奥氏体化范文

奥氏体化范文（精选7篇）

奥氏体化 第1篇

Mn是奥氏体化合金元素,可以扩大奥氏体相区,增加过冷奥氏体的稳定性[2],使奥氏体相变移向较低的温度。在通常的焊缝金属冷却速率下,Mn会抑制奥氏体向珠光体的转变,提高奥氏体生长速率[3,4]。焊缝中随着Mn含量的增加,焊缝金属的屈服强度和抗拉强度增大,且Mn能显著降低脆性转变温度[5]。

Ni是不锈钢中仅次于Cr的重要合金元素,Ni可以提高不锈钢钝化膜的稳定性,从而提高不锈钢的热力学稳定性[6]。Ni是强烈形成并稳定奥氏体的元素,能无限固溶于γ-Fe并且扩大奥氏体相区,降低马氏体的转变温度。另外,随着Ni含量的增加,在形变过程中奥氏体向马氏体转变也更加困难[7,8]。在马氏体时效不锈钢中,随着Ni含量的增加,钢中奥氏体体积分数明显上升,材料的冲击韧度显著提高[9,10]。

本工作通过药芯焊丝向焊缝中过渡奥氏体化合金元素,提高焊缝组织中逆变奥氏体含量,增强FV520B不锈钢焊接接头韧性。

1 实验

1.1 实验材料

FV520B不锈钢成分中主要奥氏体化合金元素是Mn和Ni,实验中通过在药芯焊丝的药粉中加入中碳锰铁和镍粉的形式将其过渡到焊缝,实验所使用的中碳锰铁和镍粉的成分如表1所示。

实验中制取了4 种不同合金元素含量的药芯焊丝,对应实验编号及合金元素的含量如表2所示。

1.2 实验方案

在药芯焊丝生产设备上,经过钢带清洗-轧U型槽-加粉-合口-粗拉-精拉-清理等工艺制作直径1.2mm的药芯焊丝。

实验母材选用FV520(B)不锈钢板材,焊接试板的尺寸为350mm×150mm×15mm,并按照GB/T 17493-2008《低合金钢药芯焊丝》进行试样加工。焊接使用林肯DC-400型直流焊机和LN-23P送丝机。为了减少冷裂纹倾向,试板焊前进行300℃ ×1h预热,焊后进行1050℃固溶处理1h水冷+850℃保温2h调整处理+620℃保温1h空冷回火处理的热处理工艺[11],获得最佳强化效果。取熔敷金属横截面做金相试样,经磨光、抛光后,用1g FeCl3∶20mL HCl∶10mL H2O配置的溶液进行试样腐蚀,然后在GX-71型金相显微镜下观察焊接接头的组织形貌,并根据GB/T 2650—2008《焊接接头冲击试验方法》和GB/T 2652—2008《焊缝及熔敷金属拉伸试验方法》取样,检测熔敷金属力学性能,实验分别在SHT5106拉伸试验机和NI750F冲击试验机上进行。焊接工艺参数如表3所示。

2 结果及分析

2.1 合金元素的过渡效果

为了检测通过药芯焊丝过渡合金元素的效果,利用能谱分析,测得焊缝各元素的质量分数如表4所示。从表中可以看出,随着药粉中Mn和Ni元素的增加,焊缝中Mn和Ni元素也有所增加。焊缝中合金元素主要由焊丝外皮、药粉及局部熔化的母材三部分组成。由于实验中所用药芯焊丝外皮都是一样的,焊接工艺相同,所以焊缝成分的变化主要是由药粉中合金元素的过渡引起的。

为了对比焊缝和母材合金元素的差异,对3#试样熔合线附近的元素进行能谱扫描分析,结果如图1所示。3#试样焊缝和母材的成分相近,线扫描结果也反应出熔合线附近的元素含量相差不大。如图1(b),(c)所示的Mn,Ni元素,熔合线附近的焊缝和母材的含量相当,成分变化的波动不大。合金元素之间过渡系数的差异主要受氧化损失的影响。在1600℃时合金元素对氧亲和力由小至大的顺序为:Cu,Ni,Fe,Cr,Mn,Si,T,Al。焊接过程中,位于Fe元素左面的元素几乎无氧化损失,只有残留损失,故过渡系数大。Mn元素对氧亲和力比Fe元素大,氧化损失严重,所以过渡系数较小。

图1 3#试样熔合线附近元素线扫描结果(a)总体趋势;(b)Mn元素;(c)Ni元素Fig.1 The element line scan results of 3#sample near the fusion line(a)general trend;(b)Mn;(c)Ni

2.2 合金元素对焊缝奥氏体量的影响

淬火钢冷却到室温会有部分未转变的奥氏体保留下来,称为残余奥氏体。残余奥氏体的多少取决于母材的淬透性、冷却方式和高温时奥氏体晶粒的初始尺寸。由于Mf温度远低于室温,在常温下必然会在马氏体附近出现残余奥氏体。铬-镍-钼系马氏体不锈钢在回火过程中部分马氏体会直接切变成奥氏体,形成所谓的逆变奥氏体。逆变奥氏体从化学成分上与淬火马氏体相同,具有一定的稳定性,这种奥氏体在室温下甚至更低温度下都可以稳定存在。为了与残余奥氏体区别,根据其形成特点,称之为逆变奥氏体。 根据FV520B钢的相变温度和所采用的焊后热处理工艺,FV520B钢焊缝中残余奥氏体和逆变奥氏体都可能存在。通过对焊缝进行X射线衍射分析,测量焊缝中奥氏体的含量,焊缝的XRD谱图如图2所示。由图2可见,焊缝主要是马氏体,马氏体(110)面衍射峰最强,奥氏体(111)面衍射峰较为明显,不同焊缝的衍射峰的强度也有所不同。选取马氏体(110),(200),(211)峰,奥氏体(111),(200)峰计算得出焊缝奥氏体含量如表5所示。相对于1#焊缝,增加了Ni含量的2#和增加了Mn含量的4#焊缝,奥氏体含量都有所增加,而2#焊缝的效果更加明显。同时添加Mn,Ni元素的3#焊缝,奥氏体含量也有较大提高。

实验中通过药芯焊丝向焊缝中过渡合金元素Mn,Ni,提高了焊缝中奥氏体的含量。Mn,Ni元素是奥氏体形成和稳定元素,降低钢的As和Ms点。Mn,Ni元素含量的提高,时效时发生逆转变奥氏体转变的温度越低,在相同的时效温度下得到更多的逆转变奥氏体。Mn,Ni元素能够稳定奥氏体,使焊缝中逆变奥氏体化学稳定性增加,含量增多[12,13]。Ni元素奥氏体化效果比Mn元素更好。主要是由于逆变奥氏体的增多与Ni元素的迁移有关[14],当回火温度升至稍高于As点时,逆变奥氏体相的核心就通过切变方式在高Ni区直接生成,并沿板条界面纵向长大成极细的针条状逆变奥氏体。另外,由于药粉中的锰铁是脱氧剂,在合金过渡时Mn元素被氧化的损失较大,降低了其过渡系数,从而也影响了焊缝奥氏体的含量。

