低合金结构钢（精选十篇）
低合金结构钢 篇1
由于战斗部爆炸产生的高速破片的形状一般具有不规则性, 根据穿甲力学理论, 不同形状的破片, 其侵彻机理和侵彻能力存在较大的差异, 这将对舰船装甲防护结构设计及其抗弹性能的评估, 带来很多难以确定的因素。目前, 对高速破片的弹道冲击性能的研究主要采用破片模拟弹FSP (Fragment-Simulated Projectile) 。本工作以弹道试验为基础, 分析试验结果所呈现的规律, 得到了适用于高速破片穿透低合金船用结构钢后剩余速度的经验计算公式, 并对其进行了验证, 证明预测结果与弹道试验值有较好的吻合。
1 试验设计
1.1 试验系统
试验发射装置为14.7mm口径滑膛弹道枪发射系统 (见图1a) , 采用火药推进。采用计时器法测量高速破片侵入和穿透靶板时的入射速度v0、剩余速度vr (见图1b) 。同时, 为保证发射所必须的密封性能和达到规定的速度, 高速破片又用特制的铝合金卡环 (弹托) 包覆, 而弹托在出膛后会自动分离, 使破片以预定的速度飞行。
1.2 试验破片及靶板
高速破片的弹道冲击特性的研究主要采用破片模拟弹FSP, 既能体现圆锥型弹体的侵彻规律, 又能反映钝头柱形弹的穿甲现象[6]。破片为圆柱体, 头部两侧有两个钝切削面, 中间为平面凸缘 (见图2) , 质量为10g, 材料为45号钢 (力学性能见表1) , 淬火处理。靶板采用400mm×400mm, 厚度分别为4, 6, 10, 12mm的低合金船用结构钢, 四周被固定在支架上, 其常规力学参数如表1所示, 其中, E为弹性模量, σs为屈服强度, σb为抗拉强度, δ为伸长率, ψ为截面收缩率。
1.3 试验结果
破片以初速度v0撞击靶板后, 在破片内产生一个压缩波, 向破片尾端传播, 压缩波传播到破片尾端前, 破片尾端速度保持不变, 破片头部向靶板侵彻[7]。结果表明, 在破片模拟弹冲击低合金船用结构钢的试验中, 随着破片初速度和靶板厚度的增加, 破片由局部弹性变形过渡到局部绝热剪切导致的脆性碎裂失效 (见图3) , 表2列出了主要试验结果。
当破片发生绝热剪切-脆性碎裂失效 (见图4) 时, 破片的变形能包括绝热剪切变形功Ws和脆性断裂功Wf[7]。根据试验现象, 假设破片分别在图4所示的截面上发生绝热剪切和脆性断裂, 其面积分别为S1, S2, 则Ws=wS1Δ, Wf=αkS2。其中, w=ρc (T-T0) /β, 表示单位体积破片材料绝热剪切变形功;ρ为材料密度;c为比热;β为系数;T0为环境温度;T为材料的最终温度;Δ为绝热剪切变形带宽度;αk为单位面积的脆性断裂功。由此可以得到破片发生绝热剪切-脆性碎裂失效时破片的破坏吸能量相对较小, 约占破片冲击动能的5%～6%。
由于破片发生局部弹性变形和绝热剪切失效所消耗的能量远小于破片的初始冲击动能, 因此可以假设侵彻过程中高速破片动能的损失全部被靶板吸收。在评价靶板的抗侵彻性能时, 主要采用的标准有:弹道极限、吸能量和单位面密度吸能等, 为了更好地比较不同厚度下靶板的吸能情况, 本工作采用单位面密度吸能S, 其计算公式如 (1) 式所示。其中, m为破片的质量, v0, vr分别为破片的初速度, 剩余速度, ρ为靶板的密度, h为靶板的厚度。
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2 结果分析
根据 (1) 式, 可以得到不同侵彻条件下靶板的单位面密度吸能量S (见表2) 。靶板的吸能机理与其厚薄有着密切的关系, 而其厚薄则是根据破片的直径与靶板厚度的比值进行定义的。由于试验用高速破片直径与10mm钢靶的厚度相当, 因此, 以10mm钢靶的S与v0的关系为基础来研究不同厚度下S与v0的关系, 进而得到不同厚度下统一的S与v0的关系式。将不同厚度、不同侵彻速度的弹道试验结果绘制于图5中。
从表1的弹道测试数据可以看到, 对于同一厚度的靶板, 单位面密度吸能随初始侵彻速度的增加而增加, 主要原因是低合金船用结构钢是一种应变率敏感材料, 其动力学行为明显不同于准静态条件下的力学行为[8], 准静态时其屈服强度为525MPa, 当应变率达到2.5×103s-1时, 其屈服强度为674.62MPa, 而高速冲击下靶板的应变率可以达到104量级, 因此, 在高速冲击下靶板的应力-应变行为和断裂行为与应变率有密切的关系:随着应变率的增加, 靶板的动态屈服极限和流变应力显著提高, 这就造成了穿透同样厚度的靶板, 需要消耗的能量更多。
从图5中可以看到, 10mm钢靶的单位面密度吸能随初始侵彻速度的增加而成线性增大, 因此进行线性拟合, 得到:
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从表2可以看出, 在相近的初速度侵彻下, 无论h>10mm, 还是h<10mm, 靶板的单位面密度吸能随靶板厚度的增加呈现下降趋势, 其主要原因是钢板的厚度影响着钢板的力学性能。钢板的厚度与其力学
性能存在比较明显的线性相关, 即屈服极限σs和抗拉强度σb随着钢板厚度的增加而降低[9,10]。也就是说, 较薄的钢板在遭受冲击载荷作用时, 其屈服极限和抗拉强度较大, 这也就解释了S随h的变化趋势。
根据表2和图5中S随v0的变化趋势, 比较了几种拟合曲线的近似程度, 认为采用相对厚度的幂函数形式能较为准确的模拟S-v0变化的趋势, 而指数的确定则需结合试验结果并根据经验确定。
以10.0mm钢靶的S与v0关系为基础, 结合表2和图5的相关数据及变化趋势, 当h<10.0mm时:
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当h>10.0mm时:
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从图5中可以看出, 拟合得到的不同厚度下S与v0的经验关系式对试验结果有较好的反映, 因此, 可以依据该经验关系式对高速破片的剩余速度进行分析计算。
3 S-v0关系式的推导
根据弹道冲击的基本原理, 在初速度不超过某个速度vb时, 高速破片的动能全部被钢靶所吸收, 所以钢靶的单位面密度吸能可以表示为:S=mvundefined/ (2ρh) 。
根据上述关于vb的描述, 可以将其界定为如果高速破片的初始侵彻速度v0再增加一个小量Δv, 高速破片的剩余速度vr将不再为0, 它只是一个理论上的速度值。
为了得到不同厚度下任意侵彻速度下的单位面密度吸能与初速度的关系, 针对不同的厚度分别建立v0
以10gFSP弹侵彻10mm的低合金船用结构钢板为基础, v0
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求 (2) 式和 (5) 式所表示曲线的交点, 得到v0=492.4m/s或996.6m/s。结合表2和图5, 钢靶的vb取996.6m/s, 即当v0≥996.6m/s时, S采用 (2) 式;当v0≤996.6m/s时, S采用 (5) 式。
采用相似的方法可分别得到不同厚度下对应的S-v0曲线的突变点对应的初速度vb。从以上对S-v0关系的求解中可以看到, S-v0曲线被划分为了两段, 当v0
综上所述, 不同厚度下单位面密度吸能与初速度的关系式可以统一表示为:
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不同厚度下对应的A, α值如表3所示。为了得到更一般的规律, 需要通过更多的试验研究和理论分析, 将A, α值与破片和靶板的材料参数建立关系, 并试图得到适用面更广的无量纲量, 这将是下一步研究的重点。
4 剩余速度计算公式的推导
根据 (1) 式中单位面密度吸能的定义, 可以得到剩余速度与初速度、单位面密度吸能的关系如下:
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结合 (6) , (7) 式, 得到剩余速度的计算关系式:
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5 计算结果与试验结果的对比
将得到的S-v0关系和vr-v0关系对试验的S和v0进行预测, 将公式得到的计算结果与试验结果进行了对比, 并将两者的结果列于表4。从表4可以看到, 剩余速度的相对误差维持在10%左右, 单位面密度吸能的相对误差平均值也维持在10%左右, 满足工程上的需要, 尤其在较高速度和较厚靶板时, 经验公式的预测值有着更高的准确性。因此, 本工作所得到的S-v0关系和vr-v0关系满足工程上的需要, 可以用于预测10g破片模拟弹侵彻低合金船用结构钢的吸能情况和抗弹性能。
