低合金高强度钢

低合金高强度钢（精选3篇）

低合金高强度钢 第1篇

1 JG590钢焊接性分析

(1)JG590钢板化学成分及力学性能见表1和表2。

(2)使用表1的JG590钢化学成分，按照国际焊接学会(IIW)推荐的碳当量(CE)公式计算:0.40%CE0.46%。

(3)冷裂纹敏感指数计算

式中：H为熔敷金属扩散氢含量，按GB3965-95《熔敷金属中扩散氢测定方法测定》，这里取H=5ml/100g;δ为材料厚度/mm。计算得：0.36%PC0.39%。

根据计算结果可知，JG590钢焊接性能一般，具有中等淬硬倾向，焊接时很难避免热影响区中马氏体的产生，冷裂纹敏感性较高。同时，氢致裂纹是低合金结构钢焊接接头最危险的缺陷，焊接时应选择低氢焊接材料和焊接工艺。

2 焊接工艺简介

(1)焊接材料的选用

考虑到防止裂纹、改善工艺条件以及焊接区的韧性和裂纹敏感性，低合金高强钢大多采用“等强匹配”。通过对国内外几种常用焊材的比较，我最终决定选用哈焊所生产的GFM-60焊丝。该种焊丝熔敷金属具有极高的纯净度，超低扩散氢含量(5ml/100g)。具体化学成分及机械性能见表3、表4。

(2)焊前预热及层间温度

预热是防止低合金高强度钢产生焊接裂纹的有效措施。按照防止冷裂纹所需要最低预热温度公式初步确定预热温度：

计算得：125℃T0175℃。

考虑到车架钢结构板材较厚，结构的拘束应力较大，取预热温度为200℃。适度的层间温度也是获得优良焊缝金属韧性的必要条件，结合生产情况，选择层间温度200～225℃。

(3)坡口加工、车架组装及定位焊接

车架承受动载荷及温度应力的作用，焊接质量要求高，且结构强度高，因此钢板用数控火焰切割下料，下料后打磨切割口氧化渣。箱型结构立板须开坡口焊接，坡口加工要求高，用半自动切割车开坡口并打磨休整或机械加工坡口。组装时，坡口周围50mm范围内应严格清除水、油污、铁锈等杂物。组装定位焊也必须预热，且预热温度要比正式焊接预热温度高30℃以上，可采用局部预热的方式进行。组装定位焊所用焊接材料性能应与正式焊接所用焊接材料性能相同。组装定位焊焊缝高度取正式焊缝高度的1/2，但不得超过6mm，定位焊焊缝的单点长度在30～60mm范围内，定位焊点间距为100～150mm，应保证定位焊后有足够的强度。正式焊接时，应检查定位焊缝是否有裂纹、气孔等焊接缺陷，若有缺陷须清除重新焊接。

(4)焊接工艺参数

为保证焊接质量，采用MAG(80%Ar+20%CO2)混合气体保护焊接，Φ1.2实芯焊丝。焊接工艺参数符合表5规定。

(5)焊后热处理

焊接热处理的目的是为消除焊接应力，提高结构件的尺寸稳定性，改善接头组织及力学性能，确保渣盘车在恶劣工作条件下的使用性能及工作安全性。

结合我厂实际情况，热处理温度选择为(590±10)℃，整体入炉加热，保温时间2h。当温度升至300℃以上，升温速度120℃/h。车架随炉冷至300℃以上，冷却速度50～80℃/h。冷却至300℃以下时，出炉冷却。热处理温度曲线如图6所示：

3 结语

采用本文分析研究所得的合理焊接工艺参数和热处理方法生产的渣盘车，焊缝强度高，焊接质量好，满足了炼钢现场恶劣环境下的使用性能，受到用户好评。也为大型低合金高强钢结构件的生产制作积累了丰富的经验。

参考文献

[1]周振丰.焊接冶金学(金属焊接性)[M]北京:机械工业出版社.2002.

