高了晶內(nèi)強度，使晶內(nèi)強度遠大于晶界強度，但易形成晶界裂紋。少量 V 和 Mo 還能加速 Laves 相沉淀。Nb 的作用同 V 類似，易形成細小、彌散、穩(wěn)定的 Nb（C，N） ，使位錯運動受阻，改善蠕變性能，但當 Nb（C，N）聚集時，蠕變抗力下降十分快。當同時加入 Nb 和 V 時 Nb 的作用比 V 大。Nb（C，N）十分穩(wěn)定，淬火時的殘留第二相一般是Nb（C，N） 。最新研究表明耐熱鋼中，由于少量的 Nb、V、N 的加入，在晶界及晶內(nèi)生成了大量形狀復雜的

28、Nb、V（C，N） ，它們在高溫塑性變形過程中比簡單的球形析出物更能有效地阻礙位錯的運動，因為即使位錯已攀移繞過球形析出物，也能被翼狀析出物截獲，同時翼狀析出物也增大了捕獲位錯的幾率，大大提高了持久強度。另外，鋼中加入少量強碳物形成元素 V、Nb 可阻止 Cr、Mo 等碳化物的形成，使其盡量溶于固溶重慶科技學院?？粕厴I(yè)設計 2 SA-213T23 鋼管的綜合性能6體中，也增加了固溶強化作用。2.2.3 C 元素的作用 從鋼的熱強性來考慮，碳含量不應太低，但碳含量高的鋼在高溫長期應力的作用下，加速了合金元素的擴散速度，使得合金元素在固溶體中貧化，并且使碳化物顯著長大，從而降低了鋼的熱強性。T2

29、3 鋼的碳含量控制在 0.10%以下（0.040.10%） ，目的是必要的碳含量主要起固溶強化作用，同時，一部分碳原子將與釩、鈮、鈦作用析出碳化物，在高溫變形階段抑制再結晶，在較低溫區(qū)起析出強化作用。當鋼中碳含量降到 0.05%以下時，鋼在經(jīng)過高溫奧氏體化以及熱變形后的冷卻過程中，不再發(fā)生奧氏體向鐵索體與滲碳體的兩相分解，過冷奧氏體將直接轉變成鐵素體，并留下少量富碳的殘留奧氏體。 鋼的碳含量很低，滲碳體生成很少，因此鋼中得到的貝氏體一般無法區(qū)分上、下貝氏體。由于這時針狀（或板條狀）鐵素體內(nèi)及板條間均沒有連續(xù)的滲碳體，因此，這種形態(tài)貝氏體韌性極佳。 鋼的碳含量很低，可焊性極佳，一般不用預熱處理和

30、焊后熱處理。2.2.4 Si 的作用 不同厚度的鋼板在熱軋過程中，采用不同含量的硅時，在終軋時的奧氏體晶粒細，晶粒變形程度很高，經(jīng)加速冷卻后，可以得到細的貝氏體組織（常是粒狀貝氏體與部分板條狀貝氏體的混合物） ，可以保證鋼種必要的強度。 鋼中硅與硼聯(lián)合起作用，會進一步抑制貝氏體轉變前的鐵素體生成，同時，加入硅后可使鈮碳化物高溫應變誘導析出加速，再結晶停止溫度升高，有利于進一步細化相轉變產(chǎn)物。2.2.5 微量 Nb 和 B 的綜合作用微量鈮與碳、氮、硼在貝氏體內(nèi)形成 Nb（C、N、B）類析出物，進一步強化貝氏體。在熱變形后，這類化合物在奧氏體中會通過應變誘導在位錯線上析出，由于尺寸效應，都趨向于

31、偏聚到晶界區(qū)，從而明顯地阻礙變形后再結晶晶界的運動。冷卻過程中，鈮和硼原子在晶界的偏聚會極大地阻礙新相在晶界處形核，從而使先共析鐵素體生成區(qū)明顯右移，保證了這類鋼能在很寬的冷速范圍內(nèi)得到均勻的貝氏體組織。2.2.6 其它元素的控制鋼中的硫、磷分別控制在 0.005%和 0.010%左右，以改善材料的塑性與韌性。鋼加入少量的鈦（約 0.02%）它既脫氮保護硼，又通過微細 TiN 析出控制奧氏體晶粒的快速長大。鋼中的錳起固溶強化作用，并阻礙先共析鐵素體的析出。2.3 熱處理工藝對 T23 鋼組織與性能的影響T23 鋼的熱處理工藝通常分為奧氏體化后空冷(正火)和高溫回火兩個部分。T23 鋼的空冷貝氏

