第31卷第14期中国电机工程学报V ol.31 No.14 May 15, 2011
2011年5月15日Proceedings of the CSEE ?2011 Chin.Soc.for Elec.Eng. 121 文章编号：0258-8013 (2011) 14-0121-06 中图分类号：TK 226；TG 142 文献标志码：A 学科分类号：470?20
高温时效对P92钢焊接接头显微组织和
力学性能的影响
刘福广1，李太江1，梁军2，姚兵印1，王彩侠1
(1．西安热工研究院有限公司，陕西省西安市 710032；
2．神华国华(北京)电力研究院，北京市丰台区 100069)
Effect of Thermal Aging on Microstructure and Mechanical
Properties of P92 Steel Weld Joints
LIU Fuguang1, LI Taijiang1, LIANG Jun2, YAO Bingyin1, WANG Caixia1
(1. Xi’an Thermal Power Research Institute Co. Ltd, Xi’an 710032, Shaanxi Province, China;
2. Shenhua Guohua(Beijing) Electric Power Research Institute Co. Ltd, Fengtai District, Beijing 100069, China)
ABSTRACT: Effect of long term thermal aging on microstructure and mechanical properties of P92 steel weld joints were studied by optical microscope (OM), scanning electron microscope (SEM), transmission electron microscope (TEM) and mechanical properties test. Results showed that the tensile strength of P92 weld joints decrease slowly even the aging time reached 7000h at 650℃. At initial aging stage (before 1000h) impact toughness of P92 weld metal decrease obviously, which keep at about 25J after aging for 1000h. The steady martensite matrix and the slow growth of M23C6 and MX should be responsible for the tensile strength maintenance of P92 weld joints. Aging embrittlement of weld metal results from coarse Laves phase precipitated along the prior austenite grain boundaries and martensite packets.
KEY WORDS: ultra supercritical power plant; P92 steel; weld joints; mechanical properties; microstructure
摘要：通过光学金相显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜及力学性能试验，研究了高温时效对P92钢焊接接头显微组织和力学性能的影响。研究结果表明：650℃时效7000h后，P92钢焊接接头的室温抗拉强度有小幅下降；P92钢焊缝的时效脆化主要发生在时效初期(1000h以内)，时效1000h后冲击功趋于平稳，基本保持在25J左右。组织分析认为，P92钢焊接接头时效过程中强度的保持，主要和马氏体基体的稳定存在、M23C6和MX相的缓慢长大有关；焊缝冲击功下降主要是由于粗大的Laves相沿焊缝原柱状晶晶界及马氏体板条束界析出相造成的。
关键词：超超临界机组；P92钢；焊接接头；力学性能；显微组织0 引言
超超临界(ultra-supercritical，USC)火力发电技术是有效利用能源的新技术，具有煤耗低、污染排放少、节约能源等优点，是我国今后火电机组的发展方向。截至2009年6月我国已投产超超临界机组23台，主机制造厂接到的超超临界机组订单100余套[1]。我国超超临界机组主蒸汽管道及高温再热蒸汽管道等重要承压部件基本都采用了SA335 P92钢，所以保证P92钢管道的安全可靠成为我国超超机组运行的关键技术之一。
P92钢是在P91钢的基础上，通过添加1.8%W、优化Mo、V、Nb、N、B元素含量而开发出的高蠕变断裂强度铁素体(马氏体)耐热钢，其600℃、1×105 h的蠕变断裂强度较P91钢提高20%以上[2-3]。国外关于P92钢及其焊接接头的组织性能已经开展了较多的研究，但基本限于实验室条件[4-8]。P92钢在国内的应用时间较短，对该材料的认识还不够充分，目前国内的研究重点多集中在母材的蠕变机制、高温时效过程的组织性能及焊接工艺评定等方面，焊接接头高温运行过程中的组织性能变化规律还处于起步阶段[9-15]，关于P92钢焊接接头尤其是焊缝区高温时效后的组织性能变化规律目前国内还鲜有报道。为此，本文分析了高温时效对P92钢焊接接头显微组织和力学性能，讨论了其相互之间的影响机制，以期为今后超超临界机组P92钢部件的金属监督提供技术参考。
122 中 国 电 机 工 程 学 报 第31卷
1 试验材料及试验方法
本试验所用母材为进口P92钢管道，化学成分如表1所示，规格为φ355 mm ×26 mm 。焊接方法采用手工钨极氩弧焊打底+焊条电弧焊填充盖面，焊丝、焊条均选用国内USC 机组建设普遍采用的Thermanit MTS 616，名义化学成分在表1一并列出。为与我国USC 机组P92钢焊接接头的安装状态接近，焊后采用履带加热器进行热处理，热处理恒温温度范围为(760±10)℃，恒温时间4 h 。
表1 试验用P92钢化学成分及焊材名义成分 Tab. 1 Chemical composition of tested P92 steel and nominal composition of filler metal %
牌号 C Si Mn S P P92钢 0.14 0.26 0.37 0.005 0.010 MTS 616焊丝 0.11 0.20 0.60 — — MTS 616焊条 0.1 0.38 0.45 —
—
牌号 Cr Mo Ni V W
P92钢
8.98 0.31 0.12 0.20 1.60
MTS 616焊丝 8.0 0.5 0.7 0.2 1.6 MTS 616焊条 9.0 1.0 0.7 0.2 1.0
牌号 Ni Nb Al B N P92钢
0.12 0.08 0.002 0.004 0.006
MTS 616焊丝 0.7 0.05 — — 0.05 MTS 616焊条 0.7 0.06 —
— 0.04
试件经焊接、热处理、无损探伤合格后，截取部分接头进行组织性能试验；余料切割成200 mm × 120 mm 试块进行高温时效试验。时效试验在实验室中温箱式电阻炉中进行，时效温度650 ℃，时效时间1 000、3 000、5 000、7 000 h 。不同时间时效后，依照相关标准在试块上沿纵向截取拉伸、冲击、硬度及金相试样，对其进行相应试验。
冲击试样尺寸采用10 mm×10 mm×55 mm 的V 型缺口标准试样，缺口深度2 mm ，冲击试验在RKP450示波冲击试验机上进行；时效前拉伸试样采用标距宽度为25 mm 的全厚度板状试样，时效后拉伸试样采用φ10 mm 圆截面拉伸试样，拉伸试验在SANS CMT 5205万能试验机上进行；布氏硬度试验在HB–3000C 布氏硬度试验机上进行，压头直径φ5 mm ，试验力7 355 N 。
金相试样经过机械打磨、抛光后，用FeCl 3盐酸水溶液腐蚀，在Olympus GX71光学显微镜下观察金相组织并照相；在Fei Quata 400HV 扫描电子显微镜下观察析出相分布和冲击断口形貌；薄膜透射电子显微镜观察在JEM–3010高分辨透射电子显微镜下进行，采用Oxford INCA 能谱仪进行微区成分分析，试样在?40 ℃下电解双喷减薄，电解液为
8%高氯酸酒精。
2 试验结果
2.1 显微组织
图1为P92钢焊接接头焊缝区时效前后的典型光学金相组织。从图1(a)可以看出，时效前焊缝金相组织中可以看到原柱状晶或胞状晶形貌，其内部由不同位向的板条马氏体束组成，晶界及马氏体板条束界处，可以看到均匀分布的细小沉淀相。时效7 000 h 后，焊缝区中原柱状晶内部的马氏体板条束形貌依然存在，原奥氏体晶界及马氏体板条束界处出现了较多的粗大沉淀相，如图1(b)所示。
30 μm
(a) 时效前
30 μm
(b) 时效7 000 h 后
图1 P92钢焊接接头焊缝区时效前后的光学金相组织 Fig. 1 Optical microstructure of P92 weld metal before
and after aging