2.3 合金元素对FV520B焊缝组织的影响

采用表2中不同合金元素含量的药芯焊丝,焊接FV520B钢后焊缝的微观组织如图3所示。图中试样均是采用相同的焊后热处理工艺(1050℃固溶+850℃调整+620℃回火)。

不锈钢FV520B经1050℃×1h固溶处理后,组织为典型的低碳马氏体,再经850℃×2h的中间调整处理后,组织为细小的板条马氏体+少量的残余奥氏体。在时效过程中主要是沉淀硬化相的析出、马氏体基体回火、逆变奥氏体的生成等。从图3中可以看出,经过焊后热处理的焊缝组织主要为回火马氏体,在焊后时效处理过程中会有逆变奥氏体和二次析出相出现,二次析出相主要分布在晶界和晶粒内部,起沉淀强化作用。由于合金元素在焊缝金属结晶过程中可形成质点,这些形核质点促进了液态金属的结晶;合金元素含量越多焊缝金属结晶过程中形核质点越多,结晶越快,组织越细小。对比分析不同合金元素添加情况下的焊缝区微观形貌,随着合金元素Mn,Ni的增加焊缝组织更加细小,马氏体片层更加细小,分布更加弥散。对比图3(a)和图3(c)可以看出,添加合金元素Ni,焊缝组织细小致密,焊缝组织中马氏体片层也不明显。对比图3(a)和图3(d)可以看出,添加合金元素Mn,焊缝中马氏体片层更加均匀,马氏体位向更加明显。对比图3(a)和图3(b)可以看出,同时添加合金元素Mn,Ni,焊缝组织明显细化。由于晶粒细化,马氏体板条束的大小也随之细化,晶界构成位错运动的障碍,因而强化效果显著。晶粒越细,强化贡献越大。

2.4 合金元素对FV520B焊接接头力学性能的影响

向焊缝过渡合金元素的主要目的是使焊接接头具有更优异的性能。对于FV520B不锈钢焊接接头来说,在于保证高的强度的同时,提高焊接接头的韧性。然而材料的强度和韧性常常是一对矛盾,增加钢的强度往往要牺牲其塑形和韧性。

图3焊缝区组织微观形貌(a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#Fig.3 The microstructure of welding line(a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#

2.4.1 合金元素对焊接接头强度的影响

表6是拉伸实验结果,4种药芯焊丝焊接的接头抗拉强度都超过900MPa,屈服强度都在800MPa以上。

焊缝中添加Mn,Si,Cr,Ni等置换固溶元素进行强化,这些合金元素的强化作用可以叠加,使总的强化效果增大。实验中药芯焊丝过渡的Mn,Ni合金元素增加了固溶效果,使焊接接头的强度达到较高水平。

FV520B不锈钢时效强化相主要为富铜相(ε-Cu)。在焊缝金属快速冷却的过程中,可得到过饱和的固溶体。固溶态组织中的淬火马氏体内部含有较高密度的位错亚结构,高密度的位错和淬火空位有利于Cu的扩散,促进了时效处理过程中富铜相的析出强化。Ni的提高对富铜相的相变和时效长大过程有较大的影响[15]。Ni含量的提高,显著影响了马氏体沉淀强化不锈钢中富铜相的沉淀相变动力学,降低了淬火过程中富铜相的沉淀相变温度,可以有效地促进富铜相的析出,并且可以使析出相的尺寸变得细小且分布均匀。

2.4.2 合金元素对FV520B焊缝韧性的影响

4种不同药芯焊丝的焊接接头冲击功分别为52,68,79,61J。可以看出,随着合金元素的加入及其含量的增加,焊缝的冲击韧度变好。加入适量的合金元素Mn,Ni,可形成更多奥氏体,这对冲击韧度的提高起到主要作用。3#焊缝的最高,较1#增加了50% 左右。在1#药粉的基础上,增加5%镍粉的3#试样焊缝的冲击韧度,比增加5%中碳锰铁的4#试样焊缝的冲击韧度更高,镍粉改善FV520B钢焊缝韧性的效果更好。和FV520B不锈钢母材相比,焊缝的冲击韧度还是明显较低。焊丝中的杂质元素S,P等会偏聚于晶界,降低晶界表面能,产生沿晶脆性断裂,从而降低了焊缝的韧性。

图4所示为试样焊缝冲击断口纤维区的微观形貌,可以看出其形貌为等轴状韧窝,这些韧窝的深度都较浅,且在有些韧窝的底部和解理平台上可以看出由于第二项粒子与基体脱落而留下的微孔。

对比2#,3#与1#试样断口纤维区的微观形貌,可以看出加入Ni元素的2#,3#试样断口的韧窝更加密集,韧窝大小更加均匀,在小韧窝的底部由于二次析出相脱落而形成的细小微孔数量也较多。Ni元素的加入增加了焊缝中马氏体间奥氏体量,其连续分布在回火马氏体基体内,且十分细小,与回火马氏体间的弥散度很大,这种形态的组织使断口韧窝分布更均匀,数量更多,从而提高了焊缝接头的冲击韧度。

图4焊缝冲击断口形貌(a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#Fig.4 Fracture morphology of the weld metal(a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#

3 结论

(1)FV520B不锈钢的焊缝组织以回火马氏体为主,随着合金元素增加,焊缝组织变得更加细小。Mn,Ni元素能够有效提高焊缝中奥氏体的含量。

(2)合金元素对焊缝强度的影响较小,但当同时添加Mn,Ni元素时,焊缝抗拉强度和屈服强度得到提高。

(3)Mn,Ni元素能够通过提高焊缝奥氏体量改善焊缝的冲击韧度。相对于Mn元素,Ni元素提高焊缝韧性的效果更好。

摘要：采用金相观察及扫描电镜(SEM)等研究了奥氏体化合金元素Mn和Ni对FV520B马氏体不锈钢的焊缝组织及力学性能的影响。结果表明,FV520B不锈钢的焊缝组织以回火马氏体为主,随着合金元素增加,焊缝组织变得更加细小。Mn,Ni元素能够有效提高焊缝中奥氏体的含量。合金元素对焊缝强度的影响较小,但当同时添加Mn,Ni元素时,焊缝抗拉强度和屈服强度得到提高。Mn,Ni元素能够通过提高焊缝奥氏体量改善焊缝的冲击韧度。相对于Mn元素,Ni元素提高焊缝韧性的效果更好。

奥氏体厚壁焊缝超声扫描检测成像 第2篇

超声检测是焊缝无损检测的常用方法之一[4],但用于厚壁奥氏体焊缝检测时常常会遇到材料晶粒散射噪声大、超声衰减严重,甚至超声传播路径变化等困难[5,6]。目前国内外学者一般采用研制专用超声换能器[7,8]或对检测信号做信号处理[9,10]等方法解决上述问题。 本工作利用自制超声换能器检测奥氏体厚壁焊缝试块,并对检测信号作时频分析处理,利用处理后的信号实现了焊缝试块的超声成像。

1实验条件

实验用奥氏体不锈钢焊缝试块如图1所示。母材为316L不锈钢(00Cr17Ni14Mo2),试块厚度为99mm。焊缝采用U型坡口,焊缝组织为粗晶奥氏体,在试块上加工了3个ϕ2人工横孔。为便于超声耦合和检测,将焊缝表面磨平,并在试块上粘贴了标尺,用于确定检测超声入射位置。