32、體淬透性很好，并且抗回火性也很好，因此可以獲得回火粒狀貝氏體組織。T23 鋼熱處理考慮八個參量：正火加熱速率、正火加熱溫度、正火加熱時間，正火冷卻重慶科技學院?？粕厴I(yè)設計 2 SA-213T23 鋼管的綜合性能7速率、正火冷卻溫度、回火加熱溫度、回火加熱時間、回火冷卻速率。對該鋼來說，由于有較好的導熱性和優(yōu)良的塑性，正火冷卻的速率則應保證得到的是貝氏體而不有珠光體及馬氏體等分解產(chǎn)物。因此，適宜的正火冷速控制是必須的。其中四個熱處理的參量正火加熱溫度、正火加熱時間、回火加熱溫度、回火加熱時間則采用單因素比較試驗法和正交試驗法取不同的水平進行優(yōu)選，二者互為佐證。2.3.1 正火工藝的影響奧氏體化

33、溫度對熱強鋼性能有顯著的影響，隨著奧氏體化溫度提高，耐熱鋼的熱強性增加。日本的藤田利夫等人曾研究過淬火溫度對剛持久強度的影響，表明高的淬火溫度通常具有高的持久強度。同時，他們認為第二相粒子的大小、數(shù)量、形狀和分布及晶粒大小是導致不同溫度淬火后持久性能不同的主要原因。材料的性能與材料內(nèi)部的組織結構有著密切的關系。提高奧氏體化溫度可以引起 a 固溶體合金化程度增加、晶粒尺寸增大、回火或使用過程中碳化物在基體上析出數(shù)量的增加及組織改變等，這些因素的改變對耐熱鋼的熱強性有一定的影響。一般地說，奧氏體化溫度高，晶粒尺寸就大，同時影響固溶強化和析出硬化的合金元素的固溶量。因此，對于利用固溶強化和析出硬化的

34、耐熱鋼來講，既受晶粒大小的影響，也受合金元素固溶量的影響，一般認為后者的影響大，晶粒尺寸的影響小。Cr-W-Mo 鋼 600持久強度隨奧氏體晶粒尺寸增大而增加，但當奧氏體晶粒度超過 6 級后，則持久強度開始下降或達到飽和值。因此，奧氏體晶粒度不僅對室溫強度，而且對高溫持久強度也有一個最佳范圍。低合金耐熱鋼隨著晶粒尺寸增大到某一范圍時，鋼的熱強性提高，而持久塑性和沖擊韌性降低，鋼的缺口敏感性增加。奧氏體化溫度對鋼性能的影響，其實質是通過隨后的正火工藝來影響鋼的組織與結構。當奧氏體化溫度偏低時，存在許多沿原奧氏體晶界分布的較粗大未溶碳化物，因這些未溶碳化物與基體金屬的熱膨脹系數(shù)不同，所以在急冷時，

35、在這些粒子的周圍產(chǎn)生位錯，而析出物在這種原因引起的位錯上優(yōu)先析出。在回火過程中，隨回火時間的延長及溫度的提高，已析出的碳化物將聚集長大。所以，奧氏體化溫度低時，持久強度低。在選擇熱處理規(guī)范時，從晶粒度角度應考慮其良好的綜合性能，一般講熱力設備的高溫零部件，通過熱處理獲得36 級晶粒度是比較適宜的。2.3.2 回火工藝的影響回火的目的是為了消除內(nèi)應力提高韌性，同時，使在回火過程中合金元素在 a 固溶體中和析出的細小碳化物之間合理分配，合金元素的作用能夠得到更好的發(fā)揮。T23鋼的回火溫度一般為 760790。2.4 SA-213T23 鋼管的組織和性能2.4.1 試驗材料及方法試驗所用 T23 鋼