图2为P92钢接头焊缝区和母材区时效前后的扫描电镜(scanning electron microscope, SEM)背散射电子像(backscattered electron image ，BSE)照片。从图2(a)可以看出，时效前焊缝中的沉淀相呈灰色的球状或短棒状，尺寸基本在0.2 μm 以下，主要沿晶界、板条束界分布。时效1000 h 后，焊缝的背散射电子像中开始出现形状不规则的白亮沉淀相，长轴尺寸约为0.3~0.6 μm ，主要沿晶界及束界分布；灰色的、细小沉淀相依然存在，尺寸与时效前尺寸相当，如图2(b)。随着时效时间的延长，白亮的沉淀相逐渐长大，密度增加，时效7 000 h 后，白亮沉淀相的长轴尺寸增大到了1 μm 左右，如图2(c)所示。
第14期刘福广等：高温时效对P92钢焊接接头显微组织和力学性能的影响 123
10μm 10μm
(a) 焊缝，时效前 (b)
焊缝，时效1000h后
10μm 10μm
(c) 焊缝，时效7000h后 (d)
母材，时效前
10μm 10μm
(e) 母材，时效1000h后 (f)
母材，时效7000h后图2 P92钢焊接接头时效前后的SEM背散射电子像Fig. 2 SEM BSE of P92 weld joints before and
after aging
文献[9]指出，P92钢时效后白亮相和灰色沉淀相的衬度差是由于相组成元素的原子序数不同造成的，灰色沉淀相主要是M23C6，白亮沉淀相主要为Laves相。
从图2(d)—(f)可以看出，P92钢母材时效过程中的沉淀相变化规律与焊缝类似，时效1000h后即开始沿晶界、板条束界析出较多的粗大Laves相，时效7000h后，母材Laves相的长轴尺寸达到了1.5μm，析出密度和平均尺寸略高于焊缝。
采用高分辨透射电子显微镜对时效前后的P92钢焊接接头进行了显微组织观察。图3为P92钢焊接接头焊缝区和母材区时效前的照片和微区能谱分析结果。从图3(a)可以看出，P92钢焊缝经过高温回火后，基体组织主要由等轴亚晶组成，亚晶内部位错密度较高，局部区域的马氏体板条形貌依然存在，板条内部可以看到缠结状的位错胞；时效前焊缝的析出相主要分为2种，一种沿晶界、亚晶界分布的短棒状或球状沉淀相，直径主要在0.05~ 0.15μm之间(图3(a))；另一种是在亚晶内分布的细小针状沉淀相，尺寸在20nm以下(图3(b))。母材区的析出相大小、形貌、分布与焊缝基本相同，但
500nm 500nm
(a) 焊缝基体的
等轴亚晶和M23C6相形貌
(b) 母材基体的
等轴亚晶和M23C6相形貌
200nm 200nm
(c) 焊缝等轴亚晶内部的
MX相形貌
(d) 母材等轴亚晶内部的
MX相形貌
能量/keV
(e) 焊缝中M23C6相的能谱图
强
度
C
W
W
W W
W W W
W W
Fe
Fe
Mn
Mn
Cr
Mo
Mo
Mo
Cr
Mn
Fe
Cr
01234 5 6 7 8 9 10 11
能量/keV
(f) 焊缝中MX相的能谱图
强
度
V
Fe
Cr
Nb
Si
V
Cr
Nb
Nb
V
Cr
Fe
Fe
图3 P92钢焊接接头时效前的TEM照片和
焊缝析出相的微区能谱图
Fig. 3 TEM micrographs of P92 weld joints and EDS
patterns of precipitates in weld metal before aging
母材基体亚晶内部位错密度低于焊缝基体，如图3(c)、(d)所示。图3(e)、(f)分别为焊缝区两种类型沉淀相的典型微区能谱(energy dispersive spectroscopy，EDS)结果。其中短棒状或球状、沿晶界或亚晶界分布的沉淀相为富Cr相(图3(e))，结合电子衍射分析结果可以认定该相为M23C6，M代表Fe、Cr元素；在晶内分布的细小针状沉淀相为富Nb、V相(图3(f))，根据该沉淀相的尺寸、分布和成分特点，结合文献[6-8]的研究结果，可以判定该相为MX相，其中M代表V、Nb元素，X相代表C、N元素。
图4为P92钢焊接接头时效5000h后的透射电
124 中 国 电 机 工 程 学 报 第31卷
500
nm
500 nm (a) 焊缝中的Laves 相形貌 (b) 母材中的Laves 相形貌
能量/keV
(c) 焊缝中Laves 相的能谱图
强度
Fe Cr
Mc W
Cr
Fe Fe
W W
Mc
Mc
Cr
W
W
W
W
W W
图4 P92钢焊接接头时效5 000 h 后的TEM 照片及
焊缝Laves 相的微区能谱图
Fig. 4 TEM micrographs of P92 weld joints and
EDS pattern of Laves phase in weld metal
after aging for 5 000 h
子显微镜(transmission electron microscope, TEM)照片和微区能谱分析结果。从图4(a)可以看出，时效5 000 h 后P92钢焊缝基体中的等轴亚晶形貌依然存在，亚晶内部的位错密度下降；M 23C 6尺寸缓慢长大到0.1~0.3 μm ，MX 相没有明显长大；晶界、亚晶界处出现了较多不规则形状、尺寸较大(0.2~1.0 μm)的沉淀相，经微区能谱分析，该相中的W 、Mo 元素含量较高(图4(c))，结合选区电子衍射标定结果(图4(a))，认为该相为Laves 相(Fe ，Cr)2(Mo ，W)。P92钢母材的微观组织与焊缝基本一致，亚晶内部的位错密度与时效前相当，但仍低于焊缝，如图4(b)所示。
2.2 力学性能
P92钢焊接接头时效前后的室温抗拉强度R m
变化曲线如图5所示。从图5可以看出，随着时效时间的延长，P92钢焊接接头的抗拉强度只有小幅
时效时间/h
R m /M P a
750
650
550 450
620 MPa
图5 P92钢焊接接头时效前后的
室温抗拉强度变化曲线
Fig. 5 Tensile strength variation curve of P92 weld joints before and after aging
下降，时效7 000 h 后抗拉强度仍可以达到637MPa ，下降幅度3.5%，但仍高于ASME SA335中规定的抗拉强度下限620 MPa 。
时效前后P92钢焊接接头的硬度和焊缝冲击功K V2变化情况如图6所示。从图6可以看出，时效时间超过3 000 h 后，P92钢焊缝区的硬度开始下降，
时效7 000 h 后硬度由时效前的240 HBW 下降到206 HBW ；时效过程中，母材硬度基本没有变化，时效7 000 h 后硬度为198 HBW ，与时效前(201 HBW)相当。此外，P92钢焊缝时效初期具有明显的时效脆化倾向，时效1 000 h 后缺口冲击功均值就由53 J 下降到了24 J ，随着时效时间的继续延长，缺口冲击功基本保持在25 J 左右，如图6所示。
2 000
4 000 6 000 8 000 1 000时效时间/h
K V 2/J
250 HBW
硬度/H B W
焊缝K V2
母材硬度
焊缝硬度
图6 P92钢焊接接头时效前后的硬度和
缺口冲击性能变化曲线
Fig. 6 Variation curves of hardness and Charpy notch impact toughness of P92 steel
weld joints before and after aging
时效态焊接接头的拉伸试样均断于母材处，所以图5中的强度变化主要反映了母材时效后的强度变化，其变化趋势与图6中母材的硬度变化基本 一致。
2.3 冲击断口
P92钢焊缝时效前后的冲击试样断口形貌分别如图7、图8所示。从图7可以看出，时效前P92钢焊缝区的冲击试样宏观断口存在少量塑性变形，宏观断口可以看到纤维区、扩展区和瞬断区(图
5mm
50 μm
(a) 宏观断口 (b) 微观断口
图7 时效前P92钢焊缝区冲击试样的断口形貌 Fig. 7 Fracture morphorlogies of P92 weld metal
impact toughness specimen before aging
第14期刘福广等：高温时效对P92钢焊接接头显微组织和力学性能的影响 125
5mm 50μm
(a) 宏观断口 (b)
微观断口
图8时效3000h后P92钢焊缝区冲击试样的断口形貌Fig. 8 Fracture morphorlogies of P92 weld metal
impact toughness specimen after aging for 3000h
7(a))；其微观断口中，纤维区的宽度约为1mm，由韧窝组成，放射区的微观断口由许多由中心向周围放射的弯曲河流花样组成的小断面，小断面之间由撕裂棱连接，多个小断面包围在一个较大的断面内(图7(b))，断裂形式为准解理断裂。时效3000h后，冲击试样的宏观断口基本没有发生塑性变形，纤维区宽度由时效前的1mm下降到0.3mm左右，如图8(a)所示；扩展区的微观断裂方式仍然为准解理断裂。与时效前相比，时效3000h焊缝冲击试样断口的准解理小断面的密度增加，扩展路径短于时效前，如图8(b)所示。
3 分析与讨论
时效前P92钢焊接接头的室温硬度、强度是多种强化机制综合作用的结果。从P92的化学成分来看，W、Mo置换固溶元素及C、N间隙固溶元素的存在，会使基体的晶格产生畸变，所形成的弹性应变场会阻碍位错的运动，形成固溶强化[16-17]。金属材料成分确定后，其力学性能主要取决于热处理工艺。P92钢经正火后可以得到全板条马氏体组织，经高温回火，板条马氏体的位错重新排列成网状，形成等轴亚晶，但位错密度仍然较高，形成了位错强化；高温回火过程中M23C6、MX沉淀相的细小弥散分布阻碍了位错运动，形成了沉淀强化(图3)；此外，晶界强化也是P92钢重要的强化机制之一。以上强化机制的综合作用使P92钢接头具有较高的强度和硬度。
