管子焊接工艺研究毕业设计论文2

1、 毕业设计（论文） 题 目 SA-213T23管子焊接工艺研究 学 院 专业班级 学生姓名 学号 指导教师 职称 高级工程师 评阅教师 职称 2012年月日注 意 事 项 1.设计（论文）的内容包括： 1）封面（按教务处制定的标准封面格式制作）2）原创性声明3）中文摘要（300字左右）、关键词4）外文摘要、关键词 5）目次页（附件不统一编入）6）论文主体部分：引言（或绪论）、正文、结论7）参考文献8）致谢9）附录（对论文支持必要时）2.论文字数要求：理工类设计（论文）正文字数不少于1万字（不包括图纸、程序清单等），文科类论文正文字数不少于1.2万字。3.附件包括：任务书、开题报告、外文译文、译

2、文原文（复印件）。4.文字、图表要求：1）文字通顺，语言流畅，书写字迹工整，打印字体及大小符合要求，无错别字，不准请他人代写2）工程设计类题目的图纸，要求部分用尺规绘制，部分用计算机绘制，所有图纸应符合国家技术标准规范。图表整洁，布局合理，文字注释必须使用工程字书写，不准用徒手画3）毕业论文须用A4单面打印，论文50页以上的双面打印4）图表应绘制于无格子的页面上5）软件工程类课题应有程序清单，并提供电子文档5.装订顺序1）设计（论文）2）附件：按照任务书、开题报告、外文译文、译文原文（复印件）次序装订3）其它学生毕业设计（论文）原创性声明本人以信誉声明：所呈交的毕业设计（论文）是在导师的指导下

3、进行的设计（研究）工作及取得的成果，设计（论文）中引用他（她）人的文献、数据、图件、资料均已明确标注出，论文中的结论和结果为本人独立完成，不包含他人成果及为获得重庆科技学院或其它教育机构的学位或证书而使用其材料。与我一同工作的同志对本设计（研究）所做的任何贡献均已在论文中作了明确的说明并表示了谢意。毕业设计（论文）作者（签字）： 2012年月日： 摘 要随着大型火电机组的发展，对与其配套的高压锅炉的主要管材提出了更高的技术要求。T23钢是贝氏体耐热钢，该钢具有良好的力学性能及持久塑性，适于制造工作温度在600以下的高温过热器、再热器部件及锅炉集箱、蒸汽导管等。通过对T23钢的成分、组织、性能及

4、其焊接性的了解。对国产T23钢550 、600 和650 的持久试样在Nikon EPIPHOT 300金相显微镜，S-570扫描电子显微镜(SEM)和JEM-200CX 透射电子显微镜(TEM)下观察其在高温时效后的显微组织，研究了T23钢高温蠕变过程中的组织演变及其对性能的影响。通过对T23钢的初步认识逐步确定了T23管子焊接工艺参数，并根据编制的焊接工艺进行焊接工艺评定实验。T23钢由于其优良的工艺性能、较高的持久强度，将有广阔的应用前景，值得我国认真研究积极推广应用。关键词：T23钢 耐热钢 焊接性 显微组织 持久强度目录摘要1前言11.1 SA-213T23钢管在锅炉的研究背景11.

5、2 SA-213T23概述11.3 SA-213T23钢管在锅炉的应用21.4 SA-213T23钢管在锅炉的应用前景32 SA-213T23钢管的综合性能42.1 SA-213T23钢管的成分42.2 合金元素对SA-213T23组织及性能的影响5 Cr、Mo元素的作用5 V、Nb元素的作用52.2.3 C元素的作用6 Si的作用6 微量Nb和B的综合作用6 其它元素的控制6 2.3热处理工艺对T23钢组织与性能的影响6正火工艺的影响7 回火工艺的影响72.4 SA-213T23钢管的组织和性能7 试验材料及方法7 试验结果及分析83 SA-213T23的焊接性及接头性能分析133.1 SA

6、-213T23 钢的焊接性分析133.2 SA-213T23的焊接接头性能分析13 焊接裂纹敏感性13 焊缝韧性13 时效倾向13 焊缝的相13 焊缝的淬硬性14 焊缝的未熔合14 根层焊缝金属氧化144 SA-213T23604钢管焊接工艺154.1 焊接方法和焊接设备154.2 焊接材料及规格154.3 焊接工艺参数154.4 焊前准备及坡口型式154.5 焊接程序及操作技术要求164.6 焊接操作中的几个要点164.7 焊后热处理工艺规范165 SA-213T23 钢的焊接工艺评定175.1 焊接工艺试验175.2 试验结果175.3 结论20参考文献21致谢221 SA-213T23钢

