焊后热处理温度对15CrMoR钢对接接头性能的影响

采用属于P-No.4的15CrMoR钢作为研究对象,以国内外承压设备标准对P-No.4材料焊后热处理温度的不同要求为基础,研究了不同保温温度下(595,620,675,690℃)15CrMoR钢对接接头的拉伸性能、冲击性能、硬度及显微组织的变化。结果表明,随着保温温度的升高,15CrMoR钢对接接头强度逐渐降低,焊缝和热影响区的冲击韧性有一定的提高,焊接接头的硬度和热影响区最高硬度值均有一定下降。675℃和690℃的整体性能优于595℃和620℃。

安钢中温压力容器钢15CrMoR开发

采用冶炼、真空精炼及高效化连铸获得洁净度高的钢水和质量优良的压力容器钢15CrMoR铸坯;经炉卷机组轧制、热处理机组正火加回火处理,15CrMoR成品钢板各项力学性能和工艺性能均较稳定,满足GB/T 713-2014标准要求。热轧态钢板组织为铁素体、珠光体和少量贝氏体,经正火加回火处理后,成品钢板高温拉伸强度富裕40~70 MPa,组织为铁素体加珠光体,高温性能优良。

15CrMoR(H)钢配套焊材研制及其焊接接头性能研究

焊接是承压设备制造过程的关键环节,承压设备配套焊材性能对承压设备的制造质量起关键作用,决定承压设备的最终性能。研制了用于临氢环境的15Cr Mo R(H)用R307L焊条与H08Cr Mo(H)/JWF201(H)埋弧焊材,对其焊接工艺及熔敷金属性能进行了研究。特以焊接接头性能为主要指标,采取包括模拟封头热成型在内的多种热处理后,试验数据依旧保持了优异水平。分析焊接接头微观组织,其焊缝组织均为铁素体为主,有少量贝氏体和珠光体。

15CrMoR钢药芯焊丝气体保护焊工艺及接头组织性能

通过15CrMoR钢的药芯焊丝气体保护焊焊接试验,研究15CrMoR钢药芯焊丝气体保护焊的焊接工艺和接头的组织性能,结果表明:药芯焊丝气体保护焊的工艺性能良好,焊接接头中焊缝和热影响区的微观组织为贝氏体和铁素体,焊接接头的拉伸、侧弯和冲击等力学性能均满足15CrMoR钢母材的要求,确定15CrMoR钢采用药芯焊丝气体保护焊工艺的可行性。

15CrMoR耐热钢板的试制开发

采用Cr、Mo复合微合金化的成分设计,通过低温加热及控制轧制、正火、回火热处理工艺技术,八钢成功开发了15CrMoR耐热结构钢板。钢板不但强度性能良好,且具有耐热性能,各项性能指标均高于国标要求。

15CrMoR钢热变形本构方程的研究

为了分析15Cr Mo R钢的高温变形行为,在Gleeble-1500D热模拟试验机上对其进行了热压缩实验。依据不同温度和不同应变速率下的实验数据,通过把Zener-Hollomon参数和材料参数的函数导入Arrhenius-type方程,建立了15Cr Mo R钢的本构方程。结果表明:测试的流变应力曲线类型为平稳类型和单峰类型,但其试样组织均发生了动态再结晶;使用建立的本构方程计算的流变应力值与实验结果有很好的一致性(相关系数R=0.9273和平均相对误差AARE=2.14%)。

S11348+15CrMoR复合钢板的焊接性试验研究

按NB/T 47014-2011标准,通过对S11348+15Cr Mo R复合钢板SMAW+SAW的焊接工艺试验研究,确定了S11348+15Cr Mo R复合钢板的焊接工艺。试验结果表明:SMAW选用R307B和INCONEL182焊条,SAW采用H08Cr Mo A焊丝配合SJ101焊剂进行焊接;且采用焊前不低于160℃的预热、焊后690℃保温2 h热处理和350℃保温2 h的消氢处理的工艺措施,效果良好。

15CrMoR钢热变形行为及其热加工图的研究

采用Gleeble-3800热模拟试验机对15CrMoR钢进行了热压缩,变形温度950~1150℃、应变速率0.05~5s-1,真应变0.7。并通过应力应变曲线得到了材料本构方程和热加工图。结果表明,在应变0.7下15CrMoR钢的温升ΔT随着应变速率的增加和变形温度的降低而增加,且最大值在低温高应变速率处。15CrMoR钢在最初0.1应变时,功率耗散系数η值在1000℃和1115℃达到最大,随着温度增加、应变速率的减小,η值增加,在1150℃/0.05 s-1处达到最大值。