36、管試樣由東方鍋爐提供，其化學成分(質量分數(shù)，%)為：C0.08%、Cr2.33%、W1.52%、Mo0.17%、V0.24%、Nb0.04%、B 0.004%、N 重慶科技學院專科生畢業(yè)設計 2 SA-213T23 鋼管的綜合性能80.012%、Mn0.48%、Si 0.25%、Al0.011%、S 0.008%、P 0.009%。熱處理工藝采用正火+回火，持久試驗分別在 550 、600 和 650進行。選取在 550 經(jīng) 70 h、1176 h、5115 h、10150 h 和 13255 h 蠕變斷裂的試樣。在 600 經(jīng) 730h、1929h 和 6533.5 h 蠕變斷裂的試樣以及在

37、 650經(jīng) 279h、1781h、5109 h 蠕變斷裂的試樣，分別測試其硬度和觀察它們的顯微組織。在 HD9-45 光學洛氏維氏硬度計上測定其硬度，在 Nikon EPIPHOT 300 金相顯微鏡，S-570 掃描電子顯微鏡(SEM)和 JEM-200CX 透射電子顯微鏡(TEM)下觀察其組織。2.4.2 試驗結果及分析1) 力學性能圖 2.1(a)為國產(chǎn) T23 鋼在不同溫度的持久強度曲線。可見，溫度為 550 和 600 時，隨蠕變斷裂時間的延長，T23 鋼的持久強度緩慢下降；650 時，持久強度下降很快。硬度測定結果也反映出類似的變化規(guī)律圖 2.1(b)。圖 2.1 不同試驗溫度下國

38、產(chǎn) T23 鋼的持久強度(a)和硬度(b)圖 2.2 供應狀態(tài)下 T23 鋼的顯微組織2) 顯微組織 供應狀態(tài)供應狀態(tài)下國產(chǎn) T23 鋼的組織為粒狀貝氏體，貝氏體鐵素體基體上有許多小島狀重慶科技學院?？粕厴I(yè)設計 2 SA-213T23 鋼管的綜合性能9物質。TEM 觀察結果表明，這些小島狀物質基本為略有回復的板條馬氏體圖 2.2(a)。同時，有大量細小的第二相彌散分布在晶界和晶內(nèi)圖 2.2(b)，經(jīng)衍射斑點分析為 MX型碳氮化物。此外，在晶界和晶內(nèi)還有一些較大的類似于球形和棒狀的沉淀相析出，衍射斑點分析結果表明為 M23C6型碳化物。晶內(nèi)還有少量的二相 M7C3，其尺寸比 MX 大，但比 M

39、23C6小。 600 持久試驗國產(chǎn) T23 鋼在 600蠕變斷裂后晶內(nèi)有許多空洞和裂紋，離斷口越近，其數(shù)量越多。通過 SEM 對空洞內(nèi)第二相的能譜分析可知，除富 Al2O3和 MnS 夾雜物外，粗大的 M23C6型碳化物可能是空洞形核的核心。TEM 衍射斑點分析結果表明，蠕變斷裂后析出物仍以 M23C6和 MX 為主。隨蠕變斷裂時間(t)的延長，M23C6碳化物明顯粗化，但是當蠕變斷裂時間延長到 1929h 后，粗化速率不大(圖 2.3)。MX 碳氮化物在整個蠕變斷裂試驗過程中比較穩(wěn)定，粗化不明顯。TEM 觀察表明，隨著蠕變時間的延長，貝氏體鐵素體基體和小島中的板條馬氏體均會發(fā)生不同程度的回復

40、及再結晶。在 600蠕 730h 時的變化較小，貝氏體鐵素體基體基本保持原形貌，小島中的板條馬氏體寬度略微增加。蠕變斷裂時間延長到 1929h 時，貝氏體鐵素體基體由于回復、再結晶，開始出現(xiàn)少量亞晶，晶內(nèi)位錯密度下降圖 2.4(a)。當蠕變斷裂時間達到 6533.5h 后，原奧氏體小島中的馬氏體已經(jīng)很難保持板條形貌，出現(xiàn)了明顯的再結晶，位錯密度進一步降低圖2.4(b)。透射斑點分析結果表明，晶界上有個別碳化物點陣常數(shù)為 1.097nm，介于M23C6和 M6C 點陣常數(shù)之間，表明此時有少量 M23C6向 M6C 過渡。 (a)供應狀態(tài)； (b)t=730 h；(c) t=1929 h； (d)