[2]孙俊生等.JG590钢的焊接冷裂纹敏感性[J]北京:钢铁研究学报.2006.

俄罗斯货车车体用高强度钢和铝合金 第2篇

目前,在北美铁路上正运用数万辆轴重32.5 t、载重110 t、自重19 t的货车,其载重系数,即载重与自重之比为5.8。

按照美国运输技术中心的观点,载重系数决定了车辆运用的经济效益。因此,在最近的10年～15年中,载重系数已从2.4提高到5.8,并且还在继续提高。2000年,美国运输技术中心就致力于技术经济基础工作,拟将轴重提高到34.5 t,载重系数提高到6.14。

根据北美铁路协会的研究,轴重由22.5 t提高到30.5 t,运输费用可降低40%,而且钢轨、扣件以及线路上部建筑其他部件质量的提高伴随着线路施工工艺的完善,可以不增加现有的线路维护费用。

为了降低自重,在货车结构中采用了高强度钢、耐腐蚀钢、铝合金。尽管采用这些结构材料制造的车辆初始成本比较高,但上述材料的采用在经济上仍是有利的。

例如,有一个公司于2000年提出了中梁制造的新方法。通常,中梁由2根热轧型钢焊成。经与金属供应商共同工作,采用屈服极限为500 MPa的钢代替360 MPa 的钢制成冷弯型材,以代替焊接结构。新底架具有足够的强度,而且可使运煤货车的自重减轻450 kg。

铝制车体、轻型钢制中梁以及ASF-2001系统轻型转向架的结合,可使旋转式翻车机卸货的运煤货车的自重降至17.7 t,载重达112.5 t,载重系数6.35。2000年,该型货车已通过了AAR程序的试验。

目前俄罗斯货车的载重系数为2.4～3.10,因此,与载重系数为5.6～6.1的国家相比, 每运输1 t货物,俄罗斯铁路要同时多运输1倍的金属,多消耗15%的能源,并发生更多的车轮和钢轨的磨耗。货车修理间走行里程,俄罗斯铁路为10万km～12万km,而北美则达50万km～80万km。

2000年2002年,全俄铁路运输科学研究院与乌拉尔车辆厂和下塔吉尔钢铁公司进行的研究表明,存在着提高轧制钢板和特种型材强度等级的可能性。

已经进行了经碳化物形成元素处理的低合金钢系列的开发工作。作为这种元素,在新钢种中加入了0.05%～0.12%的钒,以细化晶粒,并降低奥氏体转变为铁素体-珠光体组织的转化温度。结果试制出12Г2Ф钢,具有强度390级。

12Г2Ф钢的化学成分与机械性能见表1与表2。

试制的钢种通过了符合ОСТ 32.1532000《新一代货车用金属轧材技术要求》的试验,其中包括疲劳强度和低温冲击弯曲试验。疲劳和冲击试验采用由乌拉尔车辆厂制造的焊接模型试件乙型钢中梁。作为对比,还试验了用于制造批量生产敞车车体的强度345级的09Г2С钢。疲劳试验结果见图1。由图1可以看出,由12Г2Ф 钢制造的焊接模型试件,与由09Г2С钢制造的试件相比,在相同循环载荷下疲劳寿命增加50%～100%,而疲劳极限可提高40%。

冲击弯曲试验在垂直式冲击试验机上进行,试件冷冻至-60 ℃。试验结果表明,12Г2Ф钢制造的焊接模型试件,在-60 ℃温度的冲击下有较好的稳定性。试验结果表明,可以将12Г2Ф钢用于制造新一代货车车体的主要承载部件。

2001年2002年,下塔吉尔钢铁公司开发出上述钢号用于车辆制造的热轧型钢,而且在钢中补充了0.15%～0.3%的合金元素铜,可使其耐大气腐蚀性提高约30%。目前在乌拉尔车辆厂,12Г2ФД钢正用于制造敞车车体和平车底架的主要承载部件及罐车。这样可提高结构的静强度和疲劳强度,减少故障次数,节省修理费用。

