Q420qENH钢及其焊接接头在模拟含PM_(2.5)的工业大气介质中干湿循环腐蚀行为研究

目的 研究桥梁耐候钢板材及其焊接接头在模拟含PM_(2.5)的西北工业大气环境中腐蚀行为的区别。方法 采用NaHSO_(3)+SiO_(2)的腐蚀介质进行干湿交替加速腐蚀实验,并采用腐蚀动力学、X射线衍射、扫描电镜+能谱、电化学测试等方法,分析了Q420qENH钢板材、焊缝及热影响区试样的腐蚀趋势、腐蚀类型及锈层的保护性,以及SiO_(2)对腐蚀的影响。结果 Q420qENH板材试样初期腐蚀速率大于焊接试样,中后期2种试样腐蚀速率逐渐下降并趋于一致。3种试样腐蚀类型均为不均匀的全面腐蚀,外锈层均疏松易脱落,但焊缝、热影响区内锈层比板材致密且与钢基体结合紧密,锈层中Cu、Ni元素含量明显高于板材试样。3种试样腐蚀30d的自腐蚀电流密度由大到小的顺序为板材>焊缝>热影响区,自腐蚀电位由大到小的顺序为热影响区>焊缝>板材,焊缝及热影响区试样的锈层电阻分别为板材试样的1.28倍、1.68倍。结论 PM_(2.5)中的主要成分SiO_(2)易在缺陷处沉积,成为腐蚀产物的形核基底,促进了腐蚀产物的非均匀形核,不利于锈层的致密性。热影响区和焊缝形成锈层的保护性、耐蚀性能优于板材试样。

Q420qD钢部分熔透角接接头焊接工艺与性能研究

采用CO_(2)气体保护焊对16 mm厚Q420qD钢进行部分熔透角接焊,对平焊、立焊和仰焊的焊接工艺进行优化设计,并分析了焊接接头的显微组织和力学性能。结果表明:在13.25~19.77 kJ/cm的焊接热输入条件下,接头焊缝和热影响区组织稳定。焊缝显微组织主要为先共析铁素体和针状铁素体,粗晶区为贝氏体、针状铁素体和珠光体的混合组织,细晶区铁素体和珠光体组织均匀分布。不同位置焊接接头的硬度变化规律为:热影响区>焊缝>母材。焊接接头的屈服强度(558~669 MPa)明显高于母材(464 MPa),拉伸断裂位置均发生在热影响区;焊缝和热影响区在-20℃的冲击功≥69 J,表现出良好的冲击韧性。

Q420C钢在建筑钢结构箱形梁柱焊接质量控制中的应用

文中主要介绍低合金高强度结构钢Q420C厚度25 mm钢在多种节点形式中的应用,及对采用相应的焊接方法组合所得焊接接头进行性能检测,其力学性能满足标准规定和设计要求,为类似生产提供借鉴。

316L/Q420双金属热变形行为及热加工图

为研究不锈钢和低合金高强钢双金属的高温变形行为,对316L/Q420双金属进行了温度为950~1150℃、应变速率为0.01~10 s~(-1)、最大变形量为50%的单向热压缩试验,通过观察试验结果,研究了该双金属的热变形行为,进而构建了基于Z参数的Arrhenius本构方程,并应用动态材料模型和Prasad失稳判据绘制了应变分别为0.1、0.3、0.5和0.7时的热加工图。结果表明,316L/Q420双金属热变形具有典型的动态再结晶型特征,流变应力随温度的升高和应变速率的降低而减小;根据所建本构方程得到的预测应力与试验值之间有良好的线性相关性。对应热加工图,综合分析了碳钢侧微观组织状态和脱碳层厚度,确定了最优热加工工艺窗口为:变形温度为1110~1150℃,应变速率为1.284~10 s~(-1)。