虽然P92钢焊缝的金相组织呈铸造组织形貌，晶粒粗大，但时效前的焊缝硬度高于母材。组织分析结果表明，焊缝与母材的显微组织差别主要在于基体的位错密度，而析出相的尺寸、形貌、分布与母材相当(图(3))，所以焊缝硬度较高主要是由于其相对较高的位错密度造成的。这与文献[7-8]的研究结果是一致的。
P92钢焊接接头高温长期时效后强度、硬度的保持是由材料显微组织的稳定性决定的。一般认为，马氏体钢高温回火或时效过程中的组织转变包括：固溶在基体中的合金元素逐渐脱溶析出，形成沉淀相；沉淀相的聚集、球化、长大；马氏体基体的亚晶尺寸长大，位错密度大幅降低，甚至通过发生再结晶形成铁素体[18]。此外，文献[19]认为，T/P92钢长期高温运行过程中还会通过消耗MX相形成Z 相。上述的组织转变都会使材料的强度趋于降低。本文的显微组织观察结果表明，P92钢焊缝、母材时效过程中，W、Mo元素迅速脱溶析出，沿晶界或亚晶界形成Laves相(图2)；M23C6及MX相时效过程中的聚集球化现象不明显，长大速度缓慢，实验过程中没有观察到Z相；焊缝和母材基体组织较稳定，即使经650℃时效5000h后仍呈等轴亚晶形貌(图4)，处于回复阶段，没有发生再结晶。所以，细小M23C6及MX相的弥散分布和基体亚结构的稳定，使P92钢焊接接头经过高温长期时效后硬度、强度都没有明显下降。
过去的研究结果已表明，在不同类型含W马氏体耐热钢中，都出现过由于Laves相析出造成的冲击韧性下降问题[6,20-21]。本文断口形貌分析结果表明(图8)，P92钢焊缝的时效脆化机制如下：粗大、不规则形状Laves相沿原柱状晶或马氏体板条束界的析出，致使断裂过程中形核部位增加，微观断口中的河流花样扩展行程缩小，而焊缝铸造组织中的粗大原奥氏体柱状晶晶界不能有效阻止裂纹的扩展，最终导致焊缝冲击韧性恶化。所以，严格控制焊接工艺，防止P92钢焊接过程中柱状晶、板条束尺寸过度长大，是防止焊缝冲击韧性恶化的重要措施之一。
4 结论
1）650℃长期时效后，P92钢焊接接头的室温强度只有小幅下降，时效7000h后的降幅约为3.5%。
2）650℃时效后，P92钢焊缝的时效脆化主要发生在时效初期(1000h以内)，时效时间超过1000h后焊缝冲击功基本保持在25J左右。
3）高温时效后P92钢焊接接头强度的保持主要源于M23C6、MX相的缓慢长大和马氏体基体的稳定；时效初期P92钢焊缝冲击韧性的迅速下降主要是由于沿晶界、板条束界析出粗大、不规则形状Laves相造成的。
126 中国电机工程学报第31卷
参考文献
[1] 唐飞，董斌，赵敏．超超临界机组在我国的发展和应用[J]．电力
建设，2010，31(1)：80-82．
Tang Fei，Dong Bin，Zhao Min．USC Unit Development and Application in China[J]．Electric Power Construction，2010，31(1)：80-82(in Chinese)．
[2] 杨富，章应霖，任永宁，等．新型耐热钢的焊接[M]．北京：中国
电力出版社，2006：102-112．
Yang Fu，Zhang Yinglin，Ren Yongning，et al．Weld of new type heat-resistant steel[M]．Beijing：China Electric Power Press，2006：102-112(in Chinese)．
[3] ECISS/TC 29．DIN EN 10216-2 Seamless steel tubes for pressure
purpose-technical delivery conditions[S]．Berlin：European Committee Standardization，2007．
[4] Yoshizawa M，Igarashi M，Moriguchi K，et al．Effect of precipitates
on long-term creep deformation properties of P92 and P122 type advanced ferritic steels for USC power plants[J]．Materials Science and Engineering A，2009，510-511(C)：162-168．
[5] Falata L，Vyrostkováa A，Homolováa V，et al．Creep deformation
and failure of E911/E911 and P92/P92 similar weld-joints [J]．Engineering Failure Analysis，2009，16(7)：2114-2120．
[6] Vyrostkováa A，Homolováa V，Pechab J，et al．Phase evolution in
P92 and E911 weld metals during ageing[J]．Materials Science and Engineering A，2008，480(1-2)：289-298．
[7] Ennies P J，Zielinska L A，Czyrska F A．Influence of heat treatment
on microstructural parameters and mechanical properties of P92 steel[J]．Materials Science and Technology，2000，16(10)：1226-1232．[8] Ennis P J，Zielinska L A，Wachter O，et al．Microstructural stability
and creep rupture strength of the martensitic steel P92 for advanced power plant[J]．Acta Materialia，1997，45(12)：4901-4907．
[9] 姚兵印，周荣灿，范长信，等．P92钢中拉弗斯相的尺寸测量及
其长大规律的动力学模拟计算[J]．中国电机工程学报，2010，30(8)：94-100．
Yao Bingyin，Zhou Rongcan，Fan Changxin，et al．Measuring laves phase particle size and thermodynamic calculating its growth and coarsening behavior in P92 steels[J]．Proceedings of the CSEE，2010，30(8)：94-100(in Chinese)．
[10] 张红军，周荣灿，唐立英，等．P92钢650℃时效的组织性能研究
[J]．中国电机工程学报．2009，29 (增刊)：174-177．
Zhang Hongjun，Zhou Rongcan，Tang Liying，et al．Study on microstructure and mechanical properties of P92 steels aged at 650℃
[J]．Proceedings of the CSEE，2009，29 (Supplement)：174-177(in Chinese)．
[11] 赵强，彭先宽，王然．P92钢的蠕变损伤容许量系数及蠕变断裂
机制[J]．钢铁研究学报，2010，22(2)：56-58．
Zhao Qiang，Peng Xiankuan，Wang Ran．Creep damage tolerance factor and creep fracture Mechanics of P92Stee[J]．Journal of Iron and Steel Research，2010，22(2)：56-58(in Chinese)．
[12] 王学，潘乾刚，陈方玉，等．P92钢高温蠕变损伤分析[J]．材料
热处理学报，2010，31(2)：65-69．
Wang Xue，Pan Qiangang，Chen Fangyu，et al．Analysis of creep damage at elevated temperature in a P92 steel[J]．Transactions of
Materials and Heat Treatment，2010，31(2)：65-69(in Chinese)．[13] 乔亚霞，郭军．电站锅炉用马氏体耐热钢P92钢的焊接[J]．电力
建设，2007，28(6)：87-90．
Qiao Yaxia，Guo Jun．P92 steel (martensitic steel) welding used for power plant boilers[J]．Electric Power Construction，2007，28(6)：87-90(in Chinese)．
[14] 王淦刚，赵军，赵建仓，等．P92新型耐热钢焊接接头的力学性
能研究及其工程应用[J]．电力设备，2007，8(5)：1-5．