41、 t=6533.5 h重慶科技學院?？粕厴I(yè)設計 2 SA-213T23 鋼管的綜合性能10圖 2.3 供應狀態(tài)及 600 蠕變狀態(tài)下國產(chǎn) T23 鋼的 SEM 照片(a)t=1929 h； (b)t=6533.5 h圖 2.4 經(jīng) 600 蠕變后 T23 鋼的顯微組織 550及 650持久試驗550 、650蠕變后的微觀組織演變規(guī)律與 600蠕變時相似，但隨溫度升高，組織演變進程加快。TEM 觀察結果表明，貝氏體鐵素體基體中的小島在 550蠕變10150 h 后才很難保持板條馬氏體特征，而在 650蠕變 279h 后，貝氏體鐵素體基體就發(fā)生了回復和再結晶，開始出現(xiàn)少量亞晶，同時，小島上的板條

42、馬氏體明顯寬化，并且在有些區(qū)域出現(xiàn)了回復，位錯密度明顯下降。蠕變時間延長到 1781h 時，亞晶特征更加明顯，蠕變時間進一步延長到 5109 h 后,基本上全部為亞晶。衍射斑點分析結果表明，有少量的 M6C 生成。3) 組織演變對性能的影響國產(chǎn) T23 鋼的持久強度較高，是因為采用了多元復合強化。在長時間蠕變過程中，固溶于鋼中的鎢含量比較高，而且鎢的固溶強化效果比鉬強，因而“加鎢減鉬”是有效提高國產(chǎn) T23 鋼固溶強化效果的重要原因。同時，大量彌散分布的細小 MX 碳氮化物，在高溫長時間蠕變下其粗化并不嚴重，所以是國產(chǎn) T23 鋼最主要的強化相。蠕變初期，粗化不太明顯的 M23C6碳化物也具有

43、一定的析出強化作用，少量的硼也有一定的強化作用。另外，鋼中大量位錯產(chǎn)生的強化作用也可有效提高其強度。高溫下，隨著蠕變斷裂時間的延長，國產(chǎn) T23 鋼的強度和硬度逐漸下降，這主要與蠕變過程中組織演變有關。蠕變過程中，由于晶界附近的位錯向晶界移動，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。因此，在晶界附近的碳、鉻、鉬以及鎢等合金元素逐漸貧化，而在晶界上直接堆積了相當厚的一層碳化物 。組織觀察可見，高溫蠕變后，T23 鋼中的 M23C6 碳化物積聚、長大，且有少量 M6C 碳化物生成，這將促使晶內(nèi)合金元素貧化。同時，粗大的 M23C6 型碳化物加速了空洞形成及裂紋發(fā)展，加速了鋼的

44、斷裂。此外，在國產(chǎn) T23 鋼的蠕變過程中，貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復、再結晶以及位錯密度的下降，也導致了蠕變斷裂強度降低?？傊琓23 鋼高溫蠕變后性能下降的主要原因是：回復及再結晶導致位錯強化作用減弱；M23C6粗化和聚集致重慶科技學院?？粕厴I(yè)設計 2 SA-213T23 鋼管的綜合性能11使析出強化、固溶強化作用減弱。通過以上分析可知，國產(chǎn) T23 鋼在高溫和應力下，由于多種因素的綜合作用致使其性能下降，但在整個蠕變斷裂過程中，各種因素的影響程度不盡相同。圖 2.5 為國產(chǎn) T23 鋼在不同溫度的蠕變試驗中，M23C6碳化物的粗化、貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復

45、及再結晶對持久強度、硬度的影響?？梢钥闯?，在 550圖 2.5(a)，蠕變斷裂時間不到 5115h 時，M23C6碳化物粗化比較明顯，是導致性能下降的主要原因；隨著蠕變斷裂時間的延長，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、再結晶逐漸加強，對性能下降的影響逐漸增強；當蠕變斷裂時間超過 10150h 時，貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復、再結晶對性能下降的影響更加突出。M 寬化指小島中的馬氏體板條寬化(a)550 ； (b)600 ； (c)650圖 2.5 蠕變斷裂試驗中國產(chǎn) T23 鋼的性能變化及其主要影響因素蠕變斷裂溫度為 600圖 2.5(b)，