酸雨环境下Q420B钢材腐蚀疲劳裂纹扩展试验与模型研究

为研究特高压输电塔所用Q420B结构钢在酸雨环境下的腐蚀疲劳裂纹扩展行为,开展了Q420B的CT试样在人工酸雨喷雾腐蚀环境下的腐蚀疲劳试验。试验采用背面应变法监测裂纹长度,研究喷雾方式、pH值、应力比对裂纹扩展速率的影响。试验现象及断口分析表明,CT试样的断裂类型主要为穿晶疲劳断裂,腐蚀疲劳机制主要为阳极溶解机制。对于各工况,基于Paris模型推导了考虑模型参数随机性及da/dN数据波动性的腐蚀疲劳裂纹扩展速率P-da/dN-ΔK模型。结果表明,腐蚀疲劳裂纹扩展速率的离散性随应力强度因子幅的增大呈先减小后增大的趋势,该现象与Paris模型参数的线性相关性有关;相较于浸泡腐蚀,喷雾腐蚀下的裂纹扩展阶段存在明显的裂纹闭合效应,导致在ΔK较低阶段喷雾工况裂纹扩展速率均低于纯疲劳工况;腐蚀液pH值越低,裂纹扩展速率曲线斜率越大,但其初始速率也越低;应力比方面,增大应力比能明显缓解裂纹闭合效应,且裂纹扩展速率随应力比的升高而升高。

安钢风电塔筒用Q420NC钢板焊接适应性评价

基于中国行业标准对安钢生产的风电塔筒用Q420NC钢进行了焊接适应性评价,采用塔筒焊接常用的GMAW+SAW新型焊接工艺。焊前对焊接用试板进行了力学性能检测,焊后对焊接接头进行力学性能试验,并进行了疲劳极限试验。试验结果表明,焊接接头各项性能均满足承压设备焊接工艺评定的相关标准要求,并通过疲劳极限试验获得了其在应力比为0.5时的疲劳极限曲线,当加载循环基数设定为107次时,焊接接头的极限疲劳应力约为255MPa,当存活率为97.7%时,其极限疲劳应力约为205MPa。

变形率对316L/Q420不锈钢复合板界面结构和结合性能的影响

利用Gleeble-3800热模拟试验机制备了316L/Q420不锈钢复合板试样,采用拉伸试验、显微硬度仪、光学显微镜、扫描电镜、能谱仪和电子探针等研究了变形率对316L/Q420不锈钢复合板界面结构和结合性能的影响。结果表明:316L不锈钢复层组织为奥氏体,Q420基层组织为贝氏体(B)+少量针状铁素体(AF),脱碳层(DL)组织为贝氏体(B)+多边形铁素体(PF)+少量针状铁素体(AF)。界面区域由渗碳层(CL)、过渡层(TL)和脱碳层(DL)组成,各层硬度分布规律为过渡层>渗碳层>脱碳层。原始界面(OI)上存在孔洞和SiMn氧化物,随着变形率增加,其形貌由不连续线状转变为球状颗粒,比例由36%降低至4%,渗碳层、过渡层和脱碳层的厚度逐渐降低,晶粒得到细化,过渡层的硬度峰值增加,复合板的抗拉强度先增加后趋于稳定,伸长率增加。复合板界面存在元素扩散行为,随着变形率的增加,Cr、Ni、C等元素的扩散层厚度逐渐减小。

回火温度对Q420qENH钢板组织和力学性能的影响

通过显微组织观察、电子背散射衍射技术、拉伸试验、冲击试验等方法,研究了回火温度对Q420qENH钢板组织和力学性能的影响。结果表明:420~620℃回火的钢板组织为粒状贝氏体和铁素体,基体组织略微粗化,大尺寸M-A组元分解,但仍有部分细小较稳定的M-A组元得以保留,且呈弥散分布。与轧态钢板相比,620℃回火的钢板屈服强度从467 MPa升高至505 MPa,抗拉强度从655 MPa降低至589 MPa,屈强比从0.71升高至0.86,-40℃冲击吸收能量从175 J升高至278 J;脆硬相M-A组元含量降低不仅导致钢板屈强比升高,还降低了裂纹萌生倾向,且大角度晶界比例增加,阻碍裂纹扩展的能力增强,两者共同作用使得钢板的低温冲击韧性明显改善。在520~620℃回火的试验钢板具有高强韧性和较低屈强比的优异力学性能。

轧制温度对Q420钢组织和性能影响的研究

采用Gleeble-3500热模拟实验机、金相法和室温力学性能测试等,研究了轧制温度对建筑结构用Q420钢组织和力学性能的影响。结果表明,随着轧制温度的降低,铁素体和珠光体显微组织晶粒尺寸减小,铁素体体积分数下降而珠光体体积分数增加。此外,对不同轧制温度试样进行碳复型TEM分析可知,随着轧制温度降低,试样中出现了更多更细小的析出物。最后对不同轧制温度试样进行力学性能分析,表明由于组织细化和更多细小碳化物的析出,轧制温度较低的试样具有更高的屈服强度和抗拉强度。