Wang Gangang，Zhao Jun，Zhao Jiancang，et al．Mechanical performance study and engineering application of weld joint of P92 new type heat-resisting steel[J]．Electrical Equipment，2007，8(5)：1-5(in Chinese)．
[15] 王学，潘乾刚，刘洪，等．超超临界机组用P92钢焊接细晶区高
温蠕变行为[J]．中国电机工程学报，2010，30(2)：104-108．
Wang Xue，Pan Qiangang，Liu Hong，et al．High-temperature creep behaviour of fine grained heat-affected zone in P92 weldment used in ultra supercritical units[J]．Proceedings of the CSEE，2010，30(2)：104-108(in Chinese)．
[16] 刘树勋，李培杰，曾大本，等．析出硬化型热强钢中合金元素的
作用机制[J]．钢铁研究学报，2004，16(1)：44-48．
Liu Shuxun，Li Peijie，Zeng Daben，et al．Behavior of alloying elements in precipitation-hardening hot work steel[J]．Journal of Iron and Steel Research，2004，16(1)：44-48(in Chinese)．
[17] Maruyama K，Sawada K，Koike J．Strengthenging mechanisms of
creep resistant tempered martensitic steel[J]．ISIJ International，2001，41(6)：641-653．
[18] 刘云旭．金属热处理原理[M]．北京：机械工业出版社，1981：
213-227．
Liu Yunxu．Principle of metal heat treatment[M]．Beijing：China Machine Press，1981：213-227(in Chinese)．
[19] Swada K，Kushima H，Kimura K．Z-phase formation during creep and
aging in 9~12% Cr heat resistant steels[J]．ISIJ International，2006，46(5)：769-775．
[20] Tamura M，Shinozuka K，Esaka H，et al．Mechanical properties of
8Cr-2WVTa steel aged for 30000h[J]．Journal of Nuclear Materials，2000，283-287(Part 1)：667-671．
[21] Sakasegawa H，Hirose T，Kohyama A，et al．Effect of precipitation
morphology on toughness of reduced activation ferritic/martensitic steels[J]．Journal of nuclear materials，2002，307-311(1 Suppl)：490-494．
收稿日期：2010-08-12。
作者简介：
刘福广(1981)，男，工学硕士，研究方向为电
站重要承压部件的焊接、热处理技术及其高温运行
过程中的组织性能研究，liufuguang@ https://www.doczj.com/doc/da17773144.html,。
刘福广
(责任编辑王庆霞)
卷制处理后345C钢焊接接头力学性能试验及评定 摘要: 本文结合云南金汉拉扎电站压力钢管的制作，在力学性能试验的基础上，通过对比分析评估卷制处理后Q345C钢焊接接头的质量。 关键词卷制处理力学性能试验Q345C钢焊接接头质量 Abstract: This paper combines Yunnan Jinhan Hydropower Station Penstock manufacture, in on the basis of mechanical property test, through the contrast analysis of assessment of rolling processing of Q345C steel welded joint quality. Keywords: rolling processing mechanical properties test Q345C steel welding joint quality 云南金汉拉扎水电站引水压力钢管主管直径φ2200mm，支管直径φ1500mm/φ900mm，钢管（衬）采用Q345C钢材，岔管采用Y型加月牙肋板形式，主材为WDB620高强钢，压力钢管总工程量为1493.03T。由于供货为非定制板材，钢板长度不定，给现场制作带来一定的麻烦，结合钢管制作现场实际情况，项目部决定在试验论证的基础上，采用钢板对接后卷制成形工艺进行压力钢管的制作，提高生产效率，降低生产成本。本文结合云南金汉拉扎水电站压力钢管的制作，浅谈卷制处理对Q345C低合金钢焊接接头力学性能的影响。 1、Q345C低合金钢板材的主要技术性能 表1：Q345C化学成分，% 随着现代工业的发展、科技的进步，低合金钢Q345C因其含C，Si、Mn量低，在通常情况下综合力学性能好，低温性能好，冷冲压性能、焊接性能和可切削性能好，广泛应用于桥梁、车辆、船舶、建筑、压力容器等。 2、力学性能试验 中华人民共和国电力行业标准《水电水利工程压力钢管制造安装及验收规范》DL/T 5017-2007第四章压力钢管的制造4.1.8所述，“拼焊后，不宜再在卷板机上卷制或矫形。”结合钢管制作现场实际情况，项目部特对经过卷制处理和未经卷制处理的拼焊焊接接头分组进行力学性能试验，通过分析对比，评估卷制处理对板材拼焊焊接接头质量影响的大小。 金汉拉扎水电站引水压力钢管主材为Q345C钢，钢管壁厚依次为10㎜、12㎜、14㎜、16㎜、20㎜、22㎜、25㎜、28㎜、30㎜和32㎜等10种规格，本
第3章焊接接头的组织和性能 ?焊接熔池的结晶特点:非平衡结晶、联生结晶和竞争成长以及成长速度动态变化。 联生结晶：一般情况下，以柱状晶的形式由半熔化的母材晶粒向焊缝中心成长，而且成长的取向与母材晶粒相同，从而形成所谓的联生结晶。（焊缝的柱状晶是从半熔化的母材晶粒开始成长的，其初始尺寸等于焊缝边界母材晶粒的尺寸，因而可以预料，在焊接热循环的作用下，晶粒易过热粗化的母材，其焊缝柱状晶也会发生粗化。） 竞争成长：只有最优结晶取向与温度梯度最大的方向（即散热最快的方向，亦即熔池边界的垂直方向）相一致的晶粒才有可能持续成长，并一直长到熔池中心。 ?焊接熔池的结晶形态：主要存在两种晶粒，柱状晶粒（有明显方向性）和少量的等轴晶粒。 其中，柱状晶粒是通过平面结晶、胞状结晶、胞状树枝结晶或树枝状结晶所形成。等轴晶粒一般是通过树枝状结晶形成的。具体呈何种形态，完全取决于结晶期间固-液界面前沿成分过冷的程度。 熔池结晶的典型形态：（1）平面结晶：固-液界面前方液相中的温度梯度G很大，液相温度曲线T不与结晶温度曲线T 相交，因而液相中不存在成分过冷（实际温度低于结晶温度） L 区。 在短距离内相交，形成较小的成分过冷（2）胞状结晶：液相温度曲线T与结晶温度曲线T L 区。断面呈六角形胞状形态。 (3)胞状树枝结晶：随固-液界面前方液相中的温度梯度G的减小，液相温度曲线T与结晶温 相交的距离增大，所形成的成分过冷区增大。 度曲线T L （4）树枝状结晶：当固-液界面前方液相中的温度梯度G进一步减小时，液相温度曲线T 与结晶温度曲线T 相交的距离进一步增大，从而形成较大的成分过冷区。 L （5）等轴结晶：自由成长，几何形状几乎对称。 随着成分过冷程度的增加，依次出现平面晶（形成较缓慢）、胞状晶、胞状树枝晶、树枝晶、等轴晶形态。 影响成分过冷的主要因素：熔池金属中溶质含量W、熔池结晶速度R、液相温度梯度G。 溶质含量W增加，成分过冷程度增大；结晶速度R越快，成分过冷程度越大；温度梯度G越大，成分过冷程度越小。 随晶体逐渐远离焊缝边界而向焊缝中心生长，温度梯度G逐渐减小，结晶速度R逐渐增大，溶质含量逐渐增加，成分过冷区液逐渐加大，因而结晶形态将依次向胞状晶、胞状树枝晶及树枝晶发展。熔池中心附近可能导致等轴晶粒的形成。 ?焊缝的相变组织： 1、低碳钢焊缝的相变组织。 （1）铁素体和珠光体。冷却速度越快，焊缝金属中珠光体越多，而且组织细化， 显微硬度增高。采用多层焊或对焊缝进行焊后热处理，也可破坏焊缝的柱状晶，得 到细小的铁素体和少量珠光体，从而起到改善焊缝组织的性能。 （2）魏氏组织。由过热导致。焊缝含碳量和冷却速度处在一定范围内时产生，更易在粗晶奥氏体内形成。 2、低合金钢焊缝的相变组织。低合金钢焊缝中可能形成铁素体F、珠光体P、贝氏体 B、马氏体M。 （1）铁素体F：先共析铁素体GBF、侧板条铁素体FSP、针状铁素体AF、细晶铁素体FGF。