超声换能器采用自制的中心频率为2MHz直探头,压电晶片直径20mm。直探头和自制的有机玻璃透声楔块组成纵波斜探头,楔块设计满足纵波斜探头K=1(在CSK-IA标准试块中),检测时的实际K值根据试块中实际声速进行校正。超声检测仪选用Panametrics 5077PR脉冲发生接收器。按照试块上标尺的读数依次取不同的入射点进行检测,相邻检测点间隔为1mm。检测信号采集并存储到计算机上进行处理,采样频率fs=50MHz。

2检测信号预处理

为了检测到焊缝中的缺陷信息,将脉冲发生接收器增益调整为+37dB,同时超声在透声楔块中的散射信号也被放大,增加了缺陷信息识别的难度。为了提高超声信号的信噪比以改善成像的质量,对检测信号进行如下处理。

2.1 透声楔块噪声

实验表明,当超声检测仪的增益大于+20dB时,楔块中的散射噪声变得非常严重。 楔块散射噪声是换能器发出的超声在楔块中经反射、透射等过程造成的,除了受楔块材料和结构的影响外,还受到楔块与试块接触状况的影响。因此对于声束入射到母材的检测信号,将其与不含缺陷回波的母材检测信号作差,声束入射到焊缝的检测信号作相应处理。这样处理可有效消除楔块散射噪声对成像质量的影响。

2.2 匹配追踪分解

匹配追踪是Mallat等提出的信号分解方法[11]。设D=[gγ(t)]γ∈Γ是由p个范数为1的信号组成的时频原子库,其中包括n(n≤p)个线性无关的向量,这些向量构成了长度为n的信号空间的一组基。匹配追踪算法首先将待分解的信号f(t)投影到某一个原子gγ0(t)∈D上并计算其余项

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式中:Rf为第一次分解后的余项。

因Rf与gγ0正交,所以有

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选择gγ0的标准是使undefined最小,故应该取gγ0(t)∈D使得〈f,gγ0〉最大。匹配追踪方法对余项Rf继续采取式(1)的分解,直到计算出第m个余项Rmf。

匹配追踪算法是用原子库中的时频原子对信号做充分的逼近,首先分解出来的信号分量具有较大的能量。对于超声检测信号,因缺陷反射回波具有一定能量,选择适当类型的原子库并从中提取检测信号某一百分比的能量,可认为缺陷回波包含在已提取的信号中,信号残量的能量主要是材料噪声和其他噪声。实验中选择sym8小波包原子库进行匹配追踪分解,并采用从此时频原子库中提取的前30个时频原子来近似原检测信号。

2.3 小波分析

在超声检测信号中,缺陷反射信号和材料晶粒散射噪声分布在不同的频带上。采用小波分析方法可抑制材料散射噪声,增强缺陷回波信号。信号x(t)的连续小波变换[12]定义为

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式中:ψ(t)是小波函数;a为尺度因子;b为时移。小波变换可以看作是母小波通过尺度因子调节和时移生成的滤波器组,通过调整尺度a把信号分解到不同中心频率和带宽的频带上。将尺度因子a和时移b做二进制离散,即a=2j,b=2jk(j,k∈Z),即可得到离散小波变换。实际采集到的超声检测信号为离散信号,采用Mallat多分辨率分析理论提供的离散信号小波变换快速算法。

选用sym8小波函数对上一步骤中提取的信号做离散小波变换,分解层数为4,利用第4层的低频系数重建信号,即仅保留信号的低频带成分,完成检测信号预处理。

3超声扫描成像

3.1 超声扫描成像方法

设xi(t)是第i个检测信号,利用一个矩形窗winj(t)(j=1,2,,n)将xi(t)平均分成n段,即

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文中取每段长度为Δt=1/(4f),其中f为检测超声频率。

利用信号段xi,j(t)的最大幅值调制一幅代表被检工件截面的灰度图f(x,y),即根据最大幅值改变灰度图中对应于xi,j(t)最大幅值传播时间的散射体位置的灰度值。每个信号段xi,j(t)调制1次。最后将灰度图f(x,y)调整为

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3.2 焊缝的超声扫描成像

从焊缝的底侧对焊缝进行检测,检测位置如图2所示,其中虚线表示焊缝的熔合线。在0～93mm范围内每间隔1mm取1个检测点,共采集到94个检测信号,编号1～94。

对中心频率为2MHz的超声,焊缝试块中厚度方向的纵波声速为5584m/s,近似取5600m/s。母材中纵波声速5760m/s。检测信号按照检测位置由上到下绘于图3中。由图3可见,在15,30μs和45μs附近有比较明显的随检测位置移动的信号,可初步判定为缺陷信息。

3.2.1 信号预处理

每个检测信号都经过上述的预处理过程,经预处理后的焊缝试块超声检测信号如图4所示。与图3中原始信号比较,缺陷信息的规律性更加明显,楔块噪声和材料噪声得到抑制。

3.2.2 扫描超声成像

应用图4中的扫描检测信号完成超声成像,成像结果如图5所示。图5中包含了楔块噪声的图像,如果去除楔块噪声,成像结果如图6所示。

3.3 结果分析

从图5和图6可以看出,超声扫描成像能够反映焊缝中实际缺陷的位置,对扫描成像过程及超声图像作如下分析:(1)横向分辨率不足。对于一个确定的超声换能器而言,横向分辨率与超声波长、换能器尺寸(直径)及缺陷与换能器表面的距离有关。实验中使用的换能器频率低、波长较长,直径较大,这些因素限制了横向分辨率。(2)检测噪声表现在超声图像上,对缺陷的判断造成了较大影响。可采用适当的信号处理方法消除检测噪声。对于消噪后仍存在的噪声可经人工判断后去除。(3)厚壁焊缝的超声成像中,声速和探头的声场特性是影响成像结果的关键因素。材料声速对成像的影响主要表现在两个方面:其一是声程的计算,其二是探头入射角的计算;探头的声场特性直接决定了对缺陷的检测能力,包括灵敏度、空间分辨率等。

4结论

(1)用自制超声换能器对99mm厚奥氏体不锈钢厚壁焊缝进行缺陷检测。利用逐点扫描的超声信号对焊缝缺陷进行了超声成像,焊缝图像可以反映缺陷的存在及其位置。

(2)采用一种基于时频分析的信号处理方法对检测信号进行预处理,这种方法能够提高检测信号的信噪比,一定程度上消除楔块噪声和材料散射噪声。

(3)准确测量焊缝中声速、改进探头的声场特性可以提高缺陷的定位精度。

参考文献

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奥氏体不锈钢的焊接技术分析 第3篇

一、焊接前的控制

(一) 焊接母材和焊材的控制要根据标准和规范要求, 严格控制母材和焊材的各项化学成分。

比如母材和焊材中S、P含量较高 (在标准要求内) 。可能对焊接的冷、热裂纹产生影响。Ni含量可以控制焊缝金属内的δ相铁素体的体积份数;在一定的范围内, 形成奥氏体-铁素体双相组织, 单相奥氏体组织具有粗大树枝状晶粒特性, 经过敏化后出现的贫铬层能贯穿于晶粒之间而构成腐蚀介质的集中通道, 因而具有较大的腐蚀倾向。但是, 当奥氏体焊缝中含有较多铁素体形成元素或较多的δ相时, 焊缝中的δ相高温下发生δ相析出而容易脆化。对低温韧性有要求的情况下, 单相的奥氏体组织性能更好。一定的Wn的含量可以防止热裂纹的产生。Ti和Nb与C的亲和力强, 可以在固溶处理下容易生成稳定的化合物, 抑制碳化物的形成, 避免敏化温度下在晶界上析出铬的碳化物, 可以控制在焊缝区和热影响区由于贫铬形成晶间腐蚀。但在含有Ti或Nb奥氏体不锈钢的熔合区上, 因为在高温 (大于1200℃) 溶解于奥氏体的Ti或Nb的碳化物, 冷却过程在晶界处有C的扩散和聚集, 在多层焊使温度加热到敏化温度时晶界有 (CrFe) 23C6沉淀而形成贫Cr层产生熔合区的晶间腐蚀。选用超低碳型焊条、焊丝及母材, 或选用稳定化合金属足够的焊条或焊丝可以控制耐腐蚀性。