7、管在锅炉的研究背景SA-213T23钢管在锅炉的应用但是2.25Cr-1Mo钢和 T91钢之间的强度差别太大，在560以上，后者高温持久强度是前者2倍多，在此温度区间用，T91取代 (以下称T22)，由于两者价格相差较大，势必带来很大的浪费。日本住友公司根据微量合金化理论，在基础上开发了，以弥补T22强度的不足，现在这种材料已经纳入ASME 的code case 2199-1，拟定牌号为SA-213T23，日本牌号为STB 1。我国在20世纪70年代开发了与相近材料12Cr2MoWVTiB(代号为钢102)，该材料是根据微合金理论研究出来的一种耐热钢，试验数据稳定可靠。在我国锅炉高温受热面材料

8、中，钢102的强度和使用温度处在12CrlMoV和不锈钢之间，是一种良好的过渡材料，该钢材在我国已使用近20年。在锅炉的高温集箱和主蒸气管道用材方面，我国一直使用12CrlMoV材料，其使用温度为550以下，该材料用于蒸气温度为538的亚临界锅炉时，已接近其最高使用温度，且壁厚已达110mm。那么在更高温度和压力下，12CrlMoV已不能满足要求，我们将采用何种材料?虽然随着我国锅炉制造水平的提高，我们掌握了SA335-P91材料(以下称P91)的制造技术，其使用温度600左右，但该材料制造难度很大。在550600温度范围内，12CrlMoV和P9l之间，我们需要一种过渡材料，这就为材料留出了

9、一个很好的使用空间。该分析旨在比较分析12CrlMoV、T22、钢102和T9lP9l材料的各项性能指标及其工艺性、焊接性，介绍材料性能的同时，进一步分析材料在我国锅炉产品上使用的可能性和运用前景，为设计壁温为580600之间的锅炉部件提供选材依据。SA-213T23钢管的综合性能2.1 SA-213T23性能SA-213T23钢是日本住友公司新开发的钢种。该钢是在ASME SA-213T22钢的基础上，吸收我国钢102的优点研制而成。SA-213T23钢的设计思路是采用较低的碳含量，提高焊接性能，加入少量B( 0.006 )使钢全部为贝氏体组织获得较好的韧性，减少Mo含量而加入W 进行复合强

10、化，同时通过V、Nb、B进行沉淀析出强化。T23 钢是1999年5月正式纳入ASME code case 2199-1。ASME code case 2199-1规定SA-213T23钢的化学成分(表2.1)、力学性能(表2.2)许用应力(表2.3) 及T23主要物理性能（表2.4）。规定钢应在高于1040正火并不低于73O 回火状态下使用。SA-213T23钢可制成各种钢材其相应的ASME标准Tube为SA-213，Pipe为SA-335，Plate(板)为SA-387。Forgings(锻件)为SA-182。表2.1 SA-213T23钢的化学成分元素 CSiMnPSCrAl含量0.050

11、.030.010.03元素MoVWNbBNTi/Ni含量0.03n.s.注:表中n.s.表明无规定表2.2 力学性能抗拉强度(MPa)0.2%屈服强度(MPa)延伸率(%)硬度510min400min20minHB220表2.3许用应力材质种类项目500525550575600625SA213T23钢管许用应力1251108971533410万小时持久强度187164133106795110万小时持久强度156138111896643SA335P23管道许用应力1181018468523110万小时持久强度176151125101784610万小时持久强度148126105856539表2.4

12、 T23的主要物理性能 温度参数50100200300400500600650表2.4（续）弹性模量GPa206203196189181171160154热传导率W/(mk)34.835.836.836.635.834.633.132.2线膨胀系数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钢与我国在20世纪60年代开发的钢102 (12Cr2MoWVTiB)有近似的合金系统和含量，它是在T22钢的基础上加入了钨，减少了钼，把碳含量降低到了0.040.10。此外，再添加少量的钒、铌、氮和硼等微合金化元素。除了这些

13、变动以外，T23钢的硫、磷等杂质含量都被明显地限制和降低了。这样成分的钢再经过相应的成材加工和热处理后，就可获得综合性能良好、能够满足制作USC锅炉水冷壁要求的钢材。它们在600时的蠕变断裂强度达到T22钢的1.8倍。因为降低了含碳量和杂质含量，使其焊接性大大提高，允许焊前不预热，焊态下热影响区的最高硬度也在350HV以下。由于这些优点，T23钢都是在正火+回火的调质状态下供货。T23钢的正火温度为10501080。实践证明，当钢材的厚度超过10mm时，需要加大正火冷却速度(水冷却)，以保证最佳的力学性能。T23钢正火后的回火温度为760790。2.2 合金元素对SA-213T23组织及性能的

14、影响 Cr、Mo元素的作用Cr元素的作用有两方面，一方面提高了钢的抗氧化性和耐腐蚀性；另一方面固溶于基体中起固溶强化的作用，并且在回火和时效的过程中形成M23C6相起到了析出强化的作用。Mo元素能优先溶于固溶体中，是铁素体基体最重要的固溶强化元素，还可显著提高钢的再结晶温度。 V、Nb元素的作用V固溶于铁素体中，以细小、弥散V4C3析出，阻止了铁素体晶粒在加热过程中的长大。当V/C约为4时，持久强度最高，其原因也是V4C3大量沉淀于晶内，显著地提高了晶内强度，使晶内强度远大于晶界强度，但易形成晶界裂纹。少量V和Mo还能加速Laves相沉淀。Nb的作用同V类似，易形成细小、弥散、稳定的Nb（C，