冷轧学习资料（轧机车间） 钢的力学性能 1拉力试验 按标准制备的拉力试样，安装在拉力试验机的夹头内，对试样缓慢施加单轴向拉伸应力，直至试样被拉断为止的试验称作拉力试验。 1．1强度 金属材料在外力作用下，抵抗变形和断裂的能力叫强度。强度指标包括：比例极限、弹性极限、屈服强度、抗拉强度等。 1．2比例极限 对金属施加拉力，金属存在着力与变形成直线比例的阶段，而这个阶段的最大极限负荷Pp除以试样的原横截面积即为比例极限，用σ P表示。 1．3弹性极限 金属受外力作用发生了变形，外力去掉后，能完全恢复原来的形状，这种变形称为弹性变形。金属能保持弹性变形的最大应力称为弹性极限，用σe表示。 1．4抗拉强度 试样拉伸时，在拉断前所承受的最大负荷除以原横截面积所得的应力，称作抗拉强度，用σb表示。当材料所受的外应力大于其抗拉强度时，将会发生断裂。因此σb越高，则表示它能承受愈大的外应力而不致于断裂。 国外标准的结构钢常按抗拉强度来分类，如SS400，其中400即表示σb的最小值为400MPa 超高强度钢是指σb≥1373 Mpa的钢。 1．5屈强比 屈强比即屈服强度与抗拉强度之比值（σS/σb）。屈服比值越高，则该材料的强度愈高，屈强比值愈低则塑性愈佳，冲压成形性愈好。如深冲钢板的屈强比值为≤0.65。 弹簧钢一般均在弹性极限范围内服役，受载荷时不允许产生塑性变形，因此要求弹簧钢经淬火、回火后具有尽可能高的弹性极限和屈强比值（σS/σb≥0.90）此外疲劳寿命与抗拉强度及表面质量往往有很大关连。 1．6塑性 金属材料在受力破坏前可以经受永久变形的性能称为塑性。塑性指标通常伸长率和断面收缩率表示。伸长率与断面收缩率越高，则塑性越好。 8、冲击韧性 用一定尺寸和形状的金属试样，在规定类型的冲击试验上受冲击负荷折断时，试样刻槽处单位横截面上所消耗的冲击功，称为冲击韧性以αk表示。 目前常用的10×10×55mm，带2 mm深的V形缺口夏氏冲击试样，标准上直接采用冲击功（J焦耳值）AK，而不是采用αK值。因为单位面积上的冲击功并无实际意义。 冲击功对于检查金属材料在不同温度下的脆性转化最为敏感，而实际服役条件下的灾难性破断事故，往往与材料的冲击功及服役温度有关。因此在有关标准中常常规定某一温度时的冲击功值为多少、还规定FATT（断口面积转化温度）要低于某一温度的技术条件。所谓FATT，即一组在不同温度下的冲击试样冲断后，对冲击断口进行评定，当脆性断裂占总面积的50%时所对应的温度。由于钢板厚度的影响，对厚度≤10mm的钢板，可取得3/4小尺寸冲击试样（7.5×10×55mm）或1/2小尺寸冲击试样（5×10×55mm）。但是一定要注意，同规格及同一温
影响焊接接头组织与性能的因素分析 1．材料的匹配 材料的匹配主要是指焊接材料（包括焊剂）的选用，焊接材料将直接影响接头的组织和性能。通常情况下，焊缝金属的化学成分及力学性能与母材相近。但考虑到铸态焊缝的特点和焊接应力的作用，焊缝的晶粒比较粗大并有存在偏析，产生裂纹、气孔和夹渣等焊接缺陷的可能性，因此常通过调整焊缝金属的化学成分以改善焊接接头的性能。 2. 指定母材和焊材时，焊接热输入量，焊接层数，道数，层间温度都有影响。一般来说，热输入不要太大，焊接层数多一些，焊层偏薄一些，热输入量是指热源功率与焊接速度之比。热输入量的大小，不仅影响过热区晶粒粗大的程度，而且直接影响到焊接热影响区的宽度。热输入量越大，则焊接接头高温停留时间越长，过热区越宽，过热现象也越严重，晶粒也越粗大，因而塑性和韧性下降也越严重，甚至会造成冷脆。因此，应尽量采用较小的热输入量，以减小过热区的宽度，降低晶粒长大的程度。在低温钢焊接时尤为重要，应严格控制热输入量，防止晶粒粗化而降低低温冲击韧性。 3要控制好焊接的层间温度，层间温度主要影响的是相变区间，也就是说，不同的层间温度会造成不同的相变温度与相转变时间从而得到不同比例的相组织。一般来说，层间温度过高,会使晶粒长大,强度指标会偏低。低合金钢焊材的层间温度以控制在150℃±15℃为宜。
4另外每一焊道间一定要清理干净，见金属光泽。如果是不锈钢，还应注意冷却速率，注意t-800/500区间不能停留太久。 5．熔合比 熔合比是指在焊缝金属中局部熔化的母材所占的比例。熔合比对焊缝性能的影响与焊接材料和母材的化学成分有关。当焊接材料与母材的化学成分基本相近且熔池保护良好时，熔合比对焊缝的熔合区的性能没有明显的影响。当焊接材料与母材的化学成分不同时，如碳、合金元素和硫、磷等杂质元素的含量不同，那么，在焊缝中紧邻熔合区的部位化学成分变化比较大，变化的幅度与焊接材料同母材间化学成分的差异及熔合比有关。化学成分相差越大，熔合比越大，则变化幅度也越大，不均匀程度及其范围也增加，从而使该区组织变得较为复杂，在一定条件下还会出现不利的组织带，导致性能大大下降。 在生产实践中，为了调节熔合比的大小，除了调节焊接线能量及其他工艺参数（如焊件预热温度、焊条直径等）以外，调节焊接坡口的大小，对熔合比有较大的影响。因为不开坡口，熔合比最大；坡口越大，熔合比就越小。 6．焊接工艺方法 在选择焊接工艺方法时，应根据其对焊接接头组织和性能的影响，结合其他要求综合考虑。 7．焊后热处理 （1）消氢处理消氢处理主要是为了加速氢的扩散逸出，防止产生延迟裂纹。其加热温度很低，不会使焊接接头的组织和性能发生变化。
任务一焊接接头的力学性能试验 教学目的要求: 1. 能够根据焊接接头正确选择力学性能的种类; 2. 能够正确从焊接接头上截取试样; 3. 能够进行力学性能试验的操作; 4. 能够按照标准分析力学性能试验结果; 重点难点：焊接接头的力学性能指标及拉伸、弯曲、冲击的试验原理； 教学难点：焊接接头的力学性能试验操作过程； 课时分配, 理论4-6学时；实践2学时 【相关知识】 一、力学性能试验概述 1. 力学性能指标 （1）强度 （2）屈服点或屈服应力 （3）塑性 （4）弹性 （5）韧性 （6）脆性 （7）硬度 （8）疲劳强度 （9）延展性 2.力学性能试验取样的一般原则 （1）由于试样从试板上截取，因此焊接试板的尺寸必须满足相应的要求。试板两端不能利用的长度要去除，去除的长度最小不应低于25mm。 （2）试板的性能存在各向异性，因此为各种不同目的所截取的试样，其取样部位必须符合规定，（3）保证试样加工符合规定的精度和公差。各种试样都有具体规定，例如V型缺口比U型缺口的冲击试样对表面粗糙度的要求就高一些。 （4）试验的实物及委托单上必须有标记，但标记的部位不应在试验面上，要易于辨认识别，委托单要随实物一起流转。 （5）试验所使用的仪器设备必须状态良好，计量刻度数据显示准确可靠，误差符合规定。 二、力学性能试验的分类 1.拉伸试验 2.弯曲试验 3.缺口冲击试验
4.硬度试验 5.疲劳试验 6.断裂韧性试验 三、力学性能试验的应用 1.拉伸试验 （1） 焊接接头的拉伸试验 焊接接头的拉伸试验应按GB/T2651-2008《焊接接头拉伸试验方法》标准进行，以测定接头的抗拉强度和抗剪负荷。 （2） 焊缝及熔敷金属的拉伸试验 焊缝及熔敷金属的拉伸试验应按GB/T2652-2008《焊缝及熔敷金属拉伸试验方法》标准进行，以测定其强度（R m 和R eH ）以及塑性（A 和Z ）。试样分有单肩、双肩和带螺纹试样三种，如图2-5所示。 通过拉伸试验，能够提供的特征值主要包括：抗拉强度R m （N/mm 2）、屈服极限R eH （N/mm 2）、屈服点R P0.2（N/mm 2）、伸长率 A 、断面收缩率 Z 、屈强比等。 R m = 0 S F m （2-1） 屈服极限定义为指材料在出现屈服现象时所能承受的最大应力。 R eH = 0 S F e （2-2） 伸长率 A 是衡量材料塑性变形能力的一种方式。 A= 0 0L L L u - = 0L L ?×100％ （2-3） 断面收缩率 Z 是衡量材料塑性变形能力的另一种方式。 Z = 00S S S u - = 0 S S ?×100％ （2-4） 2.弯曲试验 弯曲试验应按GB/T 2653-2008《焊接接头弯曲试验方法》标准的有关规定进行。 (1) 横弯试验； (2) 纵弯试验； (3) 横向侧弯试验； 3. 缺口冲击试验 缺口冲击试验实验目的是测定焊缝金属或焊件热影响区在受冲击载荷时抵抗断裂的能力(韧性)，以及脆性转变的温度。
第七章 焊接接头组织和性能的控制 1.焊接热循环对被焊金属近缝区的组织、性能有什么影响？怎样利用热循环和其他工艺措施改善HAZ 的组织性能？ 答： （1）在热循环作用下，近缝区的组织分布是不均匀的，融合去和过热去出现了严 重的晶粒粗化，是整个接头的薄弱地带，而行能也是不均匀的，主要是淬硬、韧化和脆化，及综合力学性能，抗腐蚀性能，抗疲劳性能等。 （2）焊接热循环对组织的影响主要考虑四个因素：加热速度、加热的最高温度， 在相等温度以上的停留时间，冷却速度和冷却时间，研究它是研究焊接质量的主要途径，而在工艺措施上，常可采用长段的多层焊合短道多层焊，尤其是短道多层焊对热影响区的组织有以定的改善作用，适于焊接晶粒易长而易淬硬的钢种。 2. 冷却时间100t t 8 385、、t 的各自应用对象，为什么不常用某温度下（如540℃）的 冷却速度？ 答：对于一般碳钢和低合金钢常采用相变温度范围800~500℃冷却时间（85t ）对冷裂纹倾向较大的钢种，常采用800~300℃的冷却时间8 3t ，各冷却时间的选定要根据不同金属材料做存在的问题来决定 为了方便研究常用某一温度范围内的冷却时间来讨论热影响组织性能的变化，而某个温度下 比如540℃则为一个时刻即冷却至540℃时瞬时冷却速度 和组织性能。故不常用某以温度下的冷却速度，对于一般低合金钢来讲，主要研究热影响区溶合线附近冷却过程中540℃时瞬时冷却速度 3. 低合金钢焊接时，HAZ 粗晶区奥氏体的均质化程度对冷却时变相有何影响？ 答：奥氏体的均质化过程为扩散过程，因此焊接时焊接速度快和相变以上停留时间短都不利于扩散过程的进行，从而均质化过程差而 影响到冷却时间的组织相变，低合金钢在焊接条件下的CCT 曲线比热处理条件下的曲线向做移动，也就是在同样冷却速度下焊接时比热处理的淬硬倾向小，例如冷却速度为36s C / 时可得到100%的马氏体，在焊接时由于家人速度快，高温停留时间短