6 结论
(1) 得到单位面密度吸能量与靶板厚度、初速度相关的经验公式。
(2) 得到剩余速度与靶板厚度、初始速度相关的经验公式。
(3) 所获得的经验公式与试验结果有较好的吻合, 满足了工程需要, 可以对剩余速度进行预测, 并能为舰用装甲的设计提供一定的借鉴依据。
摘要：利用14.7mm口径滑膛弹道枪试验研究10g高速破片模拟弹侵彻不同厚度的低合金船用结构钢。根据弹道试验得到的剩余速度、单位面密度吸能值, 分析得到钢板的单位面密度吸能量S、高速破片剩余速度vr与初始速度v0、厚度h的计算关系式。经试验验证, 证明经验公式的预测结果与弹道试验结果有较好的吻合。
关键词：穿甲力学,舰船防护,弹道冲击,剩余速度
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低合金耐热钢埋弧焊用粘结焊剂 篇2
埋弧焊是高效焊接方法，适用于各种大型焊接结构的制造，尤其是大型压力容器的石油精炼反应装置的制造。这种石油精炼反应装置的材料一般为低合金耐热钢。为了提高低合金耐热钢熔敷金属的抗回火脆性，进行了大量的研究，结果表明，降低母材和熔敷金属中的杂质，特别是P含量，具有提高抗熔敷金属回火脆性的效果。
为了满足石油精炼反应装置的工作条件向高温、高压化发展的要求，向母材和熔敷金属中添加微量的V元素，以提高材料的强度，防止再热裂纹的产生应降低P含量。因此提出了控制焊丝和焊剂中C、Si、Mn、P和O的含量，减少P向熔敷金属中过渡的埋弧焊方法（特开平6-328292号公报）。即：设焊丝和焊剂中的化学成分含量X为[X]，则按式（1）算出的Ps在350%～5.50%范围，来控制C、Si、Mn、P和O含量，可以提高抗回火脆性和抗再热裂纹性能。
随着反应装置板厚的增加，主要使用能够获得抗冷裂纹性优良和扩散氢含量低的熔敷金属的粘结焊剂进行埋弧焊，以满足大型压力容器的石油精炼反应装置制造的需要。特開平6-328292号公報中提出了不仅调整焊丝和焊剂中的P，而且调整C、Si、Mn和O含量的方案，但这种方法的成本较高，且必须对焊剂中的原材料进行认真的研究和探讨。
鉴于上述的问题，研究了一种具有良好的焊接工艺性能，而且提高抗再热裂纹和回火脆性的低合金耐热钢埋弧焊用粘结焊剂。
2 发明的内容
发明的低合金耐热钢埋弧焊用粘结焊剂的特征是使用水玻璃造粒，烧结制成。含有20%～40%的氧化镁，氧化镁的P含量控制在0.025%以下，占焊剂总量的0.015%以下。
粘结焊剂中氧化镁的含量最好为25%～35%。经过深入的试验研究，发明者对焊剂中原材料的P向熔敷金属中过渡提出了不同见解：认为原来使用的粘结焊剂的各种原材料中，特别是氧化镁原料是天然的，没有对原材料中的P含量进行控制。发明控制了氧化镁中的P含量，降低了P向熔敷金属中的过渡。
以下详细说明埋弧焊用粘结焊剂的成分控制理由。
焊剂中的MgO含量20%～40%。氧化镁具有提高熔渣流动性、改善焊道形状的效果。氧化镁含量占焊剂总重量小于20%时，得不到这种效果；超过40%时，脱渣性降低，同时电弧不稳定。因此焊剂中的氧化镁含量占焊剂的总量在20%～40%范围内，最好控制在25%～35%之间。
氧化镁原料中的P≤0.025%。氧化镁原料中的P含量超过氧化镁原料总重量的0.025%时，熔敷金属的抗回火脆性下降，同时容易产生再热裂纹，因此，氧化镁原料中的P含量占总重量的百分比控制在0.025%以下。作为氧化镁的原材料可以使用烧结氧化镁和橄榄石。
焊剂中的P≤0.015%。焊剂中P总量超过0015%时，降低熔敷金属的抗回火脆性，同时容易产生再热裂纹，因此，焊剂中P总量控制在0.015%以内。
在发明的焊剂中，除上述的氧化镁原料外，还使用氧化硅、氧化铝和氧化钛等氧化物、萤石和氟化钡等金属氟化物、石灰石和碳酸钡等金属碳酸盐以及脱氧剂等。
3 发明实施例
表1是4 mm焊丝的化学成分，表2和表3是焊剂的各种成分。使用这种焊剂和焊丝按表4所示的母材（低合金耐热钢）进行焊接来评价焊接工艺性能。焊接规范如表5所示。
为了评价熔敷金属的抗回火脆性和抗再热裂纹性能，截取试样，对试样进行评价。关于回火脆性，对试样进行步冷处理（促进脆化的热处理），根据夏比V形缺口冲击试验测定ΔVTr55进行评价，ΔVTr55小于25℃时为良好，所谓ΔVTr55是指步冷后55 J冲击吸收功时的脆性转变温度。
如图1所示，试样超过300 ℃时，以小于50 ℃/h的温升速度加热到593 ℃后，保温1 h。然后以5.6 ℃/h的降温速度冷却，在538℃时保温15 h，524℃时保温24 h，496℃时保温60 h。从496 ℃开始以2.8 ℃/h的冷却速度降到468 ℃，保温100 h，然后以28 ℃/h的冷却速度冷却到300 ℃以下。300 ℃以下时，温升和冷却条件不规定。
关于再热裂纹，参照《关于消除应力退火裂纹的研究》（溶接学会誌，1964，30（9）：71）进行评价环状裂纹试验。
如图2a所示，母材开V形坡口，在V形坡口下面配置与母材化学成相同的垫板。在熔敷金属的最后焊道的上面截取带有缺口和环状筒的试样。图2c所示的缺口位于熔敷金属的上方，切口位于熔敷金属的下面。圆筒形试样如图2b所示，长度为20 mm，外径10 mm，内径5 mm。
如图2c所示，圆筒的内部空洞部分到切口的宽度为0.5 mm，在与切口相对的外周的长度方向切成缺口。图2c所示缺口5A部分的放大如图2d所示，深度05 mm，宽0.4 mm，底部的曲率半径为0.2 mm的U形槽。
如图2e所示，评价环状裂纹试验是对圆形试样的箭头所示的方向施加应力，试样4的切口6使用填充焊材进行TIG焊，U形槽的底部产生拉伸残余应力而遭受热处理，评价U形槽地底部的裂纹有无。
裂纹的评价结果见表6。
如表1～表6所示，实施例1～3号，焊剂中含有的氧化镁材料中的P含量和焊剂中含P总量在发明的范围内，焊剂中氧化镁（MgO）含量也在发明的范围内，所以具有良好的焊接工艺性能，而且提高了抗回火脆性和抗再热裂性。
相反，比较例4号焊剂中含P总量满足本发明的范围，但氧化镁材料中的P含量超过发明范围的上限，抗回火脆性下降，产生再热裂纹。比较例5号氧化镁材料的P含量在发明范围内，而焊剂中含P总量超过发明的上限，与比较例4号相同，降低了抗回火脆性，产生再热裂纹。
比较例6号和7号焊剂中氧化镁含量不在本发明范围内，6号焊剂的脱渣性不好，7号焊剂焊道外观恶化，因此不能进行抗回火脆性和再热裂纹性能试验。
4 发明的效果
低合金结构钢 篇3
低合金高强度结构钢[1]是一类非常重要的低碳工程结构用钢, 因其具备强度高、自重轻、刚度大、较好的冷热加工成型性、良好的焊接性、较低的冷脆倾向、缺口和时效敏感性、较好的抗大气和海水腐蚀能力等特点, 多用于建造大跨度和超高、超重型的建筑物, 在工业发达国家中产量约占钢总产量的10%。
20世纪60年代发展起来的微合金化技术已在世界范围内得到广泛应用, 通过在普通低合金钢中添加少量的铌、钒、钛以细化晶粒、提高钢的强韧性, 获得良好的成型性及焊接性[2], 添加之后的钢材无论是强度、韧性[3]、韧脆转变温度, 还是钢的工艺成型性、焊接性能、耐腐蚀性能等都有显著的改善。因此, 快速准确的测定铌、钒、钛的含量在生产中非常重要, 但常规的火花发射直读光谱分析受检出限的限制及标样的制约[4]、痕量检测的准确度难以令人满意。传统的化学分析费时费力, 效率难以满足生产的需要。本文提出ICP-AES法测定低含量的铌、钒、钛, 采取适当的样品前处理优化方案及基体匹配、富集分离、光谱校正等手段, 具有分析速度快、灵敏度高、准确度高、稳定性好、测定范围大等特点[5], 能够较好的满足生产检测需求。
1 试验研究
1.1 仪器与试剂
(1) PE Optima7000DV电感耦合等离子体发射光谱仪 (配有耐氢氟酸进样系统) 。
(2) 液氩:体积分数99.999%以上。
(3) 混合酸:硝酸:盐酸:氢氟酸=1:5:1。
(4) 钛标准溶液:2.00 mg/m L。称取0.3337g二氧化钛基准试剂 (光谱纯, 预先于950℃灼烧至恒重) , 加5g焦硫酸钾, 于650℃熔融至清亮, 冷却后, 放入400m L烧杯中, 加100m L硫酸 (1+9) 溶解, 移入100m L容量瓶中, 用硫酸 (1+9) 定容至刻度, 混匀。