15、N），使位错运动受阻，改善蠕变性能，但当Nb（C，N）聚集时，蠕变抗力下降十分快。当同时加入Nb和V时Nb的作用比V大。Nb（C，N）十分稳定，淬火时的残留第二相一般是Nb（C，N）。最新研究表明耐热钢中，由于少量的Nb、V、N的加入，在晶界及晶内生成了大量形状复杂的Nb、V（C，N），它们在高温塑性变形过程中比简单的球形析出物更能有效地阻碍位错的运动，因为即使位错已攀移绕过球形析出物，也能被翼状析出物截获，同时翼状析出物也增大了捕获位错的几率，大大提高了持久强度。另外，钢中加入少量强碳物形成元素V、Nb可阻止Cr、Mo等碳化物的形成，使其尽量溶于固溶体中，也增加了固溶强化作用。2.2.3 C

16、元素的作用 从钢的热强性来考虑，碳含量不应太低，但碳含量高的钢在高温长期应力的作用下，加速了合金元素的扩散速度，使得合金元素在固溶体中贫化，并且使碳化物显著长大，从而降低了钢的热强性。T23钢的碳含量控制在0.10%以下（0.040.10%），目的是必要的碳含量主要起固溶强化作用，同时，一部分碳原子将与钒、铌、钛作用析出碳化物，在高温变形阶段抑制再结晶，在较低温区起析出强化作用。当钢中碳含量降到0.05%以下时，钢在经过高温奥氏体化以及热变形后的冷却过程中，不再发生奥氏体向铁索体与渗碳体的两相分解，过冷奥氏体将直接转变成铁素体，并留下少量富碳的残留奥氏体。 钢的碳含量很低，渗碳体生成很少，因此

17、钢中得到的贝氏体一般无法区分上、下贝氏体。由于这时针状（或板条状）铁素体内及板条间均没有连续的渗碳体，因此，这种形态贝氏体韧性极佳。 钢的碳含量很低，可焊性极佳，一般不用预热处理和焊后热处理。 Si的作用 不同厚度的钢板在热轧过程中，采用不同含量的硅时，在终轧时的奥氏体晶粒细，晶粒变形程度很高，经加速冷却后，可以得到细的贝氏体组织（常是粒状贝氏体与部分板条状贝氏体的混合物），可以保证钢种必要的强度。 钢中硅与硼联合起作用，会进一步抑制贝氏体转变前的铁素体生成，同时，加入硅后可使铌碳化物高温应变诱导析出加速，再结晶停止温度升高，有利于进一步细化相转变产物。 微量Nb和B的综合作用微量铌与碳、氮、

18、硼在贝氏体内形成Nb（C、N、B）类析出物，进一步强化贝氏体。在热变形后，这类化合物在奥氏体中会通过应变诱导在位错线上析出，由于尺寸效应，都趋向于偏聚到晶界区，从而明显地阻碍变形后再结晶晶界的运动。冷却过程中，铌和硼原子在晶界的偏聚会极大地阻碍新相在晶界处形核，从而使先共析铁素体生成区明显右移，保证了这类钢能在很宽的冷速范围内得到均匀的贝氏体组织。 其它元素的控制钢中的硫、磷分别控制在0.005%和0.010%左右，以改善材料的塑性与韧性。钢加入少量的钛（约0.02%）它既脱氮保护硼，又通过微细TiN析出控制奥氏体晶粒的快速长大。钢中的锰起固溶强化作用，并阻碍先共析铁素体的析出。2.3热处理工

19、艺对T23钢组织与性能的影响T23钢的热处理工艺通常分为奥氏体化后空冷(正火)和高温回火两个部分。T23钢的空冷贝氏体淬透性很好，并且抗回火性也很好，因此可以获得回火粒状贝氏体组织。T23钢热处理考虑八个参量：正火加热速率、正火加热温度、正火加热时间，正火冷却速率、正火冷却温度、回火加热温度、回火加热时间、回火冷却速率。对该钢来说，由于有较好的导热性和优良的塑性，正火冷却的速率则应保证得到的是贝氏体而不有珠光体及马氏体等分解产物。因此，适宜的正火冷速控制是必须的。其中四个热处理的参量正火加热温度、正火加热时间、回火加热温度、回火加热时间则采用单因素比较试验法和正交试验法取不同的水平进行优选，二