(二) 焊接工艺评定和工艺指导书。

我们要根据标准和规范, 结合母材、焊材的化学成分、焊接工艺中电压、电流、焊接设备、焊接方法等情况。

(三) 焊接人员的资质、经验等其他因素。

我们了解了这些情况, 根据理论学习和实践经验, 推断可能存在的问题和隐患, 问题要及时沟通解决, 隐患我们尽量把可操作性的阈值放的大一些, 避免在实际生产中由于不可或很难控制的一些因素, 产生问题。当然在实际生产中的很多问题, 我们是不能全部预防的, 所以后面的事情也是很重要的。

二、焊接过程中的控制

奥氏体不锈钢热导性差, 线胀系数大, 焊接应力和变形大。针对各种因素我们要加以控制。有些问题不能很明确到底在焊接前还是焊接过程中进行控制, 还有就是为了分析的完整和方便, 我们一起在此进行分析。

(一) 焊接电压、电流、焊接速度和层间温度的控制。

由于奥氏体不锈钢高温强度高, 须采用较大的电极电压;电导率和热导率均较低, 故焊接时宜用小的焊接电流短的焊接时间, 小的焊接电流可以减少熔深, 降低热烈倾向;为了减小热输入, 不应过分增大焊接速度, 因为过高的焊接速度, 必然加快高温冷却速度, 使焊缝熔合不好, 且凝固过程中承受大的收缩应变。由于以上原因尽量采用小的焊接热输入, 而且不应预热, 并降低层间温度。

(二) 冷却速度的控制。

加快熔池的冷却速度, 控制在敏化温度区的停留时间, 防止过热, 快焊快冷, 使铬的碳化物来不及析出。如采用小能量焊接, 在焊缝背面通压缩空气或喷水加速冷却。采用小的热输入量、加速冷却。

(三) 焊缝污染的控制。

奥氏体不锈钢焊缝由于受碳、氮、氧、水等的污染会降低其强度和耐蚀性。尘土、油脂、油漆、标记材料、碳钢材料等都会对其产生影响。因此在焊接对接头耐蚀性要求较高的不锈钢焊接件时, 焊接区、坡口表面及其附近和焊丝表面均应清除其污染物, 比如可以用酸洗、打磨、喷丸、丙酮或去油能力强的其他溶剂擦洗干净。过程中的焊渣也必须去除干净。

(四) 焊接方法的控制。

由于奥氏体不锈钢具有优良的焊接性, 几乎所有的熔焊方法和部分压焊方法都可以焊接。但是每种焊接方法都有其优缺点;比如0.5mm以下的板材宜用脉冲TIG焊、微束等离子焊等焊接方式, 3mm以下的板材使用氩弧焊效果较好;10～12mm以下的板材可以考虑一般的等离子焊;对于焊接填充材料多, 且热裂纹不敏感的奥氏体不锈钢可以考虑埋弧焊;普通的焊条电弧焊适合2mm的不锈钢板的焊接, 但是清洁度要求较高, 易产生气孔、加渣等缺陷, 合金元素过度系数小, 与氧亲和力强的元素 (如钛、硼、铝等) 易被烧毁。此外MIG焊中Ar+O2 (厚板) , Ar+CO2 (薄板) 可以改善润湿作用和电弧的稳定性且成型较好, 其中的O2和CO2的含量不宜过高, 对合金元素有烧毁作用。

(五) 坡口的控制。

在设计不锈钢焊接件坡口形状和尺寸时, 应充分考虑奥氏体不锈钢较大的热膨胀系数会加剧接头的变形, 应适当减小V形坡口的角度。当板厚大于10mm时, 应尽量选用焊缝截面积较小的U形坡口。

(六) 不规则结构焊接顺序的控制。

比如有些筒体与接管斜向相贯, 相贯线是不规则的。在上边堆焊, 如果以纵向进行堆焊焊接, 由于奥氏体不锈钢的焊接膨胀系数较大, 加之形状的不规则, 势必造成不均匀和应力集中, 造成热裂纹倾向。如果改成周向焊接, 就会好很多。

(七) 焊接结构的控制。

有些箱体或结构的焊接, 如果不进行一定的预控, 形状结构效果很差, 如果考虑去应力校形, 一是不容易, 二是形状结构可能更差。所以尽量把重要因素的应力进行控制, 把应力和变形积累到不重要的方面, 然后进行校形和去应力。

三、焊接后的控制

一定含碳量的奥氏体不锈钢在焊接热循环过程中经过425～815℃之间时, (CrFe) 23C6在晶界沉淀析出造成贫Cr, 致使晶间腐蚀敏感的敏化作用。为了应对, 可采用使 (CrFe) 23C6重新溶解的固溶处理和通过钛的碳化物 (含钛的不锈钢) 析出, (CrFe) 23C6重新溶解的稳定化处理。不锈钢焊接应力不仅能产生缺陷, 作为耐腐蚀的材料有的可能还会影响其耐腐蚀性, 比如氯化物的腐蚀;奥氏体不锈钢焊后存在较大的焊接残余应力, 通常可以在焊后锤击焊缝来松弛残余应力;或者将不锈钢结构件做高于820℃热处理来消除焊接残余应力。焊接过程难免有问题发生, 我们要根据采购的要求进行无损检测等方法发现可能存在的问题, 根据技术要求, 进行报废, 照用, 或返修、返工处理。对于发生的新问题, 及厂家的具体情况产生的问题, 我们要积极总结尽量避免再次发生。焊接因素较多, 之间都存在很多的相关性, 不能很简单的区分, 但具体的生产实践, 我们还要视具体情况进行把握。

四、结语

为了保证产品的质量和进度要求, 我们应尽量多的学习理论知识和积累实践经验, 尽量多的把问题发现在生产的前面, 使问题进行及时的解决, 从而对质量和进度进行有效的保证。