(5) 钒标准溶液:2.00mg/m L。称取1.7852g五氧化二钒 (V2O5质量分数>99.99%, 预先于105℃烘干1h) , 置于250m L烧杯中, 加30m L硫酸 (1+1) , 微热溶解, 取下, 冷却至室温, 移入500m L容量瓶中, 用水稀释至刻度, 混匀。
(6) 铌标准溶液:0.50mg/m L, 称取0.1431g五氧化二铌 (Nb2O5质量分数>99.99%, 预先于950℃灼烧30min后, 冷却至室温) , 加5~7g焦硫酸钾于700℃熔融至透明, 冷却后置于300m L烧杯中, 用70m L酒石酸溶液 (300g/L) 浸取熔块, 煮沸至熔块完全溶解。稍冷, 加入100m L硫酸 (1+1) , 冷却至室温, 移入200m L容量瓶中, 用水稀释至刻度, 混匀。
(7) 所用试剂均为分析纯, 试验用水为去离子水。
1.2 仪器工作条件
(1) 高频功率:1300W;
(2) 等离子体流量:15L/min;
(3) 辅助气流量:0.2L/min;
(4) 雾化器气体流量:0.8L/min;
(5) 进样量:1.50m L/min;
(6) 观测方式:轴向观测;
(7) 观测高度:15mm。
1.3 试验方法
1.3.1 萃取分离基体
准确称取0.2000g样品于250m L聚四氟乙烯烧杯中, 加入15m L混合酸, 低温加热至样品溶解, 加7m L高氯酸蒸发冒烟至杯口, 溶液冷却至室温后转移至125m L分液漏斗中, 并入洗液, 分次加入20m L 4-甲基-2-戊酮进行萃取, 并将萃取得到的水相放回原石英三角瓶中, 滴加适量的硝酸, 低热分解残余有机物至溶液近干, 取下。加入2m L硫酸冒烟, 冷却后加入10m L酒石酸溶液 (30%) , 并用硫酸 (1+4) 定容至100m L容量瓶中。随同试验做试剂空白。
1.3.2 基体不分离
准确称取0.2000g样品于250m L聚四氟乙烯烧杯中, 加入15m L混合酸, 低温加热至样品溶解, 加7m L高氯酸蒸发冒烟至杯口, 溶液冷却后加入10m L酒石酸溶液 (30%) , 并用硫酸 (1+4) 定容至100m L容量瓶中。随同试验用0.20g高纯铁粉做试剂空白 (校准空白) 。
1.4 校准曲线绘制
采用基体分离的试样直接依其中元素含量按梯度配置校准溶液系列;基体不分离的试样应称取若干份0.20g高纯铁粉, 并按1.3.2中试验方法进行溶解, 然后按元素含量梯度配置校准溶液系列。两种方法校准溶液均应加入10m L酒石酸溶液 (30%) , 并用硫酸 (1+4) 定容, 分别绘制校准曲线。
2 结果与讨论
2.1 试样的前处理和测定溶液体系的选择
本试验采用了基体萃取分离和不分离两种处理方法, 其中基体分离采用了有机溶剂4-甲基-2-戊酮分离特定金属元素的特性, 将溶液的铁元素基体与被测元素分离。试验结果表明, 两种方法均能获得满意分析结果且一致性较好。但采取基体分离可一定程度的降低被测元素 (铌、钒、钛) 的检出限, 并削弱背景电信号的干扰。ICP进行金属元素分析时, 溶样酸的选择十分重要, 酸的粘度会极大的影响雾化效率。同样酸度下, 粘度以下列的次序递增HCl≤HNO3
2.2 分析条件的选择
2.2.1 仪器重要参数的选择
ICP光源的重要工作参数主要包括:
(1) RF功率:几乎所有的谱线强度都随功率的增加而增加。但功率过大也会带来背景辐射增强、信背比变差, 检出限反而不能降低;
(2) 雾化气流量 (压力) :雾化气流量的大小直接影响雾化器提升量、雾化效率、雾滴粒烃、气溶胶在通道中的停留时间等。因此要根据每个具体的雾化器精心选择并在分析过程中保持一致;
(3) 观测高度:观察高度是指工作线圈的顶部作为起点向上计算。原子发射光谱分析的一个重大优势是多元素同时分析。因此, 曝光高度与其他参数一样, 很难仅考虑个别元素的最佳观察高度, 必须兼顾一次采样分析所有待测元素, 所以一般采用折中的观察高度, 在调试仪器时可通过辅助气的改变可使观测高度在13~17mm间调整。
本试验以功率、雾化器流量、观测高度三个因素分4个水平进行正交试验。结果表明, 在功率1300W、雾化器气流量0.8L/min、观测高度15mm的条件下能够获得最大谱线强度。考虑待测的三个元素含量较低, 故采用轴向观测方式 (水平观测) 。
2.2.2 谱线选择
在选择分析谱线时要考虑其它元素的谱线干扰, 一般选择背景低、信背比高、峰形尖锐、基体及共存元素对待测元素谱线不干扰或干扰很小的谱线。在仪器对各元素提供的常用谱线中选择, 通过试验进行光谱扫描后采用的谱线为Nb309.418nm、V292.464nm、Ti334.940 nm。
2.2.3 干扰校正
ICP-AES分析中, 干扰主要包括物理因素的干扰、光谱干扰以及基体效应干扰等。物理因素的干扰与溶液的粘度、比重及表面张力有关, 克服物理因素的干扰最主要的办法是使标准试液与待测试样无论在基体元素的组成、总盐度、有机溶剂和酸的浓度等方面都保持完全一致。进样系统中采用蠕动泵进样对减轻物理干扰可起一定的作用, 另外采用内标校正法也可适当地补偿物理干扰的影响。基体匹配或标准加入法能有效消除物理干扰, 但工作量较大。光谱干扰主要分为两类, 一类是谱线重叠干扰, 它是由于光谱仪色散率和分辨率的不足, 使某些共存元素的谱线重叠在分析上的干扰。另一类是背景干扰, 这类干扰与基体成分及ICP光源本身所发射的强烈杂散光的影响有关。对于谱线重叠干扰, 采用高分辨率的分光系统, 将其影响减至最轻, 最常用的方法是选择一条干扰少的谱线作为分析线, 或应用干扰因子校正法 (IEC) 予以校正。对于背景干扰, 最有效的办法是利用现代仪器所具备的背景校正技术给予扣除。基体效应来源等离子体, 对于任何分析线来说, 这种效应与谱线激发电位有关, 相对而言, 水平观察ICP光源的基体效应要稍严重些。采用基体匹配、分离技术或标准加入法可消除或抑制基体效应。
(1) 铁基体的干扰:由于低合金高强度结构钢一般的铁含量都在97%以上。因此, 铁基体对铌、钒、钛的干扰是不能忽略不计的。在0~5mg/m L的铁基体溶液中, 分别加入1ug/m L的铌、钒、钛, 在设定的工作条件下测定发现, 铁基含量的不同会对待测元素的强度有一定的影响, 在配制校准溶液时应添加与样品匹配的铁基体来克服影响。
(2) 共存元素的光谱干扰:低合金钢中除了占主量的铁以外, 还存在着约1%~2%的锰, 一定量的硅、磷, 以及少量的铬、镍、铜及酸溶铝。通过对具有特征含量以上元素的样品进行光谱扫描发现 (见图1~图3) , 铌 (309.418nm) 、钒 (292.464nm) 特征吸收峰周围存在铁的相关谱线吸收峰, 钛 (334.940nm) 周围存在钛自身谱线 (334.903nm) 吸收峰, 但相互间并没有重叠, 对它们自身积分基本没有影响, 且周围并无以上相关共存元素的干扰峰, 因此, 只要在测定峰的左右侧选择的背景校正点避开旁峰所在位置即可。
(3) 基体效应的干扰:考虑待测的铌、钒、钛三元素在低合金高强度结构钢的含量都较少, 为了使信背比提高, 增大发射强度。因此, 选用轴向观测 (水平观测) 。对可能的基体干扰, 本试验采用4-甲基-2-戊酮萃取分离铁基的方法或配置校准溶液及试剂空白时采取基体匹配的方法, 均能有效的降低基体带来的影响。
2.3 方法的检出限及测定下限
以各元素浓度为横坐标、发射强度为纵坐标绘制系列工作曲线。结果表明, 采用一次回归曲线效果较好, 各曲线的线性回归方程、相关系数及线性范围如表1所示。
注:I为强度;c为质量浓度, μg/m L。
用所建立的工作曲线测定空白溶液10次, 用测定结果的标准偏差的3倍作为检出限, 10倍作为该方法的测定下限[7], 结果见表2。
2.4 方法精密度及回收率
用已建立的校准曲线检测选用的几个国家级低合金钢标准物质, 将本方法的检测结果与标准物质认定值进行比较, 同时进行加标回收试验, 结果见表3。
注:称样量为0.2000g。
由表3中所列数据可以看出:测定值与认定值吻合较好, 方法准确度及精密度良好, 铌的回收率在94.5%~103.3%之间, 钒的回收率在85.5%~100.4%之间, 钛的回收率在93.5%~109.6%之间, 能够满足检验要求。
3结论
采用混酸溶解、4-甲基-2-戊酮萃取分离铁基与混酸溶解、铁基不分离2种方法处理样品, 运用ICP-AES分析测定低合金高强度结构钢中的痕量铌、钒、钛, 快速、便捷、测量结果准确可靠。
参考文献
[1]GB/T 1591~2008低合金高强度结构钢[S].