46、蠕變斷裂時間少于 730h 時，小島中的板條馬氏體僅略微寬化，致使性能下降的主要原因還是 M23C6碳化物的粗化。隨蠕變斷裂時間的延長，M23C6 繼續(xù)粗化，同時貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體回復及再結晶的共同作用加速了性能的下降。當蠕變斷裂時間超過 1929h 時，M23C6 繼續(xù)粗化的程度不明顯，此時對性能下降起主導作用的因素是貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復及再結晶。蠕變斷裂溫度為 650圖 2.5(c)時，性能下降更快，這與貝氏體重慶科技學院專科生畢業(yè)設計 2 SA-213T23 鋼管的綜合性能12鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復及再結晶密切相關。當蠕變斷裂時間少于 27

47、9 h 時，致使性能下降的主要原因仍然是 M23C6碳化物的粗化，但是隨著蠕變斷裂時間的延長，在 M23C6 粗化的同時，貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復、再結晶現(xiàn)象漸漸明顯，兩者共同作用導致性能下降。當蠕變斷裂時間僅 1781h 時，組織中已有較多的亞晶，因而性能下降快。隨著蠕變斷裂時間的繼續(xù)延長，M23C6 的粗化不再明顯，此時導致性能下降的主要原因是貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復及再結晶。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、再結晶對國產(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。在高溫應力作用下，當

48、蠕變斷裂時間較短時，M23C6碳化物粗化是致使性能下降的主要原因；隨蠕變斷裂時間的延長，貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復、再結晶的影響逐漸增強。尤其當蠕變斷裂溫度較高時，貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復、再結晶開始較早，對性能下降的影響提前。因此，降低 M23C6 碳化物的粗化速度，推遲貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復、再結晶，都有助于減緩 T23 鋼在高溫蠕變過程中的性能下降。4) 結論在 550、600 和 650，由于高溫應力的作用國產(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)生回復及再結晶，形成亞晶。原奧氏體小島中的馬氏體也因回復、再結晶的作用，

49、板條特征逐漸消失。隨蠕變斷裂時間的延長，位錯密度降低，M23C6 碳化物聚集、長大，蠕變斷裂時間增加到一定時，有少量 M23C6 轉變?yōu)镸6C。高溫應力作用下，蠕變斷裂時間較短時，M23C6 碳化物的粗化對國產(chǎn) T23 鋼性能下降起主導作用。隨蠕變斷裂時間的延長，貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復及再結晶的影響逐漸增強，尤其是當蠕變溫度較高時，貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復、再結晶開始較早，對性能下降的影響提前。在 550、600和 650蠕變時，國產(chǎn) T23 鋼的組織演變規(guī)律基本相似。但蠕變溫度升高，組織演變進程加快，尤其在 650時，T23 鋼的組織演變和性能下降快，因此應

50、盡量避免在此溫度下使用。重慶科技學院專科生畢業(yè)設計 3SA-213T23 的焊接性及接頭性能分析133 SA-213T23 的焊接性及接頭性能分析3.1 SA-213T23 鋼的焊接性分析根據(jù) ASME 標準，SA-213T23 鋼屬于 2.25Cr-1.6W-Mo 系列耐熱鋼材，屬于低碳微合金化的控軋鋼和細晶粒鋼，經(jīng)正火+回火供貨狀態(tài)下 SA-213T23 鋼的微觀組織為回火貝氏體-馬氏體及優(yōu)化處理后的沉淀析出物。由于 T23 含碳量較低，其焊接性遠優(yōu)于T22、鋼 102，并且它對冷裂紋敏感性很低，有關試驗證明 T23 鋼無裂紋傾向預熱溫度為室溫 20，而 T22、鋼 102 的無裂紋傾向預