摘要：通过对焊接前、焊接过程中、焊接后的因素控制, 说明奥氏体不锈钢焊接特点和注意要素, 从而有效控制质量和进度。

关键词：奥氏体不锈钢,焊接,控制

参考文献

[1].陈裕川.焊接工艺评定手册[M].北京:机械工业出版社, 2000

[2].陈祝年.焊接工程师手册[M].北京:机械工业出版社, 2002

[3].周浩森.焊接结构设计手册[M].北京:机械工业出版社, 1990

奥氏体不锈钢容器的焊接探讨 第4篇

奥氏体不锈钢,就是指在常温的前提下具有奥氏体组织的不锈钢,而奥氏体组织就是由奥氏体单晶体结晶形成的团状组织,其镶嵌在钢材质中,能改善钢材的性能。在淬火处理中,铁的晶体结构转变是其性质变化的内在因素,当其元素含量为18%的Cr元素、8%~10%的Ni元素、0.1%的C元素时,就会形成稳定的奥氏体组织。以下列举了几项奥氏体不锈钢的焊接特点:

1.1焊接热裂纹

焊接热裂纹(WeldingHotBreaking)多产生于接近固相线的高温下,多沿晶界分布,有时也能在低于固相线的温度 下沿“多边化边界”形成。焊接热裂纹通常产生于焊缝金属内,也可能产生于焊接熔合线邻近的热影响区组织内(母材金属)。根据裂纹产生机理、形态和温度区间的差别,焊接热裂纹可 分为凝固裂纹、液化裂纹、多边化裂纹、失塑裂纹4种。

产生焊接热裂纹的原因:奥氏体不锈 钢热传导 率小、线膨胀系数大,导致其焊接过程中高温停留在焊接接头部位的时间较长,这就容易使焊 缝在此条 件下形成 一个粗大 的柱状晶 组织,在该柱状晶组织形成的过程中,一些杂质元 素(硫、磷、锡、锑、铌等)就会在此处聚集,从而在晶间形成低熔点共晶。焊接接头在受到拉应力作用时焊缝中就容易形成凝固裂纹,在高温区会形成液化裂纹,以上这些都属于焊接热裂纹。

防止措施:(1)使用碱性的优质焊条对焊缝金属中S、P、C等的含量进行有效限制;(2)焊缝金属呈双相组织,对铁素体的含量进行有效限制。

1.2晶间腐蚀

晶间腐蚀 (IntergranularCorrosion),是局部腐 蚀的一种,会沿金属晶粒间的分界面向内部扩展性腐蚀。不锈钢具有 耐腐蚀能力的必要条件 是铬的质 量分数必 须大于10% ~12%。当温度升高时,碳在不锈钢晶粒内部的扩散速度大于铬的扩散速度。研究表明,铬在晶粒内扩散的速度小于沿晶界扩散的速度,内部的铬来不及向晶界扩散,所以在晶间形成的碳化铬 所需铬元素主要不是来自奥氏体晶粒内部,而是来自晶界附 近,结果就使晶界附近的含铬量大为减少,当晶界的铬质量分数低到小于12%时,就会形成所谓的“贫铬区”,在腐蚀介质作用下,贫铬区会失去耐腐蚀能力,而产生晶间腐蚀。

产生晶间腐蚀的原因:根据“贫铬区”的理论,焊接时容 易从晶间析出碳化铬C2Cr3,从而形成晶界贫铬。

防止措施:(1)使用低碳甚至超低碳的焊材,如A002,或者使用含有钛、铌等元素的焊条,如A137;(2)将一定量的铁素体的形成元素熔入焊缝中,使焊缝金属成为由奥氏体和铁素体组成的双相组织,其中铁素体一般规定控制在4%~12%的范围内;(3)缩短焊接的熔池过热时间,快速进行焊接,使用较小的焊接电流,使冷却速度加快。

1.3应力腐蚀开裂

应力腐蚀开裂(StressCorrosionCracking)通常都表现为脆性破坏,虽然其破坏过程时间短,但危害却很严重。

产生应力腐蚀开裂的原因:焊接残余应 力、焊接接头 的组织发生变化、出现应力集中的情况以及局部性腐蚀介质浓缩。

防止措施:(1)正确使用材料,根据介质的特性来选择在这方面敏感性比较低的材料,一般有高纯 铬—镍奥氏体 不锈钢、高硅铬—镍奥氏体不锈钢等;(2)消除焊接的残余应力,通常都会对焊件采用热处理的方式,或使用机械方法来降低表面残余应力;(3)对材料进行电镀、喷镀、物理等方法的防腐蚀处理,即在焊件表面覆盖一层金属层,使金属与腐蚀介质隔离开;(4)对部件以及接头设计进行改进,设计不合理会形成较大的应力集中或较大的残余应力,改进设计可使这些现象减少。

2奥氏体不锈钢容器的焊材选择

在选择奥氏体不锈 钢容器的 焊材时要 遵循两点 原则:第一,一定要以不锈钢的母材和所处的工作环境为基础来选择焊条,包括工作时会接触到的物体以及工作时的温度;第二,所选焊条的性能不会阻碍不锈钢容器的用途。以下是对这两点 的具体分析:(1)母体不锈钢的材质通常情况下都可以作为选择焊条的参考物,原则就是 尽量选择 一样或接 近母体材 质的焊条,比如0Cr19Ni9一般选用A102焊条。(2)不锈钢很容易受到碳的腐蚀,所以一定要选择低于母体含碳量的不锈钢焊 条。(3)力学性能好坏与否是衡量焊条的一个重要条件,通常都会采用焊接工艺方法来鉴定焊条的力学性能。(4)针对处于高温工作环境中的奥氏体不锈钢,其本身有着很好的耐热性,因此也要选择耐高温和抗热裂的焊条,以避免高温损坏。(5)相反地,选择与低温环境中工作的不锈钢相匹配的焊条时,要选择具备一定韧性的纯奥氏体焊条,以防焊接接头受到低温 冲击。(6)除了碳之外还有其他因素会对不锈钢造成腐蚀,因此针对腐蚀介质不同的耐腐蚀不锈钢要选择不同的耐腐蚀焊条,选择依据就是腐蚀介质和工作温度。其中,含碳量比 较低的焊 条、含有稳定元素(Ti、Nb等)的焊条一般适用于超过300℃的工作环境及腐蚀介质具有很强腐蚀性的场合;而如果焊条中含有Mo、Cu元素或只含Mo元素的话,就适合与腐蚀介质为稀硫酸或盐酸的不锈钢相匹配;相反,如果腐蚀介质腐蚀性弱、工作温度低,则应该选用Cr、Mo、Ni等耐蚀合金元素含量超过母体不锈钢的焊条,而不宜再选用含有Ti或Nb的焊条,以保障焊缝金属的耐应力及腐蚀能力。

3奥氏体不锈钢容器焊接时的注意事项

奥氏体不锈钢容器的焊接方法总的来说还是很多的,因其有着优良的焊接性,所以基本上可以使用所有的熔化焊接方法进行焊接,而焊接工艺要求受不锈钢热物理性能和组织特点影响最大。奥氏体不锈钢容器焊接时的注意事项:(1)焊接时奥氏体不锈钢容器易因导热系数小而导致热膨胀系数大,从而出现焊接应力及变形幅度增大的现象,再加上电弧焊时焊条会因为奥氏体不锈钢电阻率大而出现发红的迹象,所以要尽量集中焊接的能量,同时减小焊接电流。(2)总的来说,焊接要尽量避免采用大线能量。如果不锈钢焊条的直径相对较小,则宜选择电弧焊的焊接方式;如果不锈钢对焊缝要求高、需要快速 冷却的话,需要选用对其浇冷水的方法;而对于热裂纹敏感性 大的纯奥氏体或超奥氏体不锈钢来说,则要严格掌握其焊接线的能量,并注意焊接的清洁度,通过提高焊接清洁度可以使焊 缝的抗热裂性和耐蚀性有所增加;最后值得注意的是,奥氏体不锈钢焊接的层间温度,应控制在150℃以下,以使焊接 接头的塑 性、韧性及耐腐蚀性都得到保障。