304 不锈钢高温力学性能的物理模拟 关小霞田建军杨健 指导教师：杨庆祥胡宏彦博士 燕山大学材料科学与工程学院 摘要：采用Gleeble-3500热模拟试验机对304 不锈钢的高温力学性能进行了物理模拟。对模拟结果中应力-应变曲线进行分析，并结合断口附近组织形貌的观察，得出结论：金属的极限应力随温度升高呈下降趋势；在δ-Fe向γ-Fe转变的某一温度，金属塑性急剧下降；对断口附近金相组织及SEM分析，推测晶界处可能存在着元素偏聚或析出相现象。 关键词：304不锈钢；力学性能；物理模拟 1.前言： 双辊铸轧不锈钢薄带技术是目前冶金及材料领域的前沿技术之一[1]，是直接用钢水制成2-5mm厚薄带的工艺过程。该技术可以大大简化薄带钢的生产流程，降低生产成本，并形成低偏析、超细化的凝固组织，从而使带材具有良好的性能，被公认为钢铁工业的革命性技术[2、3]。但是，不锈钢经铸轧后，薄带表面会形成宏观的裂纹，从而降低不锈钢薄带的力学性能，影响其质量[4-6]。 国内外在双辊铸轧不锈钢薄带技术上已经开展了一些研究工作。文献[7]对比了铸轧铁素体和奥氏体不锈钢薄带；文献[8、9]对铸轧304不锈钢薄带过程中高温铁素体的溶解动力学进行了研究；文献[10]对不锈钢薄带铸轧过程中凝固热参数和组织进行了研究；文献[11-14]对不锈钢薄带铸轧过程中的流场和温度场进行了数值模拟；文献[15]对铸轧304不锈钢薄带的力学性能进行了研究。文献[16]对304不锈钢在加热过程中的高温铁素体形核与长大和夹杂物在固－液界面的聚集进行了原位观察；文献[17]对薄带铸轧溶池液面进行了物理模拟；文献[18]对铸轧不锈钢薄带过程的凝固组织、流场、温度场及热应力场进行了数值模拟。但是，缺少对铸轧不锈钢薄带表面与内部裂纹的生成机理、演变规律以及预防措施方面的研究。 在高温性能物理模拟方面，国内外也有不少研究。文献[19]应用THERMECMASTOR-Z热加工模拟机对奥氏体不锈钢的高温热变形进行了模拟试验；文献[20]利用Gleeble-1500试验机对铸态奥氏体不锈钢在1000-1200℃温度区间进行了热压缩试验；文献[21]从位错理论角度出发，对高钼不锈钢热加工特征与综合流变应力模型进行了研究。但是，对铸轧不锈钢薄带高温力学性能的物理模拟方面的研究却极少。
第六讲焊接接头试验 一、焊接接头力学性能试验 力学性能试验是用来测定焊接材料、焊缝金属和焊接接头在各种条件下的强度、塑性和韧性。首先应当焊制产品试板，从中取出拉伸、弯曲、冲击等试样进行试验，以确定焊接工艺参数是否合适，焊接接头的性能是否符合设计的要求。 1、焊接接头的拉伸试验 焊接接头拉伸试验是以国家标准 (GB2651一1989)为依据进行的，该标准适用于熔焊和压焊的对接接头。 (1)试验目的 该标准规定了金属材料焊接接头横向拉伸试验方法，用以测定焊接接头的抗拉强度。 (2)试件制备 1）接头拉伸试样的形状分为板形、整管和圆形三种。可根据要求选用。 2)焊接接头拉伸试验用的样坯从焊接试件上垂直于焊缝轴线方向截取，并通过机械加工制成如图8一1所示形状及表8一1所示尺寸的板接头板状试样，或制成如图8一2所示形 状及表8一1所示尺寸的管接头板状试样。加工后焊缝轴线应位于试样平行长度的中心。 表8一1板状试样的尺寸 总长L 根据实验机定夹持部分宽度 B b+12 平行部分宽度板 b 25≥ 管 b D≤76 12 D>76 20 当D≤38时，取整管拉伸 平行部分长度l >L s+60或L s+12 过渡圆弧r 25 注：L s为加工后，焊缝的最大宽度；D为管子外径。
3）每个试样均应打有标记，以识别它在被截试件中的准确位置。 4) 试样应采用机械加工或磨削方法制备，要注意防止表面应变硬化或材料过热。在受试长度下范围内，表面不应有横向刀痕或划痕。 5)若相关标准和产品技术条件无规定时，则试样表面应用机械方法去除焊缝余高，使其与母材原始表面齐平。 6)通常试样厚度仅应为焊接接头试件厚度。如果试件厚度超过3Omm时，则可从接头不同厚度区取若干试样以取代接头全厚度的单个试样，但每个试样的厚度应不小于3Omm，且所取试样应覆盖接头的整个厚度 (见GB2649)。在这种情况下，应当标明试样在焊接试件厚度中的位置。 7)对外径小于等于38mm的管接头，可取整管作拉伸试样，为使试验顺利进行，可制作塞头，以利夹持，如图8-3所示。 8)棒材接头选用图8一4所示圆形试样。其中: do=(10土0.2)mm；l=Ls+2D；D和h由 试验机结构来定；r mm=4mm。
花岗岩高温力学性能 国内外学者对岩石在常温、高温高压下的各种物理力学性能进行了研究。Alm等考察了花岗岩受到不同温度热处理后的力学性质，并对花岗岩在温度作用下微破裂过程进行了讨论；张静华等对花岗岩弹性模量的温度效应和临界应力强度因子随温度的变化进行了研究；寇绍全等系统地研究了经过热处理的Stripa花岗岩的力学特性，得到了工程中需要的基本力学参数；林睦曾等研究了岩石的弹性模量随温度升高而变化的情况；Oda等研究了在温度作用下岩石的基本力学性质；Lau研究了较低围压下花岗岩的弹性模量、泊松比、抗压强度随温度的变化规律以及破坏准则；许锡昌等通过试验，初步研究了花岗岩在单轴压缩状态下主要力学参数随温度（20～600℃）的变化规律；朱合华等通过单轴压缩试验，对不同高温后熔结凝灰岩、花岗岩及流纹状凝灰角砾岩的力学性质进行了研究，分析比较3种岩石峰值应力、峰值应变及弹性模量随温度的变化规律，并研究了峰值应力与纵波波速、峰值应变与纵波波速的关系。 1.高温下花岗岩力学行为研究 张志镇在《花岗岩力学特性的温度效应试验研究研究》一文中以花岗岩（采自山东省兖州矿区济二井，主要成分为长石，以含钙钠长石为主，有部分钾长石，同时含有部分伊利石、辉石和少量其他矿物。加工成直径为25mm，高为50mm的圆柱体）为研究对象，在进行实时高温作用下（常温～850℃）单轴压缩试验。得到的应力－应变曲线亦大致经历4个阶段：压密阶段、线弹性阶段、弱化阶段和破坏阶段。由图1可以看出，实时高温作用下花岗岩的应力-应变曲线形状几乎一致，非弹性变形过程相对较短，当应力达到峰值时，岩样迅速破裂，呈脆性破坏；温度升高，直线段的斜率降低，表明弹性模量随着温度的升高而降低；温度超过550℃以后，峰值明显减小，轴向应变呈现出增大的趋势，主要是因为岩样的脆性减弱而延性增强。从热-力学的角度，当温度升高时，岩石晶体质点的热运动增强，质点间的结合力相对减弱，质点容易位移，故塑性增强而强度降低。
一、目的 检测钢筋焊接件的力学性能指标,指导检测人员按规程正确操作，保证检测结果科学、准确。 二、检测参数及执行标准 拉伸试验、冷弯试验。 执行标准： JGJ 18—2003《钢筋焊接及验收规程》； JGJ/T 27—2001《钢筋焊接接头试验方法标准》； GB 2653—89《焊接接头弯曲及压扁试验方法》; GB 8170—2008《数值修约规则与极限数值的表示和判定》； 三、适用范围 适用于闪光对焊、电弧焊、气压焊、电渣压力焊。 四、职责 检测人员必须认真执行国家标准，按照作业指导书操作，作好试验记录，填写检测报告，并对数据负责。 五、样本大小及抽样方法 钢筋闪光对焊应在同一台班内，由同一焊工完成的300个同牌号，同直径钢筋焊接接头应作为一批，当同一台班内焊接的接头数量较少，可在一周之内累计计算，累计不足300个接头应按同一批计算。钢筋电弧焊、钢筋电渣压力焊（接头）在现场安装条件下，应在不超过二楼层中以300个同型式接头，同牌号钢筋的接头作为一批。不足300个时，仍作为一批。闪光焊试件作力学性能试验时，闪光焊试件，应从每批接头中随机切取6
个试件，其中3个做拉伸试验，3个做弯曲试验；电弧焊试件只作3根，用来作拉伸试验。 闪光对焊拉伸试件长度 L=8d0+200mm； 冷弯试样:Ⅰ级钢筋 L=5d0+150mm； Ⅱ—Ⅳ热轧钢筋 L=10d0+150mm； 电弧焊（帮条搭接）拉伸试样长度为单面焊：8d0+300mm； 双面焊:5d0+300mm。 六. 仪器设备 1. 万能试验机，精确度±1%； 2. 游标卡尺，精确度为0.1mm； 3. 引伸计—标距为50mm（每一分格值为0.01-0.002mm）； 4. 钢板尺，精确度为0.5mm； 七. 环境条件 试验应在室温10－35℃下进行。 八. 试验步骤及数据处理 1. 拉伸试验 (1) 试验前根据钢筋品种、规格选择试验机(吨位)，应采用游标卡尺复核钢筋的直径、钢板厚度和焊缝长度。 (2)将试件夹紧于试验机上，加荷应连续而平稳，不得有冲击或跳动，加荷速度为10-30MPa/s直至试件拉断（或出现颈缩后）为止。 (3)试验过程中应记录下列各项数据。 a 钢筋级别和公称直径。