[2]韩孝永.铌、钒、钛在微合金钢中的作用[J]宽厚板 (WIDE AND HEAVY PLATE) , 2006, 12 (1) :39~41.
[3]孙传水.微量铌和钛对控轧低合金高强度结构钢力学性能的影响[J]钢铁 (IRON AND STEEL) , 2004, 39 (2) :51~56.
[4]GB/T 4336~2002碳素钢和中低合金钢火花源原子发射光谱分析方法 (常规法) [S].
[5]张殿英, 李超, 刘伟, 等.ICP~AES法测定普碳钢及中低合金钢中钛[J]山东冶金 (Shandong Metallurgy) , 2002, 24 (6) :55~57.
[6]合金钢化学分析[M].冶金工业出版社.
低合金结构钢 篇4
摘 要：重钢热轧薄板厂生产的低合金高强度钢Q345用途广泛，下游客户反馈其质量比较稳定。然而伴随钢铁市场萧条，为占有市场份额，降低生产成本是企业生存发展的必然选择。
其中合金的消耗就是降本的一个重点也是难点。根据实际情况，优化Q345成品成分，采用控轧控冷工艺，极大程度地节约了生产成本，且生产出的产品质量始终满足客户的需求。
关键词：Q345低合金；轧制工艺；产品质量
中图分类号： TF777 文献标识码： A 文章编号： 1673-1069（2016）19-195-2
1 降锰微增钛Q345工艺开发
综合考虑Q345的性能和成本现状以及钛合金在钢中的作用，通过提高钛含量，降低锰含量，从而降低生产成本，其化学成分见表1；并根据钢中有效钛含量进行控轧控冷或调整轧制规格，保证产品性能满足标准要求。
1.1 轧制工艺方案的确定
1.1.1 冷却方案一
改变层冷稀疏模式，减少快冷段集管出水量，依靠粗调和精调达到目标设定温度。终轧温度控制在820℃-850℃之间，卷取温度控制在590℃-570℃间，缩小温降差。
该方案对改变高温区冷却速度过快有限，但对性能影响较小。该方案在现场实施时，肉眼观察钢板经层冷后，仍然起浪。说明该方案不合理。
1.1.2 冷却方案二
在方案一基础上，通过设定中间温度值660℃-650℃，同时投用快冷I、II段，通过设定中间温度使前后冷却速度均匀分布。更能改变高温区冷取速度过快问题，对性能影响也较小。该方案在现场跟踪轧制时，肉眼观察层冷后钢板起浪，说明该方案不合理。
1.1.3 冷却方案三
方案三：在方案一基础上，前段采用常规层冷，投用快冷II段。
该方案能彻底解决高温区冷速过快问题，现场轧制完全解决了浪形的产生。但是性能试验结果，屈服强度偏低。
为此，对II段冷却工艺进行如下优化：中间温度设定提高到720℃-730℃，即在相变点之上进行II段快冷，对提高屈服强度有利。
方案三优化后屈服强度有所提高，按国标复试性能合格率可达97.14%。故按照优化后的方案三批量生产降锰微增钛Q345B。
1.2 降锰Q345B工艺改进
Q345低合金系列“降锰微增钛”后，热轧薄板厂通过快速冷却工艺来提高Q345B的强度。根据用户反馈，生产的即降锰微增钛Q345B出现批量的浪形。该缺陷出厂检验比例达到12.14%。所以有必要进一步优化快速冷却工艺。
根据前期试验的3种方案，及理论支持最终确定终轧温度控制在810℃-890℃之间，卷取温度控制在590℃-560℃间，层流冷却策略的最终方案为投用快冷I段工艺，再逐步进行工艺微调的思路。
表2 降锰微增钛Q345冷却制度
降低快冷I段集管出水量，能缓解层冷高温区的冷却速度。同时对性能影响较小。现场轧制时，浪形也得到基本解决。
2 保证产品质量
“降锰微增钛”Q345低合金系列产品通过大量的工艺实验后工艺基本固化，针对部分规格进行工艺微调，其生产日趋稳定，复试性能合格率达98.53%。FA比例达96.55%。性能指标及外形质量亦大幅提高。（图1，图2）
3 结语
采取降锰、钛微合金化工艺相比原工艺Q345B钢屈服强度、抗拉强度基本稳定，屈服强度平均值相比判定标准富余89MPa，抗拉强度平均值富余82MPa；晶粒细化，带状组织级别降低；虽然出现TiN夹杂物，但最高为1.0级。充分证明该工艺生产的“降锰微增钛”Q345低合金产品各项理化指标完全符合低合金高强度结构钢的技术标准及使用要求。
多元低合金耐磨锤头制造工艺 篇5
破碎机在冶金、矿山、电力和建材等行业应用非常普遍。破碎机工作中, 锤头承受着高速冲击载荷, 因此要求锤头不仅具有良好的强度、硬度和耐磨性, 而且还应该具有较高的冲击韧性指标。近年来, 不少学者在耐磨锤头的材料、制造工艺和性能方面进行了一系列的研究[1], 在高锰钢耐磨材料及其制造工艺等方面取得了良好的效果和应用[2,3,4,5]。
通过对破碎机工作过程、破碎机里和锤头承受载荷分析, 作者认为提高锤头的冲击韧性指标有助于提高锤头的寿命和工作可靠性, 因此在研究和应用改性高锰钢耐磨材料的基础上, 研究了多元低合金耐磨材料, 设计了锤头用多元低合金材料成分, 提出了铸造工艺和热处理工艺, 并成功地进行了工业试验和应用。
1 耐磨锤头的成分设计
破碎机工作过程中, 锤头承受着高速冲击和复杂多变的载荷, 因此破碎机锤头不仅应具有良好的强度、硬度和耐磨性指标, 还应该具有良好的冲击韧性指标。在设计多元低合金锤头的成分时, 要充分考虑各种元素对于锤头机械性能尤其是冲击韧性指标的影响。
耐磨钢中的合金元素在钢中的作用主要是:强化铁素体、增加珠光体、细化珠光体, 改善钢的低温韧性, 提高钢的耐磨性。其通常含有的合金元素为硅、锰、铬、钼、镍等, 充分发挥这些合金元素对材料基体组织及淬透性的强烈影响, 可提高材料的耐磨性。中碳多元低合金耐磨钢, 具有较高的硬度和良好的韧性, 可以抵抗磨料的嵌入与切削及磨料冲击引起的反复塑性变形, 因而其耐磨性较高。综合考虑耐磨件的磨损机制———切削磨损﹑冲击磨损 (塑变磨损和疲劳磨损) , 选用中碳多元低合金耐磨钢, 满足Cr/C=4～5。
通过对各种化学元素的分析, 确定了耐磨锤头的材料以Mn、Si、Cr为主要合金元素, 添加少量的Mo、Cu和稀土元素, 并经过微合金化和变质处理。所设计的低合金耐磨锤头的化学成分如表1所示。
%
2 锤头的冶炼、铸造工艺
低合金耐磨钢采用碱性感应炉熔炼, 熔炼工艺分为熔化期、钢液合金化与成分调整、脱氧出钢期几个阶段。熔炼完后进行浇注, 采用消失模铸造工艺。试制的锤头铸件如图1所示。为保证锤头的机械性能, 在浇注系统的设计上要重点考虑是否有足够的补缩能力, 因此选用浇冒口共用的浇注系统。因为铁砂具有强化冷却作用, 会导致铸件边缘过早凝固, 因此在造型时, 将浇口设置在铸件上表面中部, 以保证锤头工作部的性能要求。