4结语

非调质钢奥氏体动态再结晶研究 第5篇

关键词：非调质钢,奥氏体,流动应力,动态再结晶

钢在热塑性成形过程中奥氏体晶粒会发生动态回复 (DRV)和动态再结晶(DRX),尤其是动态再结晶因对热加工工件的晶粒尺寸有着显著影响而备受关注[1,2,3]。锻造用微合金非调质钢因其锻件不需要锻造后的热处理过程,节约了大量能源,得到了越来越广泛的研究和应用[4,5]。由于没有热处理过程,非调质钢锻造过程中的动态再结晶对锻件的力学性能有着显著影响,因此深入研究非调质钢的动态再结晶规律有助于合理制定热加工工艺、提高锻件质量和扩大非调质钢的应用范围。本实验选择了2种较常用的非调质钢F40MnV和38MnVS6作为研究对象,基于热模拟实验研究了热变形参数对这2种钢动态再结晶过程和晶粒尺寸的影响,并建立了这2种钢的动态再结晶晶粒尺寸模型。

1 实验

表1为所选F40MnV、38MnVS6非调质钢的化学成分(质量分数)。

热模拟试样均取自热轧空冷棒材,试样直径10mm,长度15mm,在Gleeble-1500热模拟试验机上进行等温压缩实验。F40MnV钢的变形速率undefined分别为0.1s-1、1s-1和10s-1,变形温度分别为950℃、1000℃、1100℃和1200℃,最大变形量为0.8。试样以10℃/s的速度加热至1250℃,保温3min,然后以10℃/s冷却至变形温度,保温30s消除温度梯度后开始压缩。38MnVS6钢的变形速率undefined分别为0.01s-1、0.1s-1、1s-1和5s-1,变形温度分别为950℃、1000℃、1100℃和1200℃,最大变形量为0.8。试样以10℃/s的加热速率加热至1250℃,保温5min,然后以10℃/s的速率降温至形变温度,保温30s消除试样内部的温度梯度后进行压缩。为防止试样表面氧化,采用氩气保护。变形结束后立即淬火,试样沿轴向切开,取试样中部进行金相分析。试样经抛光处理后采用饱和的苦味酸洗涤剂溶液浸蚀,使用截线法测量奥氏体晶粒尺寸。

2 结果与讨论

2.1 变形参数对动态再结晶的影响

2.1.1 变形量的影响

图1为38MnVS6钢在1100℃、变形速率0.1s-1压缩时所获得的流动应力曲线。变形初始阶段,加工硬化和动态回复相互作用,流动应力随着变形迅速上升。随着变形的进行,当变形量达到临界应变量,材料发生动态再结晶,应力随变形的增加速度变缓;变形继续,随着动态再结晶晶粒的增多,应力到达峰值后开始下降,最后趋于稳态。图1中B、C、D和E所对应的应变分别为0.15、0.3、0.5和0.8,所对应不同变形量变形后的奥氏体晶粒形貌如图2(b)-(e)所示。

图2(a)为38MnVS6钢1250℃保温5min后的奥氏体晶粒,奥氏体晶粒基本呈等轴状,平均尺寸约为110μm。图2(b)-(e)为变形温度1100℃、变形速率0.1s-1时不同变形量变形后的奥氏体形貌。由图2(b)可见,变形量为0.15时基本未发生动态再结晶,奥氏体晶粒以变形为主,这主要是因为此时的变形量较小,形变储存能较小,动态再结晶形核和长大驱动力较小。随着变形量的增加,变形储存能增大,动态再结晶驱动力增大到某个临界值,奥氏体动态再结晶开始。由图2(c)-(e)可见,变形量增加到0.3时已经发生部分动态再结晶,随着变形量的增加,再结晶晶粒的数量增多;当变形量增加到0.8时,初始奥氏体晶粒基本被动态再结晶晶粒所取代。与图1对比可见,非调质钢微观奥氏体再结晶过程导致宏观的流动应力随变形量的增加而变化。

2.1.2 变形温度的影响

图3为F40MnV钢在变形速率10s-1、不同温度下压缩变形量为0.8时奥氏体动态再结晶晶粒的形貌。如图3(a)所示,950℃变形后F40MnV钢动态再结晶晶粒的平均尺寸约为11μm;随着温度的升高,变形后动态再晶粒尺寸显著增大;如图3(d) 所示,1200℃变形后F40MnV钢动态再结晶晶粒的平均尺寸约为26μm。这主要是因为动态再结晶为热激活过程,温度升高原子热运动速度加快,动态再结晶容易发生且晶界迁移速度快,从而导致动态再结晶形核后长大速度快,故温度升高所获得的动态再结晶晶粒尺寸增大。

2.1.3 变形速率的影响

图4为F40MnV钢在变形速率10s-1、不同温度下压缩变形量为0.8时奥氏体动态再结晶晶粒的形貌。由图4可见,随着变形速率的增加,奥氏体动态再结晶晶粒的尺寸减小。如图4(a)所示,当变形速率为0.1s-1时变形后F40MnV钢动态再结晶晶粒的平均尺寸约为62μm,随着变形速率增加为10s-1,奥氏体晶粒尺寸减小为约26μm(如图4(c)所示)。这主要是因为在相同变形条件下随着变形速率的增加,变形储存能增大,位错密度增大导致动态再结晶形核率增加,故变形速率增加所获得的动态再结晶晶粒尺寸减小。

2.2 动态再结晶晶粒尺寸模型

动态再结晶晶粒尺寸决定于变形温度和变形速度,通常表示为Zener-Hollomon参数的函数[2](如式(1)所示)。对于2种钢的Z参数表达式的计算过程参见文献[6,7],计算结果如式(3)和式(4)所示。采用定量金相法测量不同变形条件下2种钢的动态再结晶晶粒尺寸,以lnZ和lnDdyn作图进行线性拟合,获得的2种钢的动态再结晶晶粒尺寸模型分别如式(3)和式(4)所示。

由图5可以看出,随着Z的增大,动态再结晶晶粒尺寸减小,即较高的变形速率和较低的温度变形容易获得更细小的再结晶晶粒尺寸,这与前文所得到的结果吻合。

Ddyn=AZn (1)

式中:Ddyn为动态再结晶晶粒尺寸;Z为Zener-Hollomon参数;A、n为材料常数。

undefined

式中:Q为变形激活能,反映材料热变形的难易程度;R为气体常数。

F40MnV:

undefined

38MnVS6:

undefined

3 结论

(1)热变形过程中,非调质钢微观奥氏体再结晶过程导致宏观流动应力随变形量的增加而变化。

(2)热变形过程中,变形温度和变形速率是影响非调质钢奥氏体动态再结晶晶粒尺寸的主要因素,奥氏体动态再结晶晶粒尺寸随变形温度的降低和变形速率的增大而减小。

(3)基于实验结果,拟合得到了F40MnV和38MnVS6两种非调质钢的奥氏体动态再结晶晶粒尺寸模型。

参考文献

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[5] Yang Honggen(杨洪根),Cui Qinghong(崔庆红).Applica-tion and evaluation of non quenched and tempered steel inengineering machinery field(非调质钢在工程机械上的运用及评价)[J].J Eng Design(工程设计学报),2004,8(4):65