60M n 钢高温力学性能研究 吴宗双,包燕平 (北京科技大学,北京100083 )摘 要:在G l e e b l e -2000动态热/力模拟实验机上,采用凝固法对60M n 钢的高温力学性能进行了研究。测定了零塑性温度和零强度温度,在4×10-4/s 应变速率下,所测钢种在熔点至750℃之间存在两个脆性温度区域,即熔点至1250℃的第Ⅰ脆性温度区域和925～750℃的第Ⅲ脆性温度 区域。在第Ⅲ脆性温度区域,γ单相区的铝、钛、铌以A l N 和N b N 等氮化物及γ+α两相区先共析α相呈网膜状在γ晶界的析出是造成钢脆化的主要原因。通过控制钢中氮、铝含量,采用合理的二冷方式,提高钢种的内在质量。 关键词:断面收缩率;60M n 钢;高温性能塑性区 中图分类号:T G 113.25 文献标识码:A 文章编号:1001-4012(2006)03-0116-03 S T U D Y O N H I G H T E M P E R A T U R E M E C H A N I C A LP E R F O R MA N C E O F60M nS T E E L W UZ o n g -s h u a n g ,B A OY a n -p i n g (U n i v e r s i t y o f S c i e n c e a n dT e c h n o l o g y ,B e i j i n g 1 00083,C h i n a )A b s t r a c t :T h i s p a p e rs t u d i e s h i g h t e m p e r a t u r e m e c h a n i c a l p e r f o r m a n c e o f60M n s t e e lb y m e t h o d s o f s o l i d i f y i n g o n G l e e b l e -2000e x p e r i m e n t a l m a c h i n e .Z D T (z e r o d u c t i l i t y t e m p e r a t u r e )a n d Z S T (z e r os t r e n g t h t e m p e r a t u r e )h a v eb e e nd e t e r m i n e d .U n d e r t h e s t r a i n r a t e o f 4×10-4 /s ,t h e r e e x i s t t w o l o wd u c t i l i t y t e m p e r a t u r e r e g i o n s f o r t h et e s t e d w i t h i nt h et e m p e r a t u r er a n g ef r o m s t e e lm e l t i n gp o i n t st o750℃,i .e .R e g i o n Ⅰf r o mt h e m e l t i n gp o i n t s t o 1300℃a n dR e g i o n Ⅲf r o m925℃t o750℃.I nR e g i o n Ⅲ,t h ed u c t i l i t y l o s s i sm a i n l y r e s u l t e d f r o mt h e p r e c i p i t a t i o n so f n i t r i d e so fA l ,N b ,e t c .a t t h e a u s t e n i t eb o u n d a r i e s i ns i n g l e γp h a s e t e m p e r a t u r e r a n g e a n d t h e f o r m a t i o no f t h e f i l m -l i k e p r o e u t e c t o i d f e r r i t e s a l o n g t h e γg r a i nb o u n d a r i e s i n γ+αt w o -p h a s e t e m p e r a t u r e r a n g e .B y t a k i n g m e a s u r e so f p r e c i s e l y c o n t r o l l i n g s t e e lN ,A l c o n c e n t r a t i o n sa n da d o p t i n g r e a s o n a b l es e c o n d a r y c o o l i n gp a t t e r n i n t e r i o r q u a l i t y o f s t e e lw i l l b e a d v a n c e d .K e y w o r d s :S h r i n k a g e o n c r o s s s e c t i o n ;60M n s t e e l ;H i g h t e m p e r a t u r e p e r f o r m a n c e ;D u c t i l i t y r e g i o n 马钢圆坯连铸机能生产国内直径最大的圆坯 (Ф4 50m m ),主要用于生产60M n 钢。为提高钢的质量,笔者利用G L E E B L E -2000热/力模拟试验机对高碳钢的高温性能进行了一系列试验,其结果除了直接确定钢的高温强度和断面收缩率之外,还可为铸坯应力应变数值模拟提供基本物性参数(零强度温度、零塑性温度)。为改进60M n 钢的质量提供了可靠的数据。 收稿日期:2005-05-20 作者简介:吴宗双(1972-) ,男,工程师。1 试验方法 试验是在G L E E B L E -2000热/力模拟试验机上进行60M n 钢高温性能的测试,同时借助光学显微镜和扫描电镜对组织和断口形貌进行观察和分析。因凝固法测定钢的高温力学性能比加热法更接近生 产实际状况[ 1] ,试验采用凝固法。1.1 试验试样 高温性能测试用试样取自马钢连铸圆坯(Ф4 50m m ),在铸坯距表面1/4处取样,试样的长度方向沿铸坯径向,与柱状晶成长方向平行。试样尺 · 611 ·
焊接接头强度匹配和焊缝韧性指标综述 1 焊接接头的强度匹配 长期以来，焊接结构的传统设计原则基本上是强度设计。在实际的焊接结构中，焊缝与母材在强度上的配合关系有三种：焊缝强度等于母材（等强匹配），焊缝强度超出母材（超强匹配，也叫高强匹配）及焊缝强度低于母材（低强匹配）。从结构的安全可靠性考虑，一般都要求焊缝强度至少与母材强度相等，即所谓“等强”设计原则。但实际生产中，多数是按照熔敷金属强度来选择焊接材料，而熔敷金属强度并非是实际的焊缝强度。熔敷金属不等同于焊缝金属，特别是低合金高强度钢用焊接材料，其焊缝金属的强度往往比熔敷金属的强度高出许多。所以，就会出现名义“等强”而实际“超强”的结果。超强匹配是否一定安全可靠，认识上并不一致，并且有所质疑。九江长江大桥设计中就限制焊缝的“超强值”不大于98MPa；美国的学者Pellini则提出〔1〕，为了达到保守的结构完整性目标，可采用在强度方面与母材相当的焊缝或比母材低137MPa的焊缝（即低强匹配）；根据日本学者佑藤邦彦等的研究结果〔2〕，低强匹配也是可行的，并已在工程上得到应用。但张玉凤等人的研究指出〔3〕，超强匹配应该是有利的。显然，涉及焊接结构安全可靠的有关焊缝强度匹配的设计原则，还缺乏充分的理论和实践的依据，未有统一的认识。为了确定焊接接头更合理的设计原则和为正确选用焊接材料提供依据，清华大学陈伯蠡教授等人承接了国家自然科学基金研究项目“高强钢焊缝强韧性匹配理论研究”。课题的研究内容有：490MPa级低屈强比高强钢接头的断裂强度，690～780MPa级高屈强比高强钢接头的断裂强度，无缺口焊接接头的抗拉强度，深缺口试样缺口顶端的变形行为，焊接接头的NDT试验等。大量试验结果表明： （1）对于抗拉强度490MPa级的低屈强比高强钢，选用具备一定韧性而适当超强的焊接材料是有利的。如果综合焊接工艺性和使用适应性等因素，选用具备一定韧性而实际“等强”的焊接材料应更为合理。该类钢焊接接头的断裂强度和断裂行为取决于焊接材料的强度和韧塑性的综合作用。因此，仅考虑强度而不考虑韧性进行的焊接结构设计，并不能可靠地保证其使用的安全性。 （2）对于抗拉强度690～780MPa级的高屈强比高强钢，其焊接接头的断裂性能不仅与焊缝的强度、韧性和塑性有关，而且受焊接接头的不均质性所制约，焊缝过分超强或过分低强均不理想，而接近等强匹配的接头具有最佳的断裂性能，按照实际等强原则设计焊接接头是合理的。因此，焊缝强度应有上限和下限的限定。
第08章金属高温力学性能 1．解释下列名词： (1 )等强温度；(2) 约比温度；(3) 蠕变；(4) 稳态蠕变；(5) 扩散蠕变；(7) 持久伸长率； (8) 蠕变脆性；(9) 松弛稳定性。 2．说明下列力学性能指标的意义： (1) σtε；(2) σtδ/τ；(3) σtτ；(4)σsh 3．试说明高温下金属蠕变变形的机理与常温下金属塑性变形的机理有何不同? 4．试说明金属蠕变断裂的裂纹形成机理与常温下金属断裂的裂纹形成机理有何不同? 5．Cr—Ni奥氏体不锈钢高温拉伸持久试验的数据列于下表。 (1) 画出应力与持久时间的关系曲线。 (2) 求出810℃下经受2000h的持久强度极限。 (3) 求出600℃下20000h的许用应力(设安全系数n=3)。 6．试分析晶粒大小对金属材料高温力学性能的影响。 7．某些用于高温的沉淀强化镍基合金，不仅有晶内沉淀，还有晶界沉淀。晶界沉淀相是一种硬质金属间化合物，它对这类合金的抗蠕变性能有何贡献? 8．和常温下力学性能相比，金属材料在高温下的力学行为有哪些特点?造成这种差别的原因何在? 9．金属材料在高温下的变形机制与断裂机制，和常温比较有何不同? 10．讨论稳态蠕变阶段的变形机制以及温度和应力的影响。 11．蠕变极限和持久强度如何定义，实验上如何确定? 12．什么是Larson-Miller参数，它有何用处? 13. 提高材料的蠕变抗力有哪些途径? 14．应力松弛和蠕变有何关系?如何计算一紧固螺栓产生应力松弛的时间。 15．为什么许多在高温下工作的零件要考虑蠕变与疲劳的交互作用?实验上如何研究这种交互作用?应变范围分配法如何预测疲劳—蠕变交互作用下的损伤?