焊后热处理对15CrMoR(H)钢焊条电弧焊焊接头组织与性能的影响

以15CrMoR(H)耐热钢为研究对象,采用 R307G焊条多道多层焊,分析了焊后热处理前后焊接热影响各分区的组织转变,并对焊接接头进行冲击试验及硬度检测。结果表明,焊后热处理前热影响区粗晶区为上贝氏体+马氏体组织,临界粗晶区在原奥氏体晶界生成链状脆性组织,导致其局部微区硬度偏高,冲击吸收能量较低,裂纹扩展区呈准解理断裂;焊后热处理后粗晶区为回火索氏体组织,临界粗晶区为晶粒内部的回火索氏体及晶界附近的链状高温回火组织,焊接接头整体硬度分布均匀,热影响区冲击吸收能量较高,断口形貌呈韧窝状的韧性断裂。

热处理对15CrMoR特厚钢板组织和力学性能影响研究

研究了不同回火温度及模拟焊后热处理制度对15CrMoR特厚钢板组织和力学性能的影响。结果表明:随着回火温度的增加,钢板的强度降低,塑性升高;模拟焊后热处理态强度与回火态相比进一步降低,冲击韧性呈现相同趋势,而基体组织的晶粒度并未发生明显变化,析出相明显增多,析出相向晶界处聚集长大,导致钢板性能发生变化。

退火保温时间对15CrMoR焊接接头力学性能的影响

采用不同的退火保温时间,考察了15CrMoR钢焊接接头硬度、抗拉强度、侧弯和冲击等力学性能。试验结果表明,退火保温时间由18小时缩短为3小时后,15CrMoR钢焊接接头的硬度和抗拉强度有小幅升高,焊接接头塑性良好,但冲击功有所下降。采用新的热处理工艺后,15CrMoR钢焊接接头的力学性能能够满足服役性能要求。

耐低温冲击性能超厚15CrMoR钢板的研制开发

根据耐低温冲击性能超厚15CrMoR钢板的使用特点,结合工厂设备情况,通过优化成分设计、轧制工艺及两次正火+回火的热处理工艺,成功开发出厚度132mm耐低温冲击性能15CrMoR钢板。检验结果表明:钢板在不同状态、不同位置均获得理想均匀的显微组织,内在质量良好,并达到NB/T 47013.3-2015标准I级探伤水平,各项性能指标满足设计要求。

15CrMoR/OCr18Ni10Ti复合钢板的焊接

针对15CrMoR/0Cr18Ni10Ti复合钢板的焊接性能及加氢反应器制造的质量要求,进行了焊接工艺评定试验,确定了适宜的焊接工艺。

15CrMoR(H)+S31603不锈复合钢板的焊接

对连续重整装置脱氯反应器15CrMoR(H)+S31603不锈复合钢板的基层和堆焊层焊接性进行分析,制定合理的焊接工艺,采用埋弧焊+焊条电弧焊的方法,对焊前预热、层间温度、焊后消氢进行严各控制,顺利完成了脱氯反应器的制造。

某合成氨甲烷化装置脱硫槽焊接接头开裂原因

某合成氨甲烷化装置中的15Cr Mo R钢脱硫槽在运行10万h后,其焊接接头发生开裂导致泄漏。采用宏观形貌观察、化学成分测试、力学性能试验、显微组织观察和断口分析等方法,对接头开裂原因进行分析。结果表明:氢脆是脱硫槽接头开裂失效的主要原因。相比于母材,焊缝和热影响区强度高,氢脆敏感性强,长期在高温高压临氢环境中服役后,氢原子在脱硫槽内表面焊缝和热影响区聚集,导致氢致开裂。因甲烷化装置中换热器频繁内漏,脱硫槽经历多次紧急停工,造成焊接接头损伤累积,加速裂纹扩展,从而导致脱硫槽开裂泄漏。

TP347单层堆焊技术及性能评价研究

以15CrMoR钢为基层、两种TP347焊带为堆焊层,采用稀释率较低的电渣焊工艺制备单层堆焊试样,并对试样进行理化及耐蚀性能评价。结果表明,两种堆焊试样的力学性能、硬度、化学成分及铁素体含量均满足标准要求,且耐晶间腐蚀性能良好。高温高压氢剥离试验结果表明,在较低的降温速率下两种堆焊试样均未发生剥离,但是在较高的降温速率下发生了剥离;电解充氢试验结果表明,A堆焊试样发生剥离而H堆焊试样未发生剥离,这说明H试样堆焊层熔合区相比于A试样,具有更高的抗氢剥离性能。