单水口浇注Q420NQR1异型坯表面纵裂纹控制

针对亚包晶钢Q420NQR1连铸坯及轧材的表面纵裂纹缺陷分析了纵裂纹成因并提出了控制措施。结果表明,轧材的纵裂纹缺陷源于铸坯表面纵裂纹,铸坯表面纵裂纹绝大部分位于异型坯远离水口位置的腹板。通过物理模拟对结晶器内部流场进行研究,发现结晶器内腹板位置存在单循环流,这直接导致远离水口位置的保护渣液渣层较薄,在该位置下难以实现有效控热。通过适当增加水口插入深度可以降低钢液表面流速并促进液渣均匀分布;同时结合保护渣非均匀布料方式可有效改善铸坯及轧材质量,铸坯及轧材纵裂纹率分别降低30%和34%。

Q420GJC钢厚板力学性能异常原因

在某批次热机械轧制Q420GJC钢厚板验收时,发现其力学性能不合格,且几次力学性能测试结果的差异较大。采用化学成分分析、拉伸试验、硬度测试、金相检验等方法对该钢板力学性能不合格的原因进行分析。结果表明:在厚度方向上,该钢板的显微组织分布不均匀,且屈服强度、抗拉强度以及硬度均存在较大差异。建议采用全厚度矩形拉伸试样进行试验,以避免对钢板产品性能的判定出现争议。

Q420B角钢冲击性能异常分析与改进

利用扫描电子显微镜、光学显微镜等对产线中20℃冲击性能偏低的Q420B角钢进行显微组织、夹杂物和冲击断口分析研究。试验结果显示:产品晶粒尺寸粗大,晶粒级别小于8.0级,是造成冲击韧性低的主要原因。另一方面,成分中S、P含量超标,进而造成硫化物类夹杂物严重,级别为粗系3.0级,弥散分布在基体中。同时,在冲击断口解理区发现硫化物,这也是造成冲击偏低的因素。经过优化炼钢工艺,控制S、P含量≤0.020%,夹杂物由3.0级降低至1.0级,严格控制产品在炉加热温度和保温时间,控制轧制温度,晶粒得到细化,晶粒度由8.0级提高到8.5级,20℃冲击韧性由平均40 J提高至100 J以上。

大宽厚比Q420角钢轴压构件稳定性能试验研究

通过对75根大宽厚比Q420高强度等边角钢的轴压试验,研究了该类构件的稳定性能,总结了其失稳变形特征,并将其稳定承载力与我国电力行业标准的设计值进行对比分析。研究表明两端铰接的Q420高强度等边角钢中长柱呈弯扭失稳,短柱呈局部屈曲;轴压柱的稳定设计折减系数的试验值高于规范计算值,并与构件的长细比有直接关系,针对这一关系提出了修正公式。试验结果说明Q420高强度等边角钢的屈曲强度比普通强度角钢提高很多。研究成果为高强度角钢轴压构件的稳定设计提供了前提条件,并为已有设计方法的修正提供了建议和依据,有利于我国Q420高强度角钢在输电铁塔结构中的应用。

输电铁塔用Q420高强钢及焊接材料的性能评价

采用热影响区最高硬度及斜Y坡口焊接裂纹试验对Q420低合金高强钢的冷裂纹敏感性进行了试验研究,并选用多种焊接材料进行了熔敷金属性能及金相组织的分析比较。结果表明,Q420B及Q420C钢的抗冷裂性较好,当环境温度在0℃以上时,二者均可不预热进行焊接;当环境温度在0℃以下时,前者建议预热100～150℃,后者可不预热。焊接材料:SMAW焊条可采用50级或55级;GMAW和SAW焊丝宜选用55级。

Q420钢中非金属夹杂物的分析

分别在模铸生产的Q420钢锭的冒口和本体顶部、中部、底部取样,以分析钢锭中非金属夹杂物的成分和分布。结果表明,钢锭中夹杂物指数在2.09~4.98个/mm2之间波动,本体中部的显微夹杂物含量小于其他位置。钢锭中的大型夹杂物总量介于5.7~22.5 mg/10 kg之间,其成分主要是SiO2和Al2O3,并含有少量的Na2O和K2O,主要来源于浇注用保护渣,钢锭本体底部的大型夹杂物远高于钢锭其他位置。