浇注温度是影响消失模铸件质量的主要因素。浇注温度低, 金属流动性差, 易使铸件产生冷隔和浇不足等缺陷;但过高的浇注温度会增大金属液的收缩和含气量, 易使铸件产生缩孔、缩松、气孔和粘砂等缺陷。经过大量实验研究, 在1 560℃～1 600℃出钢, 在1 460℃左右浇注, 保持负压状态, 并维持较大的抽气流量, 以避免气孔。浇注后20min～30min后出箱。
3 锤头的热处理工艺
锤头在铸态下硬度较高, 难于加工, 不能承受任何的机械冲击。为了消除内应力、降低硬度和改善钢的切削加工性能, 锤头铸件需要进行热处理。本文采用了淬火加回火的热处理工艺。
确定淬火工艺时, 增高温度, 淬透性和机械性能都会提高, 但温度过高, 奥氏体晶粒易于粗大, 淬火后得到粗大的马氏体组织, 且淬火后试棒易变形开裂, 得不到良好的综合力学性能。经反复试验, 确定的热处理工艺如图2所示。在 (910±10) ℃保温1.5h, 出炉空冷到300℃保温1.5h, 出炉空冷至室温, 最后在 (250±10) ℃保温2h回火后空冷。
热处理时, 要严格控制淬火温度、保温时间﹑冷却速度, 尤其严格控制下贝氏体转变区的保温时间。
4 工业试验与性能分析
根据前面所述成分配比将配制好的材料在1 000kg中频感应炉中熔炼, 1 560℃～1 600℃出钢。在1 460℃左右浇注, 20 min～30 min后出箱。将所得铸件按图2的热处理工艺进行热处理。热处理完毕, 将铸件切割进行组织、成分和机械性能检测试验。
从试制的锤头上切取一个平面为20mm×20mm的试样, 对其用PDA-7000A合金光谱分析仪进行分析, 定量测出试样中各化学成分含量, 经测定试样的化学成分 (质量分数) 为:C:0.458%;Si:1.191%;Mn:1.056 5%;Cr:2.328 9%;P:0.029 60%;S:0.031 44%;Cu:0.567 57%;Mo:0.652 50%。
通过化学分析试验结果可以看出, 试样的实际化学成分与设计的化学成分是一致的。
将试验的锤头铸件, 用DK7740线切割机切割成10mm×10mm×10mm的试样, 经磨平、抛光后, 用4%硝酸酒精溶液腐蚀, 通过VEX-600E金相显微镜进行金相观察与分析, 其显微组织如图3所示。可以看出, 锤头经过热处理后, 显微组织为:马氏体+下贝氏体+碳化物+少量残留奥氏体组织, 组织分布均匀。
经过机械性能检测, 锤头试件的冲击韧性平均值为17.8J/cm2, 硬度平均值为54.3HRC。
5 结论
通过对破碎机工况和锤头承受的载荷分析, 研制了一种新型多元低合金耐磨钢, 并研究开发了锤头铁砂造型的消失模铸造工艺, 制定了最佳热处理工艺, 经过试验, 得到以下结论:
(1) 提出了耐磨锤头用多元低合金耐磨钢主要化学成分 (质量分数) 范围为:C: (0.45～0.52) %;Cr: (2.0～2.5) %;Mn: (1.0～1.4) %;Si: (0.8～1.2) %;Mo: (0.2～0.4) %;Cu: (0.3～0.8) %;RE: (0.4～0.6) %;P, S≤0.03。
(2) 采用铁砂造型消失模铸造成型工艺。由于铁砂具有较好的流动性、充填能力、耐火性、溃散性、透气性和强度, 铸件在型腔中的冷却速度较快, 使铸态晶粒得到细化, 致密度得到提高, 防止裂纹的产生。
(3) 锤头铸件经 (910±10) ℃淬火, 出炉空冷到300℃保温1.5h, (250±10) ℃回火处理后, 其综合力学性能达到最佳, 组织均匀。
(4) 试验结果表明, 低合金耐磨钢锤头的硬度达到50HRC以上, 冲击韧性接近18J/cm2, 且具有良好的耐磨性和抗冲击性。
参考文献
[1]高澜庆, 王文霞, 马飞.破碎机的发展现状与趋势[J].冶金设备, 2001, 8 (4) :13-16.
[2]李世峰, 甘玉生, 李永堂, 等.破碎机环锤制造工艺及性能研究[J].机械工程学报, 2010, 46 (4) :54-59.
[3]李世峰, 甘玉生, 李永堂, 等.改性高锰钢环锤生产工艺的优化[J].铸造, 2009, 58 (1) :71-74.
[4]李永堂, 付建华.多元低合金耐磨钢破碎机衬板制造工艺研究[J].机械工程学报, 2013, 49 (12) :72-77.
低合金高强度货叉用扁钢的开发 篇6
江苏沙钢集团淮钢特钢有限公司 (以下简称淮钢) 开发货叉扁钢之前, 国内主要以圆钢锻造货叉为主, 钢种主要为40 Cr、35 CrMo等。但由于锻造成本高 (吨钢达到2 000元左右) , 且40 Cr低温冲击性能较低, 满足不了部分寒冷地域的使用;35 CrMo冲击性能较好, 但成本较高。
叉车的货叉用钢对质量要求较高, 不仅需要较高的强度, 而且需要较好的塑性指标和一定的低温冲击性能。同时, 由于制成货叉后需整体淬火, 而货叉的整体断面又较大 (达到125 mm×65 mm) , 所以对钢种的淬透性也有一定的要求。
淮钢通过市场调研发现, 随着国民经济的发展, 叉车的需求量成倍增长;叉车吨位从3 t增加到15 t以上;有的使用在严寒的北方, 对钢材的性能有了更高的要求。因此, 淮钢决定本着低成本、高性能的思路, 与Cascade公司共同开发了低合金高强度货叉用钢。通过以轧代锻, 克服锻造工序的缺点, 以满足货叉用钢的新要求。
1 试验方案
1.1 货叉用扁钢对材料的要求
1.1.1 货叉产品对力学性能的要求
货叉产品对力学性能的要求见表1。
力学性能的试验条件:取200 mm长度试样整体制成Ø25 mm毛坯试样, 880～920°C淬火+500～530°C回火后, 制成标准试样进行力学性能试验。
1.2.1 货叉产品对淬透性的要求
货叉产品对淬透性的要求见表2。
1.1.3 货叉产品对外形尺寸的要求与相关国家标准的对比
货叉产品对外形尺寸的要求与相关国家标准的对比见表3。
1.1.4 货叉用扁钢对晶粒度的要求
货叉用扁钢对晶粒度的要求应在5～8级。
1.2 成分设计
根据货叉的使用条件和性能要求, 选择Cr, Mn, B, Ti作为货叉用扁钢的主要微合金化元素。在成分设计时应满足如下的材料特性:
(1) 冷裂纹敏感系数应小于0.53, 其计算公式如下:
(2) 马氏体开始转变温度应大于340°C, 马氏体开始转变温度按以下公式计算
按照设计的成分, 本钢种的裂纹敏感系数为0.36～0.51, 马氏体转变温度为409.3～341°C。
满足以上条件, 可以保证在货叉在正常热处理过程中不产生淬火和回火裂纹。加入一定量的Cr、B 等元素, 使水淬临界直径大于80 mm, 以保证在生产最大厚度 (70 mm) 的货叉时具有足够的淬透性。同时加入Ti细化晶粒, 确保材料在高温淬火后的力学性能。
为了满足客户要求的材料性能, 钢种的化学成分设计见表4。
2 生产工艺
货叉用1537 HC扁钢采用如下工艺生产:
原料 (优质铁水) →LD (转炉冶炼、初始合金化) →LF (钢包精炼、合金微调) →RH (真空脱气) →CCM (6流连铸、浇铸断面:200 mm×200 mm) →钢坯清理头部切割瘤→钢坯加热→除鳞→粗轧 (4机架) →中轧 (4机架) →精轧 (6机架) →定尺锯切→冷床空冷→打捆下线→检查→码垛包装→出厂。
炼钢时加入优质铁水和少量的低Cu废钢, 确保钢水中的残余Cu含量, 所使用的各类铁合金应符合国家标准要求。LD根据终点碳含量确定向钢水中加入脱氧剂, 确保脱氧充分以及产生容易去除的夹杂物。
真空脱气时, RH 真空度在100 Pa以下保持时间≥15 min, 总真空时间≥25 min, 保证[H]< 2 mg/L。
精炼末期采用钡处理夹杂物变性专利技术, 确保钢的洁净度, 最大限度地提高钢的抗疲劳及抗低温性能。
轧钢时钢坯预热温度≤850°C, 加热段温度≤1 100°C, 均热段温度为1 180～1 250°C, 开轧温度为1 050～1 150°C, 终轧温度为920～1 020°C。
为了满足产品的外形尺寸要求和弯曲度要求, 使得客户能够实现以轧代锻, 轧钢厂设计了专用的货叉用扁钢孔型系统, 同时在成品机架出口设计了五辊扁钢在线矫直设备。
考虑到客户的使用工艺, 出库前采用码垛打捆的方式, 便于客户的下料。
3 性能分析
3.1 力学性能
实际生产的化学成分 (熔炼分析) 见表5。
钢材采用200 mm长度毛坯整体调质, 并按照GB/T228—2002的方法进行检验。批量生产后得出的力学性能见表6。
3.2 硬度值
材料经过调质后, 按照GB/T 231.1-2002的方法进行检验, 硬度达到HBW346 (货叉检验合格值为HBW282～363) 。符合技术要求。
3.3 金相组织
材料经过调质后, 按照GB/T13298-1991的方法进行金相组织检验, 见图1, 2, 由图中可知, 边部为100%的回火索氏体, 心部为回火索氏体+极少量的铁素体。符合技术要求。
3.4 晶粒度
按照GB/T6394—2002, 对批量生产的扁钢进行检验, 晶粒度级别大于6.5级, 符合技术要求。
3.5 淬透性
按照GB/T225—2006对批量生产的扁钢进行检验, 得出钢的末端淬透性值, 见表7。
4 结 论
(1) 开发的低合金高强度货叉用扁钢的理化性能及外形尺寸完全能够满足技术性能的要求。
(2) 通过添加B、Ti、Cr等元素的微合金化方式, 可以提高钢的淬透性值。
摘要：介绍了低合金高强度货叉用扁钢的开发方案、生产工艺, 并对产品进行了性能分析。
关键词：扁钢,高强度,货叉
参考文献
[1]冶金工业部钢铁研究院编.合金钢手册[M].北京:冶金工业出版社, 1972.
低合金耐热钢焊接裂纹的探讨 篇7
1. 焊接裂纹的形态
低合金耐热钢焊接时易产生裂纹, 通过检查发现这种裂纹常以纵向的方式存在于焊缝中间及熔合线处, 有时也以横向的方式不规则地分布在整条焊缝中, 严重时延伸到母材上。
2. 焊接裂纹所属类型
根据延迟裂纹的机理, 氢由金属内部向外扩散的过程中, 会遇到某些"陷阱" (如显微杂质和微孔等) , 从而发生聚集, 并由原子状态转变为分子状态, 形成较大的内应力, 从而促使这些原有微观缺陷的地方不断扩大, 直至形成微观裂纹。从焊接过程中发现有较多的针状气孔现象来看, 可以表明焊缝中的氢含量已处于饱和状态, 而焊后的去氢处理又不充分, 从而导致焊缝产生延迟裂纹。而从裂纹的扩展方向来看是由焊缝向两侧母材方向扩展, 这与氢的扩展方向呈一致性, 由此说明裂纹的性质属于冷裂纹。
这条焊缝的焊接持续了两天多, 在整个焊接过程中均没有发现裂纹, 只是在整条焊缝焊妥后的第二天才发现, 随着时间的推移, 裂纹有扩展的趋势。这就进一步说明焊接裂纹属冷裂纹。
另外, 从所发现的焊接气孔来看, 焊接表面的气孔呈喇叭口形, 且气孔的四周有光滑的内壁。随后的机械加工过程中发现焊缝内部也存在气孔, 多呈小圆球状, 这与氢气孔的特征完全吻合, 这说明了焊缝中存在大量的过饱和氢。由于氢在不同温度和不同组织中的溶解度差异很大, 这样的焊接接头冷却时, 析出的氢就会向周围的热影响区扩散, 待组织转变后就在热影响区聚集相当多的氢。当这里存在显微缺陷如原子空位、空穴等, 氢原子就在这些地方结合成分子状态的氢, 在局部地区造成很大的压力, 加上组织转变时的体积膨胀而产生的巨大组织应力, 促使钢发生破坏, 从而形成氢延迟裂纹。
二、原因分析
1. 母材及焊接材料化学成分的影响
根据碳当量的计算公式算出母材的碳当量为0.941%, 焊丝的碳当量为0.92%, 均大于0.6%。因此, 无论是母材还是焊材, 其淬硬倾向严重, 焊接性比较差, 焊接时需要采取较高的预热温度及严格的工艺措施, 否则易产生裂纹。
2. 大而厚的结构形式对焊接应力的影响
(1) 对于大而厚的容器, 由于结构本身钢性大, 焊接过程易产生相当大的焊接应力。焊接时焊件上温度呈不均匀的分布, 即在热源中心部分温度最高, 离热源越远则温度越低。焊接时熔池的平均温度在2000℃以上, 它被周围相对处于冷态的金属包围而受到约束, 不能自由伸长, 因而产生相当大的内应力, 加上结构钢性大, 不能变形, 易导致裂纹产生。
(2) 焊缝金属在冷却过程中体积发生收缩, 尤其是大厚度焊缝, 焊缝中填充金属多, 收缩量大。这种收缩也会产生较大的收缩应力而导致裂纹的产生。
(3) 焊接时, 金属加热到很高温度, 加上结构大而厚, 散热快, 因此, 随后的冷却温度特别快, 金属内部组织会发生很大的变化。由于各种金属组织比重不同, 冷却后体积变化也不同, 这种体积变化也受到周围未经组织变化金属的约束, 其结果使金属内部产生较大的组织应力, 也会导致裂纹的产生。
3. 焊接工艺的影响
(1) 焊接线能量的影响
由于结构本身大而厚, 加上实际焊接生产中一般都选用较大的焊接线能量, 这样在热影响区由于容易产生过热组织使这部分金属晶粒粗大, 降低了焊接接头的抗裂性能而导致裂纹的产生。
(2) 预热温度的影响
低合金耐热钢预热温度为200-250℃左右, 可减缓焊接时的温度应力, 防止冷裂纹的产生。因此, 严格地选择预热温度及预热方法非常重要。但是施工现场由于条件的限制, 预热温度控制得很不准确, 预热时不控制加热速度, 使得外表面很热而内壁还是冷的, 这样造成测量预热温度时的虚假现象, 从而容易造成较大的温差应力导致裂纹的产生。
摘要：本文针对了低合金耐热钢焊接后产生裂纹的原因进行了分析, 结果表明主要原因是氢浓度过高而引起的氢至延迟裂纹。
关键词：低合金耐热钢,焊接,裂纹
参考文献
[1]JB4708-2000.钢制压力容器焊接工艺评定.
[2]JB4709-2000.钢制压力容器焊接规程.
[3]JB4744-2000.钢制压力容器产品焊接试板的力学性能检验.