20、者互为佐证。正火工艺的影响奥氏体化温度对热强钢性能有显著的影响，随着奥氏体化温度提高，耐热钢的热强性增加。日本的藤田利夫等人曾研究过淬火温度对刚持久强度的影响，表明高的淬火温度通常具有高的持久强度。同时，他们认为第二相粒子的大小、数量、形状和分布及晶粒大小是导致不同温度淬火后持久性能不同的主要原因。材料的性能与材料内部的组织结构有着密切的关系。提高奥氏体化温度可以引起a 固溶体合金化程度增加、晶粒尺寸增大、回火或使用过程中碳化物在基体上析出数量的增加及组织改变等，这些因素的改变对耐热钢的热强性有一定的影响。一般地说，奥氏体化温度高，晶粒尺寸就大，同时影响固溶强化和析出硬化的合金元素的固溶量。因

21、此，对于利用固溶强化和析出硬化的耐热钢来讲，既受晶粒大小的影响，也受合金元素固溶量的影响，一般认为后者的影响大，晶粒尺寸的影响小。Cr-W-Mo钢600持久强度随奥氏体晶粒尺寸增大而增加，但当奥氏体晶粒度超过6级后，则持久强度开始下降或达到饱和值。因此，奥氏体晶粒度不仅对室温强度，而且对高温持久强度也有一个最佳范围。低合金耐热钢随着晶粒尺寸增大到某一范围时，钢的热强性提高，而持久塑性和冲击韧性降低，钢的缺口敏感性增加。奥氏体化温度对钢性能的影响，其实质是通过随后的正火工艺来影响钢的组织与结构。当奥氏体化温度偏低时，存在许多沿原奥氏体晶界分布的较粗大未溶碳化物，因这些未溶碳化物与基体金属的热膨胀

22、系数不同，所以在急冷时，在这些粒子的周围产生位错，而析出物在这种原因引起的位错上优先析出。在回火过程中，随回火时间的延长及温度的提高，已析出的碳化物将聚集长大。所以，奥氏体化温度低时，持久强度低。在选择热处理规范时，从晶粒度角度应考虑其良好的综合性能，一般讲热力设备的高温零部件，通过热处理获得36级晶粒度是比较适宜的。 回火工艺的影响回火的目的是为了消除内应力提高韧性，同时，使在回火过程中合金元素在a固溶体中和析出的细小碳化物之间合理分配，合金元素的作用能够得到更好的发挥。T23钢的回火温度一般为760790。2.4 SA-213T23钢管的组织和性能 试验材料及方法试验所用T23钢管试样由东

23、方锅炉提供，其化学成分(质量分数，%)为：C0.08%、Cr2.33%、W1.52%、Mo0.17%、V0.24%、Nb0.04%、B 0.004%、N 0.012%、Mn0.48%、Si 0.25%、Al0.011%、S 0.008%、P 0.009%。热处理工艺采用正火+回火，持久试验分别在550 、600 和650进行。选取在550 经70 h、1176 h、5115 h、10150 h和13255 h蠕变断裂的试样。在600 经730h、1929h和6533.5 h蠕变断裂的试样以及在650经279h、1781h、5109 h蠕变断裂的试样，分别测试其硬度和观察它们的显微组织。在HD9

24、-45光学洛氏维氏硬度计上测定其硬度，在Nikon EPIPHOT 300金相显微镜，S-570扫描电子显微镜(SEM)和JEM-200CX 透射电子显微镜(TEM)下观察其组织。2.4.2 试验结果及分析1) 力学性能图2.1(a)为国产T23钢在不同温度的持久强度曲线。可见，温度为550 和600 时，随蠕变断裂时间的延长，T23钢的持久强度缓慢下降；650 时，持久强度下降很快。硬度测定结果也反映出类似的变化规律图2.1(b)。图2.1 不同试验温度下国产T23钢的持久强度(a)和硬度(b)图2.2 供应状态下T23钢的显微组织2) 显微组织 供应状态供应状态下国产T23钢的组织为粒状贝

25、氏体，贝氏体铁素体基体上有许多小岛状物质。TEM 观察结果表明，这些小岛状物质基本为略有回复的板条马氏体图2.2(a)。同时，有大量细小的第二相弥散分布在晶界和晶内图2.2(b)，经衍射斑点分析为MX型碳氮化物。此外，在晶界和晶内还有一些较大的类似于球形和棒状的沉淀相析出，衍射斑点分析结果表明为M23C6型碳化物。晶内还有少量的二相M7C3，其尺寸比MX大，但比M23C6小。 600 持久试验国产T23钢在600蠕变断裂后晶内有许多空洞和裂纹，离断口越近，其数量越多。通过SEM 对空洞内第二相的能谱分析可知，除富Al2O3和MnS夹杂物外，粗大的M23C6型碳化物可能是空洞形核的核心。TEM

26、衍射斑点分析结果表明，蠕变断裂后析出物仍以M23C6和MX为主。随蠕变断裂时间(t)的延长，M23C6碳化物明显粗化，但是当蠕变断裂时间延长到1929h后，粗化速率不大(图2.3)。MX碳氮化物在整个蠕变断裂试验过程中比较稳定，粗化不明显。TEM 观察表明，随着蠕变时间的延长，贝氏体铁素体基体和小岛中的板条马氏体均会发生不同程度的回复及再结晶。在600蠕730h时的变化较小，贝氏体铁素体基体基本保持原形貌，小岛中的板条马氏体宽度略微增加。蠕变断裂时间延长到1929h时，贝氏体铁素体基体由于回复、再结晶，开始出现少量亚晶，晶内位错密度下降图2.4(a)。当蠕变断裂时间达到6533.5h后，原奥氏