2002年,乌拉尔车辆厂与全俄铁路运输科学研究院和钢铁工业企业继续开发新的钢号。

“电炉钢”冶炼厂拟制了强度400级～600级钢的技术条件。按照ТУ 14-131-970-2001《高强度钢制造的热轧厚钢板》,已试验熔炼出下述4种钢号:14ГСФД、14ГСФАЮД、12ХГ2СМФД和08Х3Г2ФД。

强度400级～600级钢的化学成分与机械性能见表3。

上述钢号制造的试样已经按ОСТ 32.1532000的要求进行了试验。根据使用СВ-08Г2С焊条焊制的焊接模型试样所作的强度400级～600级钢焊接连接质量评定表明,14ГСФД、14ГСФАЮД、12ХГ2СМФД钢具有良好的可焊性。同时,08Х3Г2ФД钢靠近焊缝区的硬度大大超过了允许值。疲劳试验结果(图2)表明,08Х3Г2ФД与14ГСФД钢的疲劳强度与12Г2Ф相当,并高于09Г2С。 14ГСФАЮД与12ХГ2СМФД钢具有有限的疲劳极限,在2106次循环基数上,比09Г2С钢制造的类似试样分别高出80%与100%。

14ГСФД、14ГСФАЮД和12ХГ2СМФД钢制造的焊接模型试样的耐低温性尽管比09Г2С和12Г2Ф 钢要低,但可以认为是合格的。08Х3Г2ФД 钢的耐低温性不能令人满意。

在完成整套试验的基础上,可作出的结论是,14ГСФАЮД钢和12ХГ2СМФД钢可作为将来的钢种。为了获得更高的耐低温性,这些钢的化学成分还应稍作调整。结果,全俄铁路运输科学研究院与下塔吉尔钢铁公司拟订了技术条件ТУ 0925-149оп-011243282002 《车辆制造用强度410级、500级低合金钢制造的特种型材》。在该技术条件中包括14Г2ФАЮД钢和12ХГ2СМФАЮД钢。按照乌拉尔金属研究所的建议,在技术条件中还包括强度500级08Г2МФБД低含碳钢。开发用于货车承载部件高强度钢的进一步工作就是继续研究这些钢号的工作。

用于货车车体承载部件的未来钢号的化学成分与机械性能见表4。

2002年,马格尼托哥尔斯克钢铁公司拟订了10ХНДПФ钢、12ХДПФ钢和14ДПФ钢的技术条件。这些钢由于加入合金元素铬、镍、铜和磷,具有高的耐腐蚀性,而在钢中加入钒,可将屈服极限提高到420 MPa。上述性能可以使这些钢号成功地用于制造货车车体的防护部件。目前,正在与马格尼托哥尔斯克钢铁公司谈判试验熔炼上述钢号,并进行必要的综合试验。用于货车车体防护部件的未来钢号的化学成分与机械性能见表5。

采用高强度钢的最大经济效益在于降低车辆自重,同时,在不进一步增加轴重和恶化强度指标的情况下,可以提高载重。例如,采用强度500级钢制造通用敞车车体,车体自重可降低10%～15%,载重可提高1.5 t～2 t。

只有在钢铁工业开发出新型的、经济的热轧型材和高刚度的冷弯型材的条件下,才可能实现最大的效益。考虑到新型型材的开发是一个长期的和昂贵的过程,参加制订跨部门规划的应该有俄罗斯铁路公司、国家科学研究院、国家车辆制造企业和钢铁企业。作为该规划的第一步,应开始编制在技术上和经济上有根据的、由车辆制造用高强度钢制造的热轧和冷弯型材的产品目录。

货车结构中采用高强度钢,同时将允许轴重由23.5 t增加到25 t,则特别有利,在不增加自重的情况下,载重可提高到78 t～80 t,而在将来轴重增加到30 t时,载重可进一步提高到95 t～98 t。