超临界锅炉炉墙密封焊接裂纹原因分析及防治

轩岗电厂660 MW超临界锅炉炉墙密封焊缝多处出现裂纹。从材质、焊接工艺、塞块点固、环境温度、焊接结构等多方面进行分析,其原因在于:①15CrMoR钢焊接性较差,有较强的冷裂纹倾向;②鳍片切口边缘氧化铁、油污等杂质未得到彻底清理,焊后焊缝内含氢量过多及焊缝内缺陷严重超标,形成隐含的裂纹源;③施工环境温度较低,焊后冷却速度过快,熔敷金属组织转变不完全,有淬硬组织产生;④超临界机组锅炉管径小、管壁厚,管子刚度大、拘束度大,单位面积内的密封焊缝条数多、密度大,焊接应力大。鉴于此,制订了相应的防范措施和修复工艺,并在工程施工中获得了良好的效果。

15CrMoR钢多层焊缝的组织和力学性能

采用电弧焊(SMAW)和埋弧焊(SAW)相结合的方法制备了55 mm厚15CrMoR钢板多层对接焊缝,并在焊接过程中做了相应的预热和焊后热处理。测试了该焊缝的力学性能,观察冲击断口,分析焊缝各部分的显微组织。结果表明,在多层最外层焊缝存在典型的母材区、热影响区、熔合区和焊缝区,但是对于内部焊层,后焊焊层对于先焊焊层有一定的热处理作用,上下最外焊层的焊缝区呈柱状晶铸造组织,而其他焊层呈现过热组织和正火组织;焊缝的冲击断口表明热影响区试样韧性较好,其次为焊缝区,母材区试样韧性最差;焊缝中心及沿熔合线显微硬度呈现出"W"形分布,即焊缝两外侧层与焊缝中心SMAW焊区域硬度较高,焊缝近外表面层硬度较低。

热处理工艺对15CrMoR钢带状组织和冲击性能的影响

利用光学显微镜、扫描电镜和冲击试验机等仪器研究了15CrMoR钢中带状组织在热处理过程中的演变及其对冲击性能的影响。结果表明:奥氏体化后缓冷会出现铁素体-珠光体带状组织,快冷则可以抑制带状组织的出现,但快冷会导致粒状贝氏体等非平衡组织形成。粒状贝氏体组织中的贝氏体铁素体基体和马氏体-奥氏体岛在回火过程中逐渐沿Cr、Mo等碳化物形成元素偏聚的区域分解出碳化物,形成富碳化物带,降低钢的横向冲击性能。15CrMoR钢加热到1100℃并保温7 h后可消除带状组织,改善钢的横向冲击性能。

15CrMoR钢的显微组织与时效冲击性能

为探索原始组织形态对15CrMoR钢时效过程低温冲击性能的影响,明确15CrMoR钢具有高时效冲击性能稳定性的原始组织形态,通过控制奥氏体化后的冷却方式获得了15CrMoR钢的3种原始组织,使用OM、SEM、EPMA和EBSD等材料结构表征方法和低温冲击测试研究了15CrMoR钢的显微组织和时效态低温冲击性能。结果表明,15CrMoR钢奥氏体化后分别以炉冷、空冷和风冷的方式冷却至室温,分别获得了粗大铁素体+片状珠光体组织、铁素体+退化珠光体组织和粒状贝氏体组织。片状珠光体组织中碳化物主要呈层片状,退化珠光体中的碳化物主要呈断续短杆状和颗粒状,粒状贝氏体中的富碳M-A岛主要沿晶界分布。3种原始组织形态的15CrMoR钢在循环时效过程中均发生了晶界碳化物析出和长大,导致低温冲击性能不断恶化。当晶界碳化物呈链状分布时,15CrMoR钢的低温冲击性能较差。粗大的铁素体+片状珠光体组织晶界面积较少,导致晶界碳化物容易呈链状分布;粒状贝氏体中主要沿晶界分布的富碳M-A岛也容易导致晶界碳化物呈链状分布。因此,原始组织为铁素体+退化珠光体的15CrMoR钢在循环时效过程中具有较好的冲击性能稳定性,经历6次循环时效后,-10℃平均冲击吸收功仍高达196 J;而原始组织为铁素体+片状珠光体和原始组织为粒状珠光体的15CrMoR钢,经历4次循环时效后,晶界处已形成呈链状分布的碳化物,-10℃平均冲击吸收功均仅为18 J。