27、体小岛中的马氏体已经很难保持板条形貌，出现了明显的再结晶，位错密度进一步降低图2.4(b)。透射斑点分析结果表明，晶界上有个别碳化物点阵常数为1.097nm，介于M23C6和M6C点阵常数之间，表明此时有少量M23C6向M6C过渡。 (a)供应状态； (b)t=730 h；(c) t=1929 h； (d) t=6533.5 h图2.3 供应状态及600 蠕变状态下国产T23钢的SEM 照片(a)t=1929 h； (b)t=6533.5 h图2.4 经600 蠕变后T23钢的显微组织 550及650持久试验550 、650蠕变后的微观组织演变规律与600蠕变时相似，但随温度升高，组织演变进程

28、加快。TEM 观察结果表明，贝氏体铁素体基体中的小岛在550蠕变10150 h后才很难保持板条马氏体特征，而在650蠕变279h后，贝氏体铁素体基体就发生了回复和再结晶，开始出现少量亚晶，同时，小岛上的板条马氏体明显宽化，并且在有些区域出现了回复，位错密度明显下降。蠕变时间延长到1781h时，亚晶特征更加明显，蠕变时间进一步延长到5109 h后,基本上全部为亚晶。衍射斑点分析结果表明，有少量的M6C生成。3) 组织演变对性能的影响国产T23钢的持久强度较高，是因为采用了多元复合强化。在长时间蠕变过程中，固溶于钢中的钨含量比较高，而且钨的固溶强化效果比钼强，因而“加钨减钼”是有效提高国产T23钢

29、固溶强化效果的重要原因。同时，大量弥散分布的细小MX碳氮化物，在高温长时间蠕变下其粗化并不严重，所以是国产T23钢最主要的强化相。蠕变初期，粗化不太明显的M23C6碳化物也具有一定的析出强化作用，少量的硼也有一定的强化作用。另外，钢中大量位错产生的强化作用也可有效提高其强度。高温下，随着蠕变断裂时间的延长，国产T23钢的强度和硬度逐渐下降，这主要与蠕变过程中组织演变有关。蠕变过程中，由于晶界附近的位错向晶界移动，促使更多的碳原子和碳化物形成元素(如铬、钼、钨等)向晶界移动。因此，在晶界附近的碳、铬、钼以及钨等合金元素逐渐贫化，而在晶界上直接堆积了相当厚的一层碳化物 。组织观察可见，高温蠕变后，

30、T23钢中的M23C6 碳化物积聚、长大，且有少量M6C碳化物生成，这将促使晶内合金元素贫化。同时，粗大的M23C6 型碳化物加速了空洞形成及裂纹发展，加速了钢的断裂。此外，在国产T23钢的蠕变过程中，贝氏体铁素体基体和小岛中板条马氏体的回复、再结晶以及位错密度的下降，也导致了蠕变断裂强度降低。总之，T23钢高温蠕变后性能下降的主要原因是：回复及再结晶导致位错强化作用减弱；M23C6粗化和聚集致使析出强化、固溶强化作用减弱。通过以上分析可知，国产T23钢在高温和应力下，由于多种因素的综合作用致使其性能下降，但在整个蠕变断裂过程中，各种因素的影响程度不尽相同。图2.5为国产T23钢在不同温度的蠕

31、变试验中，M23C6碳化物的粗化、贝氏体铁素体基体和小岛中板条马氏体的回复及再结晶对持久强度、硬度的影响。可以看出，在550图2.5(a)，蠕变断裂时间不到5115h时，M23C6碳化物粗化比较明显，是导致性能下降的主要原因；随着蠕变断裂时间的延长，M23C6继续粗化程度不显著，而贝氏体铁素体基体和小岛中板条马氏体的回复、再结晶逐渐加强，对性能下降的影响逐渐增强；当蠕变断裂时间超过10150h时，贝氏体铁素体基体和小岛中板条马氏体的回复、再结晶对性能下降的影响更加突出。M 宽化指小岛中的马氏体板条宽化(a)550 ； (b)600 ； (c)650图2.5 蠕变断裂试验中国产T23钢的性能变化

32、及其主要影响因素蠕变断裂温度为600图2.5(b)，蠕变断裂时间少于730h时，小岛中的板条马氏体仅略微宽化，致使性能下降的主要原因还是M23C6碳化物的粗化。随蠕变断裂时间的延长，M23C6 继续粗化，同时贝氏体铁素体基体和小岛中板条马氏体回复及再结晶的共同作用加速了性能的下降。当蠕变断裂时间超过1929h时，M23C6 继续粗化的程度不明显，此时对性能下降起主导作用的因素是贝氏体铁素体基体和小岛中板条马氏体的回复及再结晶。蠕变断裂温度为650图2.5(c)时，性能下降更快，这与贝氏体铁素体基体和小岛中板条马氏体的回复及再结晶密切相关。当蠕变断裂时间少于279 h时，致使性能下降的主要原因仍