51、熱溫度為 300，根據(jù)這個結果，焊接薄壁、小徑管鍋爐受熱面管時，若環(huán)境溫度在 20以上，就可以不做焊前預熱。根據(jù)有關資料介紹 T23 鋼在 600770溫度范圍具有一定的再熱裂紋傾向，因此在必須對T23 鋼進行焊后熱處理時，應謹慎，盡量減少在敏感溫度的停留時間。T23 鋼具有焊縫韌性低以及焊縫韌性對焊接工藝參數(shù)敏感的特點。采用全氬弧焊和手工電弧焊得到焊接接頭沖擊韌性是不一樣的，根據(jù)有關試驗焊接厚度為 15mm 的 T23 鋼，若用 GTAW 方法焊接，即使在焊態(tài)下它的韌性也是優(yōu)良的，在 0的韌度還在 200J/cm2 以上，它的脆性轉變在-10左右。而采用焊條電弧焊焊接的焊縫，在焊后熱處理前，

52、室溫下韌度僅為 30J/cm2 左右，只有經(jīng)過熱處理后，才達到 100J/cm2 以上，這些數(shù)據(jù)說明，用SMAW 方法焊接的焊縫必須經(jīng)過熱處理以后才能使其韌度達到較高的水平。而全部采用 GTAW 方法焊接，接頭韌度較高，可以滿足要求，還可以免去對構件進行焊后熱處理，簡化了焊接工藝。3.2 SA-213T23 的焊接接頭性能分析3.2.1 焊接裂紋敏感性 由于降低了含碳量(碳被控制在0.10以下)，并嚴格限制硫、磷含量。從而減少形成裂紋的傾向。雖然這種鋼的焊接裂紋敏感性低，但施焊時仍應小心按規(guī)定的制度進行相對更安全一些。 3.2.2 焊縫韌性焊縫韌性對線能量對800850冷卻速度敏感，也就是對焊

53、縫厚度、層間溫度敏感。在臨界溫度范圍內(nèi)提高焊后回熱溫度、延長回火時間有利于提高焊縫韌性。選擇含鈮、 釩較低、含鎳量較高的焊接填充金屬也有利于確保焊縫的韌性。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。3.2.3 時效傾向 有資料顯示T23等鋼都具有時效傾向，但與合金含量高的鋼來說 ，T23 鋼的時效傾向低得多。3.2.4 焊縫的 相相不僅惡化鋼的韌性而且還降低鋼的蠕變強度。因此必須限制焊縫中的相。重慶科技學院專科生畢業(yè)設計 3SA-213T23 的焊接性及接頭性能分析14相的數(shù)量不僅取決于鋼的化學成分，也與該鋼結晶時的冷卻速度有關。相的數(shù)量隨冷卻速度的降低而增加。

54、對于焊接來說，大的焊接線能量將導致數(shù)量較多的相，此時，焊縫不但韌性差，而且蠕變強度惡化。那么在此鋼的焊接中，對這些合金元素的保護是首要考慮的問題，在焊接中燒損這些合金元素就意味著失去了，它應有的特性，同時形成了焊縫與母材之間金屬元素含量的梯度，焊縫處的機械強度相對也是薄弱環(huán)節(jié)，最終導致焊縫的失敗。另外一個要考慮的因素就是此類鋼是細晶粒鋼，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)化處理后的細小析出物，所以說在焊接中保證其組織的細小、均勻是很必要的。3.2.5 焊縫的淬硬性鋼材的淬硬性取決于含碳量、合金成分以及合金成分的含量。這里首先采用焊接性間接估算法，按照鋼材碳當量公式計算。C

55、eq(JlS)=C+Mn6+Si24+Ni40+Cr5+Mo4+V14006+0516+02324+215+0144+021914063O4。(1)由式(1)可以判斷此鋼材有一定的淬硬性，并且SA-213T23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，推遲了鋼在冷卻過程中的轉變，提高了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，對于給定成分的合金鋼，淬硬程度取決于從奧氏體相轉變的冷卻速度。Cr提高了鋼的淬硬性，特別是在較高的冷卻速度下更甚，因此，在SA-213T23鋼的焊接過程中應該采取減小焊接接頭冷卻速度的工藝措施，如焊前采用適當?shù)念A熱溫度，焊后采用保溫材料包裹等緩冷措施，采用全氬弧焊焊接