初步计算表明,载重每提高1 t,根据不同的车型,每年可节省运营费用为7 000卢布～18 000卢布。

采用高强度钢、不锈钢、铝合金,车辆初始成本会有所增加,但这些增加的费用会因为运营费用的节省而很快得到补偿。

关于在货车车体结构中采用不锈钢的效益问题,已经作了证明,芬兰Раутаруукки公司1985年提供给俄罗斯的12Х18Н12МЗТ钢车体的矿肥漏斗车的运用经验,瑞典用于运输铁矿石的车辆结构中包板采用03Х13 型钢都得到验证。类似的车辆正运用于南非和澳大利亚。

在北美、澳大利亚和南非,正运用大量的铝合金车体的车辆。由于在车体结构中使用了铝合金,同时采取了其他措施,使得一个美国车辆制造公司将敞车的自重降低到17.5 t,载重达到112.5 t,载重系数为6.4。

低合金高强度钢 第3篇

低合金高强钢(High strength low alloys steel,HSLA钢)的主要化学成分和普通碳素结构钢相似,是在普通碳钢基础上添加少量合金元素如Ti、V、Ni、Cr、Nb、Mo、W、Cu、B、稀土等(一般总含量不大于3%)制成的,通过控制冶金及轧制工艺,使这些合金元素在钢中起到固溶强化、沉淀强化的作用,细化钢的室温组织,既大幅提高钢的强度,又保证了钢的韧性[1,2,3]。近年来,HSLA钢被广泛应用于海洋平台、运输管道、油气储罐等重要工程结构件的焊接生产中,而在大线能量焊接条件下,保证焊接接头的强度和韧性十分重要[4,5]。众多学者研究表明,晶内针状铁素体(Intragranular ferrite,IAF)是HSLA钢焊接热影响区(Heat affected zone,HAZ)的理想组织,具有细针状铁素体组织的焊接接头,会获得最佳的强度和韧性配合。本文对HSLA钢在大线能量焊接条件下HAZ中IAF显微组织特点及其对HSLA钢力学性能的影响进行综合分析,对钢中合金元素及夹杂物对IAF形核、长大的影响进行综合评述,得到大线能量焊接条件下HSLA钢HAZ中IAF的形成机理。

1 IAF显微组织及在HSLA钢中主要性能

1.1 IAF显微组织

IAF是过冷奥氏体在650~500℃,在奥氏体晶体内部夹杂物上形核长大,以针状分布,形成的具有大角度晶界的结构组织。研究发现[6],当大线能量多层多道焊接后,HAZ内含有一定数量IAF时,将有效提高焊接接头的强度和低温冲击韧性,同时作为焊接接头最薄弱环节的焊接热影响区粗晶区,随着该区域强度的提升,整个焊接接头抗解理断裂能力增强,进而抗应力腐蚀能力和抗氢脆能力也明显提高,且IAF含量越高,这些性能越好。

1.2 IAF的主要性能

IAF具有特殊的显微组织结构,决定了它在HSLA钢中具有良好的力学性能。

IAF具有良好强韧性。IAF板条以0.1~0.3μm的间距紧密排列,板条内存在密度高达108~1010cm-2的可移动位错,易发生多滑移[7],同时在IAF的形成过程中,常伴随带有韧性相的M-A组元形成,细小、弥散的M-A组元和碳氮化物会对晶界起到钉扎的作用[8,9],使裂纹形成和扩展都比较困难,从而提高材料的强度。

IAF具有良好抗断裂性。IAF晶内细小的M-A组元和弥散分布的碳氮化物尺寸a小于裂纹临界尺寸ac,根据公式计算,得出K≤KIC,不易激发裂纹[10];同时IAF自身的大角度晶界,使微裂纹在跨越晶界扩展时发生一次偏折,扩展过程中如遇到M-A组元和碳氮化析出物裂纹会再次偏折,消耗大量能量,表现出裂纹阻滞作用,从而提高材料的抗断裂性。