33、然是M23C6碳化物的粗化，但是随着蠕变断裂时间的延长，在M23C6 粗化的同时，贝氏体铁素体基体和小岛中板条马氏体的回复、再结晶现象渐渐明显，两者共同作用导致性能下降。当蠕变断裂时间仅1781h时，组织中已有较多的亚晶，因而性能下降快。随着蠕变断裂时间的继续延长，M23C6 的粗化不再明显，此时导致性能下降的主要原因是贝氏体铁素体基体和小岛中板条马氏体的回复及再结晶。从以上分析得知，M23C6 型碳化物的粗化与贝氏体铁素体基体和小岛中板条马氏体的回复、再结晶对国产T23钢的高温持久性能下降影响较大，但不同阶段的影响程度不同。在高温应力作用下，当蠕变断裂时间较短时，M23C6碳化物粗化是致使性

34、能下降的主要原因；随蠕变断裂时间的延长，贝氏体铁素体基体和小岛中板条马氏体的回复、再结晶的影响逐渐增强。尤其当蠕变断裂温度较高时，贝氏体铁素体基体和小岛中板条马氏体的回复、再结晶开始较早，对性能下降的影响提前。因此，降低M23C6 碳化物的粗化速度，推迟贝氏体铁素体基体和小岛中板条马氏体的回复、再结晶，都有助于减缓T23钢在高温蠕变过程中的性能下降。4) 结论在550、600和650，由于高温应力的作用国产T23钢将发生以下的显微组织演变：贝氏体铁素体基体将产生回复及再结晶，形成亚晶。原奥氏体小岛中的马氏体也因回复、再结晶的作用，板条特征逐渐消失。随蠕变断裂时间的延长，位错密度降低，M23C6

35、 碳化物聚集、长大，蠕变断裂时间增加到一定时，有少量M23C6 转变为M6C。高温应力作用下，蠕变断裂时间较短时，M23C6 碳化物的粗化对国产T23钢性能下降起主导作用。随蠕变断裂时间的延长，贝氏体铁素体基体和小岛中板条马氏体的回复及再结晶的影响逐渐增强，尤其是当蠕变温度较高时，贝氏体铁素体基体和小岛中板条马氏体的回复、再结晶开始较早，对性能下降的影响提前。在550、600和650蠕变时，国产T23钢的组织演变规律基本相似。但蠕变温度升高，组织演变进程加快，尤其在650时，T23钢的组织演变和性能下降快，因此应尽量避免在此温度下使用。3 SA-213T23的焊接性及接头性能分析3.1 SA-

36、213T23 钢的焊接性分析根据ASME标准，SA-213T23钢属于2.25Cr-1.6W-Mo系列耐热钢材，属于低碳微合金化的控轧钢和细晶粒钢，经正火+回火供货状态下SA-213T23钢的微观组织为回火贝氏体-马氏体及优化处理后的沉淀析出物。由于T23 含碳量较低，其焊接性远优于T22、钢102，并且它对冷裂纹敏感性很低，有关试验证明T23 钢无裂纹倾向预热温度为室温20，而T22、钢102 的无裂纹倾向预热温度为300，根据这个结果，焊接薄壁、小径管锅炉受热面管时，若环境温度在20以上，就可以不做焊前预热。根据有关资料介绍T23 钢在600770温度范围具有一定的再热裂纹倾向，因此在必须

37、对T23钢进行焊后热处理时，应谨慎，尽量减少在敏感温度的停留时间。T23 钢具有焊缝韧性低以及焊缝韧性对焊接工艺参数敏感的特点。采用全氩弧焊和手工电弧焊得到焊接接头冲击韧性是不一样的，根据有关试验焊接厚度为15mm 的T23 钢，若用GTAW 方法焊接，即使在焊态下它的韧性也是优良的，在0的韧度还在200J/cm2 以上，它的脆性转变在-10左右。而采用焊条电弧焊焊接的焊缝，在焊后热处理前，室温下韧度仅为30J/cm2 左右，只有经过热处理后，才达到100J/cm2 以上，这些数据说明，用SMAW 方法焊接的焊缝必须经过热处理以后才能使其韧度达到较高的水平。而全部采用 GTAW 方法焊接，接头

38、韧度较高，可以满足要求，还可以免去对构件进行焊后热处理，简化了焊接工艺。3.2 SA-213T23的焊接接头性能分析 焊接裂纹敏感性 由于降低了含碳量(碳被控制在0.10以下)，并严格限制硫、磷含量。从而减少形成裂纹的倾向。虽然这种钢的焊接裂纹敏感性低，但施焊时仍应小心按规定的制度进行相对更安全一些。 焊缝韧性焊缝韧性对线能量对800850冷却速度敏感，也就是对焊缝厚度、层间温度敏感。在临界温度范围内提高焊后回热温度、延长回火时间有利于提高焊缝韧性。选择含铌、 钒较低、含镍量较高的焊接填充金属也有利于确保焊缝的韧性。最后选择线能量小、熔敷金属含氧量低的焊接方法也是有利于保证焊缝韧性的措施。 时