56、方法，選用較小的焊接線能量。3.2.6 焊縫的未熔合SA-213T23鋼屬于225Cr-16W-Mo鋼，常溫金相組織為貝氏體，含有較高成分的W元素，并且W的熔點較高，使得熔敷金屬在熔化時粘度提高，因此，要求焊工在焊接操作時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。3.2.7 根層焊縫金屬氧化焊縫中的Cr、Mo、V、W等合金元素達到一定含量時，在高溫下可以與氧氣發(fā)生化學反應，形成合金元素的金屬氧化物，大大降低了焊縫熔敷金屬的力學性能，并且SA-213T23鋼的合金含量較高，如果焊縫金屬在高溫狀態(tài)下停留的時間過長，必將造成焊縫背面金屬氧化，因此在焊縫背面不充氬保護的條件下，焊接時必須

57、嚴格控制焊接電流，適當提高焊接速度，保持較小的焊縫熱輸入量。重慶科技學院?？粕厴I(yè)設計 4 SA-213T23 608mm 鋼管焊接工藝154SA-213T23 608mm鋼管焊接工藝焊接實驗用材料和規(guī)格：SA-213T23、60mm8 mm。4.1 焊接方法和焊接設備焊接方法采用手工鎢極氬弧焊（GTAW） ，焊接設備為時代 ZX7-400S 逆變電源。4.2 焊接材料及規(guī)格焊接材料為德國伯樂蒂森的焊絲 Union I Cr2WV，規(guī)格 2.4mm，Ar 純度99.99。焊絲化學成分見表 4.2表 4.2 Union I Cr2WV 焊絲化學成分元素CMnSiCrMoVWNiNbNB含量（%）

58、0.180.540.272.140.080.211.580.040.0310.0110.0024.3 焊接工藝參數(shù)（見表 4.3）表 4.3 焊接工藝參數(shù)氣體流量焊接極性焊接厚度（mm）焊前預熱（）焊接電流（A）焊接電壓（V）保護氣體正面背面直流正接8不預熱70120812Ar99.99%810/環(huán)境溫度低于10時，焊前采用火焰預熱，溫度范圍不小于50不大于150；環(huán)境溫度高于10時可不預熱。層間溫度控制在250350的范圍內(nèi)，焊接前和過程中采用遠紅外測溫儀進行溫度的測量。4.4 焊前準備及坡口型式對口要求：鋼材管子內(nèi)外壁兩側15 mm范圍內(nèi)的油污、銹跡等必須進行徹底的清理，直至露出金屬光澤。

59、坡口角度30，鈍邊厚度0P0.5 mm，對口間隙2mmC3 mm，間隙太小容易造成未焊透，間隙過大，焊縫的填充量加大，焊接速度相對減小，熱輸入量增加層間溫度升高，容易導致焊縫根部氧化。焊縫的對口簡圖見圖4.1。圖4.1 焊縫的對口簡圖見重慶科技學院?？粕厴I(yè)設計 4 SA-213T23 608mm 鋼管焊接工藝164.5 焊接順序及操作技術要求( 1) 焊工技術水平穩(wěn)定, 具有同等級鋼材焊接資格水平。在室溫25下進行焊接, 采取焊前不預熱, 焊后不做熱處理, 焊后自然冷卻, 保持層間溫度不高于350。( 2) 采用外填絲法進行焊接, 鎢極伸出長度為6mm, 電弧長度為23mm。第一層封底焊時,

60、 焊接電流采用95100A, 焊接電流過大, 容易出現(xiàn)過燒現(xiàn)象。為了加強保護和獲得可靠的焊接接頭, 引弧前必須提前向焊接面送氬，引弧點的位置必須置于接頭前端5mm10mm 左右的坡口面上; 熄弧時, 應填滿弧坑將熔池逐漸縮小并移向焊縫邊緣處收弧。電弧熄弧后, 應對收弧處和熔池供氬氣10s, 進行延時保護, 避免產(chǎn)生弧坑裂紋。4.6 焊接操作中的幾個要點鎢極錐度磨到15，可適當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。施焊過程中，引燃電弧形成熔池后，要注意觀察熔池的尺寸，并及時添加焊絲。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