低合金结构钢 篇8
高强度低合金钢在锅炉制造中的应用, 其最大的优势就在于自身极高的强度, 在锅炉用料标准10000h外推蠕变断裂强度上要比传统的钢材高1.8倍。同时因为碳含量比较低, 所以其自身的焊接性能也较为优秀, 作为锅炉用钢其本身优异的焊接性能为锅炉的加工提供了更多的便利。当前对于这样一种优秀的锅炉用钢材料的研制技术分析具有鲜明的现实意义。
应用性能
显微组织和韧性
高强低合金钢材料因为自身碳元素含量和其他金属元素的含量比较低, 所以材料自身的强度极高。合金元素的含量低还为高强低合金钢材料带来了一个好处, 那就是韧性的提升。从微观角度分析高强低合金钢材料通体由回火贝氏体组成, 不含有铁素体, 在传统的钢材料中因为钢材自身的碳含量较高, 其中蕴含的碳元素极容易与钢材中的其他元素在高温锻制过程中形成化合物, 比较典型的就是Mo2C, 这种碳化合物本身的强度是较低的, 所以其在钢材内部的存在会导致钢材内部容易形成一种空心效应, 进而降低钢材的整体强度。而在高强低合金钢材料中因为自身的碳含量比较低, 所以主要的沉淀物是V、M23C6和M2C等化合物, 并没有W2C这样的软质化合物, 高强低合金钢材料因为内部V、M23C6和M2C等化合物的存在而大大提高了自身的韧性, 因为这些化合物本身是一种硬质化合物, 其在高强低合金钢材料中的均匀分布让钢材料的整体韧性有巨大的增长。高强低合金钢材料的这种高韧性特点直接导致了其在锅炉中应用的高效性, 其在经过热处理以后自身的冲击值差别很小, 转变温度极低。
高温性能
作为锅炉用材料其自身必须要具备极强的高温性能, 这种性能主要包括有高温时的抗拉伸强度、屈服强度以及蠕变断裂强度, 其中蠕变断裂是指材料在长时间的恒温恒应力作用下缓慢产生塑性变形的现象称为蠕变。零件由于这种变形而引起的断裂称为蠕变断裂。蠕变断裂是锅炉用材料的一个主要性能考察指标, 因为锅炉用材料的固有特性在长时间的高温状态下受到长时间的固定应力影响其自身会产生塑性形变, 这种形变对锅炉的系统的影响是极为严重的, 会导致锅炉整体发生形变, 锅炉与配套系统之间结合严密度下降, 锅炉整体的运行效率下降等等严重的后果。高强低合金钢材料在室温下的抗拉伸强度为600MPa, 在室温下的屈服强度为500MPa, 这种抗拉伸和屈服性能都大大超过了传统的锅炉用钢材料, 同时其自身在延展性方面的超强性能也能够满足锅炉管道的设计要求。
为了考察高强低合金钢材料的外推蠕变断裂强度, 对高强低合金钢材料进行了长达10000h的测试, 在测试过程中模拟了锅炉燃烧过程中的高温和膨胀气体向外的推力。测试结果显示高强低合金钢材料在600℃高温下10000h的外推蠕变断裂轻度比传统钢材高1.8倍。高强低合金钢材料的这种超高的蠕变断裂强度是因在钢材锻制过程中用W代替了部分的Mo并添加了微量的B获得的。
长期时效性能
锅炉用钢材因为锅炉运行的特殊性, 其不仅要面对长时间的高温考验, 同时也会面对巨大的温差变化, 在锅炉系统运行过程中往往需要经受极长时间的高温烘烤, 在锅炉系统停机时期自身的温度又会迅速下降。锅炉用钢材料在面对巨大温差变化的同时自身还要保持一定的结构强度, 为了验证高强低合金钢材料的这一方面的性能, 在经过外推蠕变断裂强度试验以后, 进行了0度冲击试验。所谓0度冲击试验就是指在材料经过高温试验以后, 通过冰水混合物、酒精、液氮等溶液将试验目标的温度降到0度左右并进行材料的抗冲击性能试验, 零度冲击试验是为了验证试验材料在极端环境中的机构强度, 在锅炉的运行过程中因为锅炉材料要经过长时间的高温烘烤, 其自身的韧性会出现一定的下降, 这种韧性下降在低温状态下会导致锅炉整体的结构强度脆化在外力作用下容易发生形变和破裂, 所以对锅炉用材料在持续高温下的韧性下降程度考察十分必要, 经过10000h的外推蠕变断裂强度实验以后高强低合金钢材料已经具备了进行抗冲击试验的条件, 经过低温冲击试验测试表明即使经过长时间的使用, 其自身也能够保证较强的抗冲击能力。
高温抗腐蚀性能
在锅炉运行的过程中, 其内部会产生对钢材料本身的腐蚀性, 这种腐蚀主要表现为两种形式一种是高温热腐蚀、一种是蒸汽氧化性腐蚀, 金属材料在高温下由于环境因素反应而沉积在其表面上的沉积物在氧和其他腐蚀性气体同时作用下加速腐蚀的现象称为热腐蚀。抗氧化性, 是指金属材料在高温时抵抗氧化性气氛腐蚀作用的能力称为抗氧化性。经过系统试验可以明显看出高强低合金钢材料的抗热腐蚀性能和抗整齐氧化性能基本与传统的锅炉用钢材料持平。
加工性能
焊接性能
高强低合金钢材料因为自身的含碳量较低, 所以其在焊接活动中表现出了很低的淬硬性, 其焊接性能得到了极大的提升。在传统的锅炉用钢中因为要优先保证钢材料在应用活动中的高温性能、结构强度和耐腐蚀性等工作需求, 所以传统钢材料往往在应用性能上较强, 而在以焊接性能为主的加工性能上较差, 导致在锅炉用钢材料的加工和组装过程中存在着严重的困难, 但是这也是锅炉用钢材料的一种必然选择, 只有保证锅炉用钢材的应用性能才能让锅炉用钢材料实现自己的价值, 发挥应有的作用。所以在传统的锅炉用钢材料的应用中一般都会采取高温加工或者预热的措施来降低钢材料的加工的难度。但是与此同时钢材料加工的效率就大大降低了。新型高强低合金钢材料因为自身的碳含量比较低, 所以表现出了极强的机械性能, 在试验活动中利用Y型坡口限制焊接裂纹试验来对其裂纹敏感性进行测试, 测试结果表明高强低合金钢材料即使是在室温条件下进行焊接, 其本身也不会产生裂纹, 说明高强低合金钢材料具有极为优秀的焊接性能。
焊接接头性能
钢材料在加工活动中一个重要的加工指标就是其焊接接头的性能, 高强低合金钢材料作为一种新型钢材料其在研发过程中就配属了专业的焊接消耗材料, 用于焊接接头的焊接。焊接接头的性能会产生对锅炉整体连结性能的影响, 在实验测试中可以发现在20℃的温度下不经过焊后热处理, 高强低合金钢材料的焊接接头硬度也保持在HV300~350的低值, 这表明高强低合金钢材料的焊缝不需要焊前预热和焊后的热处理, 就能达到相对较高的焊接强度。对焊接接头进行焊后的热处理往往能够将焊接接头的强度进一步提升。
在锅炉建造中应用高强低合金钢材料, 是一种整体性的应用也就是说高强低合金钢材料的焊接接头的各方面性能, 都应该达到与高强低合金钢材料相近的水平, 作为锅炉组成的一部分其首先要考察的就是焊接接头的蠕变断裂强度, 一般来讲在钢材料焊接接头的蠕变断裂强度会随着温度的提升和时间的延长而降低, 但是在高强低合金钢材料中应用的焊接接头在550℃、600℃、650℃温度之下, 其自身的蠕变断裂强度基本没有发生改变。
结语
高强低合金钢材料作为一种优秀的低碳钢材料, 其自身在外推蠕变断裂强度、韧性、耐腐蚀性能上都有较为突出的优势, 本文从应用性能和加工性能两个角度对这一钢材料的研制技术进行了简要的分析, 以期为锅炉高强低合金钢材料的研制技术水平提升提供支持和借鉴。
低合金结构钢 篇9
从财务数据来看，春兴精工近几年业绩表现优秀。数据显示，公司2007-2009年度的净利润分别为2872.81万元、4886.87万元、6968.70万元，年均增长率接近60%，呈现快速、稳定的发展趋势。公司本次进入资本市场，是为募资投入扩产及技改项目，提高综合竞争力。
上下游双向拉动 行业前景可期
春兴精工主要产品为各类精密铝合金结构件，产品广泛应用于通信设备、汽车零部件、航空器材等对结构件的加工精度和产品质量精度有严格要求的高精尖领域。