39、效倾向 有资料显示T23等钢都具有时效倾向，但与合金含量高的钢来说 ，T23 钢的时效倾向低得多。 焊缝的相相不仅恶化钢的韧性而且还降低钢的蠕变强度。因此必须限制焊缝中的相。相的数量不仅取决于钢的化学成分，也与该钢结晶时的冷却速度有关。相的数量随冷却速度的降低而增加。对于焊接来说，大的焊接线能量将导致数量较多的相，此时，焊缝不但韧性差，而且蠕变强度恶化。那么在此钢的焊接中，对这些合金元素的保护是首要考虑的问题，在焊接中烧损这些合金元素就意味着失去了，它应有的特性，同时形成了焊缝与母材之间金属元素含量的梯度，焊缝处的机械强度相对也是薄弱环节，最终导致焊缝的失败。另外一个要考虑的因素就是此类钢是细

40、晶粒钢，它是经正火+回火处理，微观组织为回火贝氏体+马氏体和经优化处理后的细小析出物，所以说在焊接中保证其组织的细小、均匀是很必要的。 焊缝的淬硬性钢材的淬硬性取决于含碳量、合金成分以及合金成分的含量。这里首先采用焊接性间接估算法，按照钢材碳当量公式计算。Ceq(JlS)=C+Mn6+Si24+Ni40+Cr5+Mo4+V14006+0516+02324+215+0144+021914063O4。(1)由式(1)可以判断此钢材有一定的淬硬性，并且SA-213T23钢中的主要合金元素Cr、Mo、V等都可以不同程度地提高钢材的淬硬性，推迟了钢在冷却过程中的转变，提高了过冷奥氏体的稳定性，对于给定成

41、分的合金钢，淬硬程度取决于从奥氏体相转变的冷却速度。Cr提高了钢的淬硬性，特别是在较高的冷却速度下更甚，因此，在SA-213T23钢的焊接过程中应该采取减小焊接接头冷却速度的工艺措施，如焊前采用适当的预热温度，焊后采用保温材料包裹等缓冷措施，采用全氩弧焊焊接方法，选用较小的焊接线能量。 焊缝的未熔合SA-213T23钢属于225Cr-16W-Mo钢，常温金相组织为贝氏体，含有较高成分的W元素，并且W的熔点较高，使得熔敷金属在熔化时粘度提高，因此，要求焊工在焊接操作时一定要注意母材和焊材的熔化程度，保证根部和层间熔化良好。 根层焊缝金属氧化焊缝中的Cr、Mo、V、W等合金元素达到一定含量时，在高

42、温下可以与氧气发生化学反应，形成合金元素的金属氧化物，大大降低了焊缝熔敷金属的力学性能，并且SA-213T23钢的合金含量较高，如果焊缝金属在高温状态下停留的时间过长，必将造成焊缝背面金属氧化，因此在焊缝背面不充氩保护的条件下，焊接时必须严格控制焊接电流，适当提高焊接速度，保持较小的焊缝热输入量。4 SA-213T23 608mm钢管焊接工艺焊接实验用材料和规格：SA-213T23、60mm8 mm。4.1焊接方法和焊接设备焊接方法采用手工钨极氩弧焊（GTAW），焊接设备为时代ZX7-400S逆变电源。4.2 焊接材料及规格焊接材料为德国伯乐蒂森的焊丝Union I Cr2WV，规格2.4mm

43、，Ar纯度99.99。焊丝化学成分见表4.2表4.2 Union I Cr2WV焊丝化学成分元素CMnSiCrMoVWNiNbNB含量（%）0.180.540.272.140.080.211.580.040.0310.0110.0024.3 焊接工艺参数（见表4.3）表4.3 焊接工艺参数焊接极性焊接厚度（mm）焊前预热（）焊接电流（A）焊接电压（V）保护气体气体流量正面背面直流正接8不预热70120812Ar99.99%810/环境温度低于10时，焊前采用火焰预热，温度范围不小于50不大于150；环境温度高于10时可不预热。层间温度控制在250350的范围内，焊接前和过程中采用远红外测温仪进

44、行温度的测量。4.4 焊前准备及坡口型式对口要求：钢材管子内外壁两侧15 mm范围内的油污、锈迹等必须进行彻底的清理，直至露出金属光泽。坡口角度30，钝边厚度0P0.5 mm，对口间隙2mmC3 mm，间隙太小容易造成未焊透，间隙过大，焊缝的填充量加大，焊接速度相对减小，热输入量增加层间温度升高，容易导致焊缝根部氧化。焊缝的对口简图见图4.1。图4.1 焊缝的对口简图见4.5 焊接顺序及操作技术要求( 1) 焊工技术水平稳定, 具有同等级钢材焊接资格水平。在室温25下进行焊接, 采取焊前不预热, 焊后不做热处理, 焊后自然冷却, 保持层间温度不高于350。( 2) 采用外填丝法进行焊接, 钨极