结构用Q420E高强度厚板控轧控冷工艺研究

实验研究了Q420E厚100mm高强度厚板的TMCP工艺及其对组织性能的影响规律。结果表明,利用Nb、V、Ti复合微合金化成分设计,采用精轧开轧温度900℃,轧后冷却速度4.41℃/s的TMCP工艺或精轧开轧温度900～870℃的控制轧制工艺,均可使钢板性能达到标准要求。随着精轧开轧温度的降低,钢板屈服强度、抗拉强度和低温冲击韧性提高,伸长率变化不大;TMCP工艺与控制轧制工艺相比,钢板屈服强度、抗拉强度提高,伸长率降低幅度不大,但明显改善了钢板的低温冲击韧性。

Q420级铁塔用高强度角钢的开发

通过合理设计化学成份,采用Ⅵ微合金化工艺,优化轧制工艺,开发出输电铁塔用Q420角钢。试制表明:生产的Q420角钢组织细小均匀,力学性能、焊接性能良好,产品完全满足超高压输电线路工程的要求。

Q420钢材应变硬化与应变率效应的试验

利用INSTRON拉伸试验机和Zwick/Roell HTM5020型高速拉伸试验机对Q420钢材开展了不同应变率下(0.001~288s-1)的单轴拉伸试验,研究应变率效应对钢材力学性能的影响.试验结果表明,Q420钢为应变率敏感型材料,其硬化特征随应变率的提高而变化.采用ANSYS中LSDYNA模块对静力和动力拉伸试验进行仿真模拟,通过逆向反推的方式获得了Q420钢颈缩后的真实应力应变曲线.仿真结果显示,Q420钢材的真实应力应变关系随着应变率的提高,从幂次型的Ludwik准则向指数型的Voce准则转化.为得到更优的动本构模型,在H/V-R本构模型中引入新的应变率准则,以Cowper-Symonds模型中的钢材动力放大系数代替H/V-R本构模型中的线性Wagoner应变率准则.结果显示,修正H/V-R本构模型很好地吻合了试验数据,准确反映了大应变状态下的应变硬化特征和应变率对应变硬化的影响.

Q420C钢180mm×180mm连铸坯轧制角钢角部裂纹分析和工艺改进

电力铁塔用18 mm厚160角钢Q420C(/%:≤0.20C,1.00~1.70Mn,≤0.55Si,≤0.035S,≤0.035P,0.02~0.20V,≥0.015Als)的冶金流程为80 t BOF-LF-CC-车制工艺。利用光学显微镜、SEM以及能谱分析仪对热轧角钢角部裂纹进行了分析,结果表明,裂纹周围存在脱碳层及铁素体膜,裂纹处发现S富集及在晶界析出的AlN破坏了钢基体的连续性;得出连铸振痕谷底的夹渣、成分偏析,热应力和弯曲矫直应力导致了角钢沿晶界开裂。通过降低[N]至0.008 0%,控制Als 0.017%~0.022%,Mn/S≥80,钢水过热度≥25℃,保护渣牯度0.73 Pa·s,矫直温度≥950℃等工艺措施,使连铸坯的优质品率由原25.78%提高至85%,有效地降低了角钢角部裂纹的发生。

V-N微合金化Q420B大规格角钢连铸坯高温热塑性的研究

通过Gleeble-3500热模拟试验机研究了不同应变速率下V-N微合金化Q420B钢连铸坯的高温热塑性,利用扫描电镜观察高塑性区和第Ⅲ脆性温度区拉伸试样的断口形貌及断口处组织形貌,分析了试验钢在高温下的强度和塑性随温度变化的关系,动态再结晶、相变和析出物对高温热塑性的影响。结果表明在应变速率为ε=5×10^-3/s时,存在第Ⅲ脆性区（700～900℃）,在1000℃时断面收缩率（RA）达到最大值92.16%;当应变速率为ε=5×10^-2/s时,存在第Ⅲ脆性区（600～862℃）,在1100℃时RA达到最大值90.39%;当应变速率为ε=5×10^-1/s时,不存在塑性凹槽;3个应变速率下均没有出现第Ⅱ脆性区;在第Ⅲ脆性区,随着应变速率的增大,断面收缩率提高;在1000～1200℃出现高塑性的主要原因是发生了动态再结晶;第Ⅲ脆性区塑性低主要是由于晶界处有析出物和夹杂物,同时也是由于沿奥氏体晶界析出的铁素体抗拉强度低。