[6] Wang Jin,Chen Jun,Zhao Zhen,et al.Dynamic recrystalli-zation behavior of a microalloyed forging steel[J].J IronSteel Res Int,2008,15(3):78

奥氏体不锈钢管道焊接的质量控制 第6篇

1 焊接工艺的确定

不锈钢的牌号比较多, 在施工中较常用的是奥氏体, 如:0Cr18Ni9Ti、1Crl8Ni9Ti等。奥氏体不锈钢的焊接性比较好, 相对比较容易焊接, 焊接接头即使在焊态也具有较高的韧性。但与普通碳素钢相比, 其导热率约为碳钢的1/3, 膨胀系数却比碳钢大1.5倍。由于奥氏体不锈钢具有较低的导热率和较高的膨胀系数, 在焊接过程中将会产生较大的变形和应变。焊接质量主要取决于焊接工艺是否与母材相适应, 为此在确定焊接工艺时, 必须从以下几大要素。

1.1 焊接方法的选择

不锈钢常用的焊接方法有手工电弧焊、气体保护焊及自动埋弧焊。主要根据设计的介质参数、施工条件和操作环境、以及施工成本等确定。在工艺管道施工中, 因管径大小不等, 且管道上阀门、管件较多, 使得焊口位置变化较复杂。所以一般采用手工电弧焊。

在油田站场施工中, 由于输送的介质多为易燃、易爆或介质有一定清洁度要求 (如润滑油等) , 通常我们都是采用氩弧焊打底、手工电弧焊盖面的方式焊接。

1.2 焊接材料的选择

焊接材料的选择主要应从母材的化学成分、管道介质温度和压力、焊机电流 (交流或直流) 、焊接方法以及焊接时的环境温度等多方面考虑。奥氏体不锈钢通常采用铬镍不锈钢焊条 (牌号为“A”字头) 。具体牌号可根据焊条的性价比择优选用。

需要氩弧焊打底时通常选用含Ti、Nb的手工钨极氩弧焊焊丝, 钨极采用铈钨极WCe-20, 惰性保护气体采用99.99%的氩气。

1.3 焊缝坡口形式的选择

不同的母材和焊材在焊接时对坡口尺寸的要求是不同的。这是因为, 材质的化学成分和物理特性不同, 其施焊时的穿透力 (熔深) 也不尽相同。所以在施工时一定要根据具体的材质, 调整坡口的对口间隙、钝边、坡口角度。如果坡口尺寸过大, 不仅会提高施工成本, 还会使焊缝应力过大, 易变形和产生裂纹;而坡口尺寸过小, 则容易出现未焊透、夹渣等质量缺陷。在采用手工电弧焊进行作业时, 因不锈钢比碳钢焊条的穿透力小。所以坡口角度及对口间隙应适当增大, 可按规范给定的正偏差值进行控制, 或通过试焊来确定。

1.4 选择焊接电流

由于奥氏体不锈钢的电阻率为低碳钢的4倍以上, 焊接时产生的电阻热较大, 药皮容易发红、开裂。所以同样直径的焊条焊接电流应比低碳钢降低20%左右, 焊条长度亦比同直径的碳钢焊条短, 否则焊接式由于药皮的迅速发红、开裂会失去保护而无法焊接。当使用大电流时将引起焊条过热和药皮中有效成分的烧损, 使焊缝保护不良容易引发缺陷, 同时也得不到预期的焊缝金属成分, 所以焊接电流不宜过大。一般选用较小的焊接电流为宜。

2 焊前的准备工作

焊接作业前, 要进行有针对性的准备。这种准备是保证焊接质量的重要组成部分。其内容主要从以下三方面考虑:

2.1 焊工技能的确认

从事焊接作业的焊工必须持证上岗, 并严格按操作证上注明的允许施焊项目进行作业。同时, 必须做好焊工的上岗培训及考试, 做好先关技术交底, 合格后方能进行作业。

2.2 焊接材料的管理

焊条在储存、运输期间药皮会吸潮, 使药皮中的水分增加。焊条使用前必须进行烘干, 降低药皮中的含水量, 其目的是:减少焊接过程中的飞溅, 使焊接电弧能够稳定地燃烧;防止在焊缝中产生气孔;防止产生在焊接某些合金钢时由氢引起的延迟裂纹。烘焙必须使用可控温的专用烘干箱。用多少烘多少, 随用随取。烘干后的焊条应放在保温筒内使用。外露超过2h应重新烘焙。重复不宜超过3次。

2.3 管道的坡口加工

不锈钢管坡口可采用机械加工或等离子切割。在施焊前, 应先清除坡口处的氧化层及毛刺等。由于不锈钢与碳钢接触会产生“渗碳”现象, 所以在焊道及飞溅清理时, 必须使用专用砂轮和不锈钢刷子。

3 焊接缺陷的成因及预防

未焊透:焊接电流小, 根部间隙小, 焊接速度过快、焊枪角度不正常等均易产生未焊透的缺陷。合适的根部间隙和焊接电流, 正确调整焊枪角度就可避免产生未焊透。

变形:由于奥氏体不锈钢有大的膨胀系数和小的导热率, 致使不锈钢在焊接时, 容易出现较大的焊接变形。所以在组对时, 要根据不同位置的焊缝, 使用不同类型的防变形卡具, 定位焊和固定焊的位置应比一般碳钢间距小。焊接时, 应合理确定焊接顺序。母材厚度较大时, 焊道应多层施焊, 并以小线能量施焊。

氧化严重:打底焊时, 管内充氩装置未能起到良好的保护作用, 焊缝背面将氧化;焊接过程中对熔池及焊丝端头保护不良, 或焊丝表面有氧化杂质也将会氧化严重。充氩装置尽可能与管子对严, 不能留有间隙, 管子的间隙用耐高温锡油纸贴上, 避免焊缝氧化。

夹渣、夹钨:焊接过程中, 若焊丝端头在高温过程中脱离了氩气保护区, 在空气中被氧化, 当再次焊接时被氧化的焊丝端头未清理, 又送入熔池中, 在断口试验中即判为夹渣;若钨极长度伸出量过大, 焊枪动作不稳定, 钨极与焊丝或钨极与熔池相碰后, 又未终止焊接, 从而造成夹钨。因管子是圆的, 焊枪、送丝角度要随时变化, 所以手法一定要稳、准, 就能避免夹渣、夹钨现象的发生。

内凹:装配间隙小, 焊接过程中焊枪摆动幅度大, 致使电弧热量不能集中于根部, 产生了背面焊缝低于试件表面的内凹现象。电弧热量尽量集中于根部, 仰焊部位多给点焊丝可避免内凹。