2 大线能量焊接条件下HAZ中IAF形核长大的影响因素

随着科技的进步,如今在海洋平台、运输管道、油气储罐等重要工程结构件的焊接生产中广泛采用大线能量焊接技术,这样不仅可以大大降低生产成本,还可以缩短制造周期[11]。例如,355MPa级液化石油气(LPG)低温钢板可承受106kJ/cm的焊接线能量;YP390船用厚钢板在147~274kJ/cm线能量下气电立焊接头的性能满足要求;Q390 MPa钢板可承受600kJ/cm线能量,焊接效率提高10倍。

研究HSLA钢大线能量焊接的主要难点在于HAZ强韧性的问题,因此,HAZ强韧性成为制约HSLA钢大线能量焊接的关键因素。为解决这一问题,国内外相继开展了大线能量焊接用钢的研究工作,提出了以利用微合金元素[12,13]和氧化物夹杂[14,15]细化奥氏体晶粒,获得良好强韧性组织(如针状铁素体)为主的改善HAZ强韧性的方法。

2.1 合金元素的影响

在HSLA钢中通过添加微量合金元素,可改善钢材的韧性,提高焊接性能,各种合金元素作用见表1。

2.2 夹杂物的影响

夹杂物对针状铁素体组织形成的影响可从两方面进行讨论:一是作为IAF形核核心夹杂物的种类,二是作为IAF形核核心夹杂物的尺寸。

研究发现,IAF不直接在夹杂物上形核,而通常是在析出相上形核,析出相又要从夹杂物上析出[16,17],所以应根据原料钢的化学成分,重点研究其中不同类型夹杂物对IAF形核的作用原理,同时分别找出对应的最适合促进IAF形核的夹杂物尺寸范围。在已研究的几种不同成分钢中[18,19],作为IAF形核核心夹杂物的类型及尺寸见表2。同时,研究[20,21]还发现高韧性焊丝焊接,焊缝金属中促进IAF形核的夹杂物尺寸范围是0.7~2.0μm;微合金钢焊缝中,促进IAF形核的夹杂物尺寸范围是0.3~0.6μm;低合金钢焊缝金属中,促进IAF形核的夹杂物尺寸范围是0.2~1.0μm。因此对于大线能量焊接条件下HSLA钢,只有在0.2~2.0μm范围内的夹杂物才可能作为IAF形核核心。

3 大线能量焊接条件下HAZ中IAF的形成机理

关于大线能量焊接条件下HAZ中IAF的形成机理还没有定论,但主流观点一致认为是夹杂物诱导IAF形成的,目前有下列4种。

(1)最小错配度机理

该机理主要研究的是HAZ区中常见的夹杂物与IAF的错配度,IAF与夹杂物之间有良好的共格关系,降低界面能可以促进IAF形核,实验数据反映出:绝大多数夹杂物总在某些晶向上与IAF保持着良好的位相关系,IAF沿这些晶向生长能明显降低形核界面能,从而诱导IAF形核[22]。通过式(1)可以计算出IAF与夹杂物的错配度:

式中:k为晶格错配度,djI为诱导晶内铁素体形核的夹杂物表面的原子间距,为夹杂物与晶内铁素体的位向夹角,djα为晶内铁素体的原子间距。

但事实上,该理论却无法解释实际形核过程中出现的一些现象。例如,Al2O3(0.785nm)、TiN(0.424nm)等都与IAF在特定晶面上有着相对较小的错配度,但实际观察发现,在这些晶面上它们并不能有效促进IAF形核[23]。此外,HAZ区中IAF在非金属夹杂物上普遍是以大量且多维形核的方式,而非为了理论研究方便建立的二维形核模型的方式。因此,只凭非金属夹杂物与IAF晶格错配度较小,导致界面能降低,从而诱导IAF形核的可能较小,即使有一定影响,也非起到决定性的作用。