随着全球对通讯、汽车等的需求不断增强，精密铝合金结构件的市场需求不断激增。尤其铝合金结构件在轻质化、清洁生产、精密度高、性能稳定等方面具有其它金属制造不可比拟的优点，将逐渐成为金属结构制造的主流产品，市场潜力非常大。
中国是精密铝合金结构件的制造大国，精密铝合金结构制造行业产能正在向中国转移。我国充足的铝材产能、先进的铝材生产工艺和装机水平为行业的发展提供了充沛质优的原材料和坚强的基础动力。中国还是全球铝消费量最大的国家，未来我国汽车消费的持续增长、通讯设备的更新换代、高速铁路的大规模建设、大飞机项目的实施等都将对精密铝合金结构件的需求量形成巨大拉动效应。
在上游推动力及下游拉动力的双重力量下，我国精密铝合金结构制造行业前景可期。市场人士分析，春兴精工处于一个生机勃发的行业，公司拥有广阔的发展空间。
依托重点客户 铸造品牌优势
精密铝合金结构制造为了保证产品的质量精度和加工精度，对于技术工艺、设备条件、工作环境、技术工人技术熟练度等均有很高的要求。对于精密铝合金结构件生产商来说，这些条件就形成了行业竞争的高壁垒。
春兴精工是一家高新技术企业，公司拥有国内精密铝合金结构制造行业内为数不多的市级企业技术中心，是我国精密铝合金结构制造行业的技术领导者之一。公司在产品的前瞻性研究、客户同步共同研发、产品工艺改进研发等方面均处于业内领先水平。
由于精密铝合金结构制造行业的下游通讯、汽车等领域的客户均为技术含量较高的企业，因而对其供应商要求颇为苛刻。春兴精工凭借产品技术研发优势，获得了下游客户的充分认可，并形成了长期稳定的良好合作关系。公司服务的重点客户包括：诺基亚、西门子、阿尔卡、特朗讯等知名通讯设备系统集成商；波尔威、安德鲁等知名专业通讯设备制造商；德国贝洱、德国博世、日本电产、美国江森自控等全球排名前列的汽车零部件及设备制造商。
经过多年耕作，公司不仅获得了众多的客户资源，而且获得客户高度认可，建立了“春兴制造”的品牌。“春兴制造”的品牌价值随着客户产品在全球的应用和推广，从而在供应链各个环节得到了全面的提升。春兴精工成为行业内为数不多的具备品牌优势的企业。
突破产能瓶颈 大幅提升竞争力
春兴精工的产品近年来一直处于供不应求的状态。自2007年以来，公司年均产能利用率超过100%，如要实现新一轮的大发展，必须扩大产能。公司本次进入资本市场，正是为募集资金建项，以突破产能瓶颈，提升产品市场占有率。
低合金Q550D金相异常组织分析 篇10
1理化检验
1.1力学性能检验结果
本批钢板力学性能见表1,可见屈服强度和抗拉强度检验结果比标准值要低。
1.2金相检验
试样为在热轧16mm板厚的Q550D钢板上截取的金相样,尺寸为16mm×20mm×20mm ,经磨制、抛光、4% 硝酸酒精侵蚀后的试样照片见图1,在靠近上表面2.1mm处有一条明显的白亮组织带,白亮组织带宽度大约0.4mm左右。 图2为50倍金相照片。
1.3显微组织
如图3所示,a为白亮组织带、b为过渡区组织、c为基体组织。白亮组织带内和基体正常组织比明显不同。白亮组织带内为铁素体和少量珠光体,其中灰白色晶粒为铁素体,黑色组织为珠光体,晶粒比较粗大,晶粒度为9级;基体组织主要为针状铁素体和粒状贝氏体,晶粒比较细小,晶粒度为13级;过渡区可见碳元素扩散的过渡组织,块状铁素体晶粒明显减小,出现针状铁素体和粒状贝氏体。
1.4夹杂物分析
在白亮组织带内还发现了大量的灰色夹杂物,比较有代表性的夹杂物见图4。
经超声波清洗,用扫面电镜观察,发现大的夹杂物处已经形成显微裂纹,见图5a和5b ;对夹杂物进行能谱分析,成分按重量百分比显示,结果见表5a和5b。 可见主要夹杂物为氧化钛(Ti O2)、氧化铝(Al2O3)、硫化物(Mn S•Fe S)、硅酸盐(2Fe O•Si O2)等。
1.5成份分析
利用扫面电镜和能谱仪对基体和白亮组织带进行成份分析,结果见图6具体扫描成份见表6。可见白亮组织带内锰含量和基体比明显偏低,碳含量比基体稍高,存在成分偏析现象。
1.2.5显微硬度检验
100g荷载保持10s显微硬度检验结果见图7,a为白亮组织带内维氏硬度压痕,b为基体组织维氏硬度压痕。白亮组织带内测量两组硬度值,基体内测量了4组硬度值,具体结果见表7 。可见白亮组织带内显微硬度值比基体要低。
2分析与讨论
国家标准GB/T1979-2001《结构钢低倍组织缺陷评级图》定义白亮带: 在酸蚀试片上呈现抗腐蚀能力较强、组织致密的亮白色或浅白色框带。连铸坯在凝固过程中由于电磁搅拌不当,钢液凝固前沿温度梯度减小,凝固前沿富集溶质的钢液流出而形成白亮带。白亮带的形成,一般认为是由于电磁搅拌引起紊流将凝固前沿生长树枝晶间富集溶质的液体赶出所致。也有观点认为,白亮带是在搅拌开始和结束时铸坯结晶生长速度变化的结果。铸坯进入搅拌区时其液芯部热量释放加快,凝固前沿温度上升而使凝固速率突减,通过搅拌区后钢液流动速度减小,热量传递回复正常,前后凝固速率变化造成结晶溶质偏差而形成白亮带。铸坯白亮带在热轧后仍然存在,有时会带来对机械性能的不良影响。
由于在铸坯低倍生产检验中并没有发现白亮带,也没有在其它炉号的金相样上发现类似情况,可以判断我们见到的白亮组织与通常所说的白亮带不同。首先白亮带通常出现在铸坯最后凝固的心部附近,有时一条,有时两条,我们见到的白亮组织带只在试样近表面处;其次,白亮带通常组织致密,附近很少有如此大量的夹杂物;第三白亮带内元素通常为负偏析, 我们见到的白亮组织带内碳元素为正偏析,对于锰元素负偏析,我们认为是在白亮组织带内后期凝固时形成了大量含锰夹杂所至。
由上面检验结果可见我们观察到的白亮组织带是一条显微硬度值偏低,含有钛、锰、铝、硅等元素夹杂物,锰元素负偏析,碳元素正偏析,晶粒粗大的成分偏析带。也可以说是一条与基体不同成分的异钢种夹杂带,可见本批生产中工艺执行情况出现异常。由于在检验中白亮组织带周围没有明显的脱碳层和氧化铁皮,说明不是在轧制过程中铸坯表面粘有异钢种金属轧入钢板内部造成的。白亮组织带应为铸坯靠近表面的钢液凝固时成分存在偏析形成的,由于元素扩散的过渡层存在, 可见工艺异常情况出现在凝固后期,成分在没办法达到平衡的情况下,完成了凝固。初步推断为有异钢种的废钢在后期掉入了钢液中,在废钢和原钢液界面处形成了大量的氧化物夹杂,废钢和原钢液中的元素在未完全扩散达到平衡时,铸坯浇注凝固,在后期轧制过程中由于成分不同, 在完全相同的工艺下形成了我们现在看到的和基体完全不同的白亮组织带。
3结论
1)白亮的异常组织带与因电磁搅拌形成的铸坯白亮带不同,是一条显微硬度值偏低,含有钛、锰、铝、硅等元素夹杂物, 晶粒粗大的成分偏析带,组织为块状铁素体和少量珠光体。
2)分析认为是铸坯浇注凝固后期异钢种的废钢掉入了钢液中,在废钢和原钢液界面处形成了大量的氧化物夹杂,废钢和原钢液中的元素在未完全扩散达到平衡时,铸坯凝固。在后期轧制过程中由于成分不同,在完全相同的工艺下形成了我们现在看到的和基体完全不同的白亮组织带。白亮组织带的存在影响了钢板的强度。
摘要：在低合金Q550D的金相检验中发现有一条白亮的异常组织。利用光学显微镜、扫描电镜和能谱仪对异常组织进行研究。结果表明,白亮的异常组织带与因电磁搅拌形成的铸坯白亮带不同,是一条显微硬度值偏低,含有钛、锰、铝、硅等元素夹杂物,晶粒粗大的成分偏析带,组织为块状铁素体和少量珠光体。分析认为是铸坯浇注凝固后期废钢掉入形成的大块异钢种夹杂,在热轧后形成的白亮组织带。