裂纹:焊条烘焙后, 要使用保温筒盛装。施焊环境温度宜在0℃以上, 且不宜在施焊过程中发生幅度较大的波动。施焊时, 焊条不应做横向摆动, 运条采用向前拉, 不摆动的直线运条法。在立焊时如必须进行横向摆动, 摆动幅度应尽量减少, 过分的横向摆动容易造成热裂纹和保护不良。采用小电流、快速焊, 一次焊成的焊缝不宜过宽, 最好不超过焊条直径的3倍。弧长应尽量保持短弧, 长电弧不仅会引起合金成分的烧损, 而且可能会由于空气中氮气的侵入造成铁素体的减少引发热裂纹。收弧时应将弧坑填满, 凹陷的弧坑是很难避免热裂纹发生的。

4 结语

对于安装工程来说, 影响施工质量的因素很多, 但焊接质量绝对是其中的重要一环, 将直接影响生产安全。为此, 必须不断提高施工中的焊接质量, 以便更好地服务于企业、服务于社会。

摘要：通过对焊接工艺的几大要素进行分析, 结合实际施工, 探讨不锈钢管道焊接的质量控制。

奥氏体不锈钢切削加工工艺的改进 第7篇

1 问题分析

奥氏体不锈钢加工硬化率较高, 且不能用热处理进行强化, 加工时易出现皴裂、撕伤等问题。

(1) 对于表面粗糙度要求较高的小尺寸产品, 由于需要很高的切削速度, 在刀尖与工件表面接触的部位会产生很高的热量使温度迅速升高, 难以及时散开, 致使烧坏金属表面, 进而使刀具与金属表面的摩擦力增加, 温度继续升高, 皴裂现象进一步加剧, 在金属表面形成严重的不光洁痕迹。

(2) 在切削加工螺纹时, 主轴转速较低螺纹表面不光洁, 易出现类似乱扣的皴裂现象, 严重影响零件的表面质量, 有甚者影响产品的装配使用, 给生产工作带来很大困难。

2 工艺改进

为了避免不锈钢表面撕裂的现象发生, 必须有效降低工件的切削温度, 保证良好的润滑[1~3]。

2.1 切削刀具

奥氏体不锈钢且削加工时, 宜采用锐刀, 低速大进刀量。车削加工时, 宜选用硬质合金刀, 且使前角和后角适当增大。前角大, 刃口锋利, 切削层的塑性变形和摩擦阻力小, 有利于降低切削力和切削温度。后角大, 可减小后刀面与工件的摩擦。

2.2 切削液

合理选用切削液能够降低切削力和切削温度, 减小刀具和工件的热变形, 提高刀具使用寿命和工件加工质量。切削液具有冷却、润滑、清洗和防锈的作用。在奥氏体不锈钢的切削加工中, 由于材料较粘, 加工硬化率较高, 切削液的润滑作用显得尤为重要。

(1) 奥氏体不锈钢在高速切削时, 宜选用极压切削液。由于其加工硬化率较高, 给切削带来很大难度, 选用极压切削液可满足切削过程中对切削液的极压润滑性能要求。

(2) 在切削加工螺纹时, 主轴转速要求较低, 属于边界润滑状态, 即切削液油膜部分的被破坏, 凸起的金属尖峰直接与刀具接触, 由于润滑液的渗透和吸附作用, 部分接触面仍存在着润滑液的吸附膜, 起到减小摩擦系数的作用。在边界润滑状态中, 由于不存在完全的油膜, 其承载能力已与油的粘度无关, 而取决于润滑液中的“油性”。所谓“油性”, 是指在动植物油脂中, 包含着对金属有强烈吸附性的原子团, 能在切屑、工件与刀具界面间形成物理吸附膜, 即润滑膜。在切削加工时, 应选用植物油做切削液。由于植物油的特殊“油性”, 在工件表面易形成润滑膜。

实际使用发现, 在加工奥氏体不锈钢工件, 特别是在攻丝或车螺纹时, 采用酿制酱油或豆油能明显的改善其切削加工性能, 较好的抑制积屑瘤和鳞刺的生长, 使工件的表面质量达到较好的效果。

植物油属再生资源, 可完全自然降解, 对人和自然环境无污染, 且其挥发性低, 如加入一定的添加剂能较好的满足切削加工的要求, 具有广阔的应用前景。

3 应用案例

图1所示为抽油机教学平台上的抽油泵活塞加工示意图, 材料为321 Ni-Cr-Mo型奥氏体不锈钢, 要求外圆面和密封槽的粗糙度为Ra1.6, 加工精度IT=0.10 mm。下料尺寸为φ35×116, 加工工艺如下。

(1) 夹外圆, 平端面, 钻通孔φ6、台阶孔φ8×97。

(2) 调头夹外圆, 平端面, 取总长112。

(3) 双顶, 粗车外圆至φ30.5, 密封槽φ240.10+0.05×3.4, 螺纹顶圆φ20-0.10-0.20×12, 退刀槽2×φ18;车螺纹M20×1.5;精车外圆φ30-0.10-0.20并倒角1×45°。

(4) 夹外圆, 车左端密封锥面, Ra1.6。

上述零件的加工设备选用CA6140型车床。在工艺3) 中, 由毛坯直径φ35车至φ30.5时, 选择前角为15°, 后角为10°的YG10硬质合金刀, 进刀量1.5 m m, 主轴转速450 r/min, 进给量0.5 mm/r, 普通油基切削液。车削过程顺利, 待尺寸达到φ30.5时, 表面稍微出现皴斑。

精车外圆φ30-0.10-0.20, Ra1.6, 选择前角后后角均为20°的YG10硬质合金刀, 进刀量0.2 mm, 主轴转速800 r/min, 进给量0.14 mm/r, 采用极压切削液, 车削过程顺利, 表面光滑, 完全满足设计要求。

车削螺纹时, 主轴速度26 r/min, 进刀量0.2 mm, 以豆油为切削液, 整个过程进展缓慢, 但换来的却是光滑的螺纹面, 保证了加工质量。

由此可见, 按照前述加工方法完全可以满足奥氏体不锈钢的切削加工。

4 结语

奥氏体不锈钢性软且粘, 对切削加工特别是精加工带来较大的困难, 但只要选择合适的切削刀具和采用适当的切削液, 就一定能够达到较满意的效果。实践证明, 通过改善切削刀具和选用合适的切削液能显著提高奥氏体不锈钢工件的表面质量。

摘要：奥氏体不锈钢加工硬化率较高, 且不能用热处理进行强化, 加工时易出现皴裂、撕伤等问题。为避免加工缺陷, 必须有效降低工件的切削温度, 保证良好的润滑。从切削刀具和切削液两方面进行了分析, 提出切削加工宜采用锐刀, 低速大进刀量, 车削加工时选用硬质合金刀, 且适当增大前角和后角;高速切削时, 选用极压切削液, 保证极压润滑性;加工螺纹时, 主轴转速低, 属于边界润滑状态, 宜采用具有特殊“油性”的植物油, 使其在工件表面形成润滑膜。应用表明, 上述加工方法切实可行, 提高了奥氏体不锈钢的加工效率和产品质量。

关键词：奥氏体不锈钢,切削温度,表面粗糙度

参考文献

[1]孟少农.机械加工工艺手册[M].北京:机械工业出版社, 1992.

[2]《机械设计手册》联合编写组.机械设计手册[M].北京:化学工业出版社, 1987.