(2)应力-应变能机理

该理论认为,如图1所示,IAF中存在高密度位错,当进行大线能量焊接时,由于夹杂物的热膨胀系数比奥氏体基体小,在HAZ内夹杂物的周围形成较大的应力-应变场,引起一定程度畸变,这种畸变为IAF形核提供激活能,诱导IAF形核[24]。夹杂物周围的应力-应变能可根据弹塑性力学理论用数值方法计算,但结果显示夹杂物周围的应力-应变能比IAF形核所需能量小1~2个数量级,因此仅由夹杂物周围的应力-应变能诱导IAF形核的可能性也不大。

(3)局部成分变化机理

该理论主要是指在Ti的氧化物周围易发生贫Mn、贫C现象,又因为Mn、C等均为奥氏体稳定化元素,它们的缺失增加了相变驱动力,诱导IAF形核[25]。但该理论的局限性在于它只在少数含Ti的氧化物中起到了诱导IAF形核的作用。如图2所示,通过对MnS附近区域的显微组织和电子探针分析的EDX能谱研究发现,在MnS与16Mn钢交界处形成了IAF带区,表示MnS能诱导IAF形核,而EDX能谱显示,在MnS附近区域Mn含量未出现明显变化,说明MnS在诱导IAF形核过程中并未引起其附近区域Mn含量的变化。同理,CuS作为夹杂物研究时也出现了类似结果。故单纯用局部成分变化机理不足以完全解释IAF形核机理。

(4)惰性表面机理

该理论认为,夹杂物为IAF形核提供高能惰性表面,降低形核势垒,使其优先在夹杂物表面形核[23]。根据相变理论,IAF形核的能量变化包括形成新界面需要的表面能ΔGS、产生新相界面的应变能ΔGE、系统提供的自由能ΔGD和化学自由能ΔGV(后两项是负值)。故形成IAF所需的最低能量ΔG可用公式(2)计算:

可见,若只考虑惰性表面机理,当夹杂物尺寸小于1000nm时,IAF在夹杂物上非均质形核所需要的能量比在奥氏体晶界上形核要大[24],结论应该是IAF易在奥氏体晶界上形核、长大,这与实验观察结果相悖。所以,实际上在IAF形核时一定还会受到其他机理的影响。联想之前提到的最小错配度和应力-应变能机理,认为夹杂物与IAF的错配度小,其周围的应力-应变能和自身的惰性表面能共同降低了诱导IAF形核所需的能量,诱导IAF在夹杂物提供的惰性表面上形核。由此推断每一夹杂物都会有几个适宜IAF形核的区域,夹杂物上就会形成多个呈放射状的IAF,与实验观察到的IAF多维形核现象相吻合。

上述4种IAF形核机理,都离不开夹杂物的作用,而单独一种机理都不足以完整解释IAF形核过程。由此可见,IAF形核不可能只是单独一种机理作用的结果,应该是上述几种机理联合作用的结果。同时,在局部成分变化机理中,发现IAF形核也与非金属夹杂物的种类有关,作用机理也受到非金属夹杂物种类的影响。

4 结束语

本文综述了IAF显微组织结构特点及其在HSLA钢中的主要性能,具体讨论了IAF具有良好力学性能的原因,同时结合焊接热模拟技术,重点分析了大线能量焊接条件下影响HAZ中IAF形核长大的因素和HSLA钢中IAF形成机理,得出以下结论:

(1)IAF具有良好力学性能是由其特殊的显微组织结构决定的。IAF板条束间距0.1~0.3μm,内部可移动位错密度可达108~1010cm-2,板条上均匀分布有细小碳氮化物起到钉扎作用,裂纹不易扩展,具有良好的力学性能。

(2)不同种类的合金元素和夹杂物及夹杂物尺寸是影响HAZ中IAF形核长大的主要因素。添加适当合金元素后形成的夹杂物,可以诱导IAF形核;诱导IAF形核的夹杂物尺寸受原料钢化学成分的影响,对于大线能量焊接条件下HS-LA钢,只有在0.2~2.0μm范围内的夹杂物才可能作为有效的形核核心。