45、伸出长度为6mm, 电弧长度为23mm。第一层封底焊时, 焊接电流采用95100A, 焊接电流过大, 容易出现过烧现象。为了加强保护和获得可靠的焊接接头, 引弧前必须提前向焊接面送氩，引弧点的位置必须置于接头前端5mm10mm 左右的坡口面上; 熄弧时, 应填满弧坑将熔池逐渐缩小并移向焊缝边缘处收弧。电弧熄弧后, 应对收弧处和熔池供氩气10s, 进行延时保护, 避免产生弧坑裂纹。4.6 焊接操作中的几个要点钨极锥度磨到15，可适当改善和提高电弧能量的集中程度，有利于熔池的快速形成，提高焊接速度。施焊过程中，引燃电弧形成熔池后，要注意观察熔池的尺寸，并及时添加焊丝。焊道的分布要合理，采用多层焊接

46、，焊层不宜太厚，在保证填充金属与母材金属融合良好的情况下，尽量提高焊接速度，以减少焊缝的热输入量，降低熔池的温度，避免重新熔化导致焊缝的氧化，以及避免提高焊缝的淬硬性。4.7 焊后热处理工艺规范ASME SA-213和ASME Code规范规定钢管的热处理规范是正火+回火,正火温度1040、回火温度730。ASME SA-213标准规定常规性能是：屈服强度400MPa、抗拉强度510MPa、伸长率20%、硬度HB220。经过对T23钢进行多次不同正火温度和不同回火温度的试验研究和比较，选择了对T23钢管10501080保温20min以上正火及760790保温60min以上回火的热处理制度，热处

47、理后T23钢管的常温组织是粒状贝氏体。小口径T23管子焊接可以不热处理，也可以进行740760的热处理，保温半小时。5 SA-213T23 钢的焊接工艺评定5.1 焊接工艺试验工艺试验按以上提供的工艺进行。试件进行外观检查、射线检验、拉伸、弯曲、硬度、冲击及微观金相试验。焊接材料选为德国伯乐蒂森的焊丝Union I Cr2WV。初定焊接工艺见表5.1。表5.1 焊接工艺焊接方法焊接电压焊接电流焊接位置预热热处理层间最高温度GTAW812V70120A6G无无3505.2 试验结果5.2.1 外观检查3个焊接试件焊缝余高为12 mm ，焊缝及热影响区表面无裂纹、未熔合、夹渣、弧坑及气孔，咬边深度

48、最大0.3mm，符合焊接工艺评定规程的要求。5.2.2 射线检查3个试件经射线探伤检验，均为l级，符合焊接工艺评定规程的要求。5.2.3 拉伸试验1个试样的抗拉强度为587MPa，断裂位置离焊缝12mm；另一个试样的抗拉强度为612MPa，断裂位置离焊缝21mm。远大于母材抗拉强度的下限值510MPa，试验合格。5.2.4 弯曲试验4个弯曲试样(2个面弯、2个背弯)经过弯曲直径d=4t、弯曲角度180弯曲后，弯曲试样均未出现任何开裂，符合焊接工艺评定规程的要求。5.2.5 冲击试验结果及焊接工艺改进1） 冲击试验结果冲击试验采用小试样(5mm宽)室温下进行，缺口中心分别开在焊缝区、热影响区及母

49、材上，缺口形式为V型。开口在焊缝区的3个试件的冲击值分别为7.6J、14.3J、16J；开口在热影响区的分别为86J、89.6J、103J；开口在母材的分别为125J、118J、115J。数据分析可知，焊缝的冲击值与规程要求的27J相差甚远，试验不合格。2） 第1次工艺改进由于热处理一般能改善组织性能，增强韧性，因而增加了焊后热处理。考虑到工程中的实际情况，采用氧一乙炔火焰烘烤后用保温材料包好冷却，试件的冲击值依然较低，但比不热处理有了一定的改善，焊缝区的3个试件的纵向V型缺口冲击值分别为13.7J、23.3J、16.7J，但仍不合格。3） 第2次工艺改进进一步改善了热处理工艺，采用电脑温控柜进行焊后热处理。由于其Acl转变温度为800820，故选用恒温温度为730750、恒温2 h。重新做冲击试验，结果焊缝区的冲击值与第1次工艺改进时区别不大，3个焊缝区试件冲击值分别为17.3 J、21.6J、28.4J，试验还是不合格。4） 第3次工艺改进。考虑到T23钢在一个相当大的冷却速率范围内都能形成贝氏体马氏体，而其马氏体的开始转变温度约为540，转变完全温度为300左右， 因此在改进2的基础上，降低层间温度(让其