45钢： 45钢是GB中的叫法，也叫“油钢”。市场现货热轧居多；冷轧规格~mm之间。 特性 用中碳调质结构钢。该钢冷塑性一般，退火、正火比调质时要稍好，具有较高的强度和较好的切削加工性，经适当的热处理以后可获得一定的韧性、塑性和耐磨性，材料来源方便。适合于氢焊和氩弧焊，不太适合于气焊。焊前需预热，焊后应进行去应力退火。 正火可改善硬度小于160HBS毛坯的切削性能。该钢经调质处理后，其综合力学性能要优化于其他中碳结构钢，但该钢淬透性较低，水中临界淬透直径为12~17mm，水淬时有开裂倾向。当直径大于80mm 时，经调质或正火后，其力学性能相近，对中、小型模具零件进行调质处理后可获得较高的强度和韧性，而大型零件，则以正火处理为宜，所以，此钢通常在调质或正火状态下使用。 力学性能 正火：850 ；淬火：840 ；回火：600 ；抗拉强度：不小于600Mpa ；屈服强度：不小于355Mpa ；伸长率：16[1]% ；收缩率：40% ；冲击功：39J ；钢材交货状态硬度[1]：热轧钢：≤229HB退火钢：≤197HB 成分 主要成分为Fe（铁元素），且含有以下少量元素：
C：~% Si：~% Mn：~% P：≤% S：≤% Cr：≤% Ni：≤% Cu：≤%[1] 密度cm3，弹性模量210GPa，泊松比。 处理方法 热处理 推荐热处理温度：正火850，淬火840，回火600。 1. 45号钢淬火后没有回火之前，硬度大于HRC55（最高可达HRC62)为合格。 实际应用的最高硬度为HRC55（高频淬火HRC58)。 号钢不要采用渗碳淬火的热处理工艺。 渗碳处理 一般用于表面耐磨、芯部耐冲击的重载零件，其耐磨性比调质+表面淬火高。其表面含碳量－－%，芯部一般在－－%（特殊情况下采用%）。经热处理后，表面可以获得很高的硬度(HRC58－－62)，芯部硬度低，耐冲击。
高温环境下钢材的力学性能探讨 【摘要】概述了钢的高温力学性能，分析了各类影响因素之间的关系。结果表明，高温变形时晶界强度的降低和晶界滑移的发生是产生高温脆性的根本原因。 【关键词】高温脆性;热塑性力学性能 0.引言 影响钢材力学性能的主要因素来自其化学成分、内部组织及晶粒度，轧钢生产工作者长期以来就期望在生产之前便可定量预报钢材的性能，并在不断地进行有关方面的研究。含碳2％以下的铁碳合金称为钢。炼钢的主要任务是按所炼钢种的质量要求，调整钢中碳和合金元素含量到规定范围之内，并使P、S、H、O、N等杂质的含量降至允许限量之下。炼钢过程实质上是一个氧化过程，炉料中过剩的碳被氧化，燃烧生成CO气体逸出，其它Si、P、Mn等氧化后进入炉渣中。S部分进入炼渣中，部分则生成SO2排出。当钢水成份和温度达到工艺要求后，即可出钢。为了除去钢中过剩的氧及调整化学成份，可以添加脱氧剂和铁合金或合金元素。 1.钢的高温力学性能概述 众多研究结果表明，在钢的熔点附近至600℃温度区间，存在三个明显的脆性温度区域。1区的脆性是由于晶界熔化所致；2区的脆J比是由于硫化物、氧化物在晶界析出，降低了晶界强度所致；3区则是由于沿原奥氏体晶界析出的先共析铁素体所致。由于钢的化学成分、应变速率等条件的不同，三个脆性区不一定同时表现出来，第2脆性区有时并不出现。 钢的高温力学性能受很多因素的影响，如热履历、化学成分、应变速率、冷却速率、奥氏体晶粒度、析出物、动态再结晶等。这些可变因素增加了研究、理解钢的高温力学性能的复杂性，同时也为钢的高温力学性能的改善提供了条件。 2.化学成分对钢材力学性能的影响 钢中各种元素对高温延塑性的影响主要表现在以下几个方面：是否改变奥氏体向铁素体转变的温度和速率；是否形成析出物；是否偏聚在晶界，从而改变晶界的强度。下面着重讨论C、S、P、N、Al、Ti等元素对钢的高温延塑性的影响。 2.1碳的影响 当碳含量变化时，塑性槽的宽度和位置发生变化，但其深度不变。对低碳钢而言，其塑性从900℃开始降低，在750-820℃之间达到最低，当温度接近700℃时，其塑性得到足够的恢复。当碳含量从0.04％升高到0.28％时，塑性槽向低温
第52卷第2期2018年2月浙 江 大 学 学 报(工学版)J o u r n a l o f Z h e j i a n g U n i v e r s i t y (E n g i n e e r i n g S c i e n c e )V o l .52N o .2F e b .2018 收稿日期:20161220.网址:w w w.z j u j o u r n a l s .c o m /e n g /f i l e u p /H T M L /201802002.h t m 基金项目:国家重点研发计划资助项目(2016Y F C 0801905). 作者简介:丁会明(1990 ),男,博士生,从事新能源储运装备与深冷压力容器等研究.o r c i d .o r g /0000-0002-4145-8013.E -m a i l :d d h h m m 558@163.c o m.通信联系人:吴英哲,男,助理研究员.o r c i d .o r g /0000-0002-7246-8767.E -m a i l :y z w u @z j u .e d u .c n D O I :10.3785/j .i s s n .1008-973X.2018.02.002S 30408焊接接头低温力学性能试验 丁会明1,吴英哲1,郑津洋1,2,3,陈朝晖4,尹立军4 (1.浙江大学化工机械研究所,浙江杭州310027;2.浙江大学流体动力与机电系统国家重点实验室,浙江杭州310027;3.高压过程装备与安全教育部工程研究中心,浙江杭州310027;4.全国锅炉压力容器标准化技术委员会,北京100029 )摘 要:为了研究国产奥氏体不锈钢S 30408在低温下的力学性能变化规律,通过-196~20?下的低温拉伸试验 和冲击试验,获得S 30408焊接接头与母材的低温拉伸性能和冲击性能数据.试验结果表明:焊接接头与母材的屈服强度和抗拉强度随温度降低呈现明显的增加趋势,低温强化效应显著;夏比冲击吸收能量和侧膨胀值则随温度降低 呈现下降趋势;焊缝处铁素体含量最高,冲击韧性最差,且焊缝处冲击韧性的降低与其本身在低温下抵抗裂纹扩展 能力的降低有关;铁素体分布的不均匀性致使焊接接头存在微观力学性能的差异,对接头处变形产生塑性拘束,削 弱了焊接接头的承载能力.关键词:不锈钢;深冷容器设计;焊接接头;低温强度;冲击韧性 中图分类号:T G407 文献标志码:A 文章编号:1008973X (2018)02021707E x p e r i m e n t a l s t u d y o n l o w -t e m p e r a t u r em e c h a n i c a l p r o p e r t i e s o f S 30408w e l d e d j o i n t s D I N G H u i -m i n g 1,WU Y i n g -z h e 1,Z H E N GJ i n -y a n g 1,2,3,C H E NZ h a o -h u i 4,Y I NL i -j u n 4(1.I n s t i t u t e o f P r o c e s sE q u i p m e n t ,Z h e j i a n g U n i v e r s i t y ,H a n g z h o u 310027,C h i n a ;2.S t a t eK e y L a b o r a t o r y o f F l u i dP o w e r a n d M e c h a n i c a lS y s t e m s ,Z h e j i a n g U n i v e r s i t y H a n g z h o u 310027,C h i n a ;3.H i g h -P r e s s u r eP r o c e s sE q u i p m e n t a n dS a f e t y E n g i n e e r i n g R e s e a r c hC e n t e r o f M i n i s t r y o f E d u c a t i o n ,H a n g z h o u 310027,C h i n a ;4.C h i n aS t a n d a r d i z a t i o n C o m m i t t e e o nB o i l e r s a n dP r e s s u r eV e s s e l s ,B e i j i n g 1 00029,C h i n a )A b s t r a c t :T e n s i l ea n di m p a c t t e s t sa t -196~20?w e r ec o n d u c t e do u t t oo b t a i nt h e l o w -t e m p e r a t u r e t e n s i l e p r o p e r t i e sa n di m p a c tt o u g h n e s so ft h eS 30408b a s e m e t a la n d w e l d e d j o i n t .T h ee x p e r i m e n t a l r e s u l t s s h o wt h a t t h e y i e l d s t r e n g t ha n d t e n s i l e s t r e n g t ho f b o t hb a s em e t a l a n dw e l d e d j o i n t s i g n i f i c a n t l y i n c r e a s ew i t ht e m p e r a t u r ed e c r e a s i n g d u et ot h ec r y o g e n i cs t r e n g t h e n i n g e f f e c t .T h e C h a r p y a b s o r b e d e n e r g y a n d l a t e r a l e x p a n s i o n t e n d t o d e g r a d ew h e n t e m p e r a t u r e d e c r e a s e s .T h ew e l d i n g z o n e h a s t h ew o r s t i m p a c t t o u g h n e s s b e c a u s e i t c o n t a i n s t h e l a r g e s t a m o u n t o f t h e f e r r i t e c o n t e n t .T h e r e d u c t i o n o f t h e i m p a c t t o u g h n e s s i n t h ew e l d i n g z o n e i s r e l a t e d t o t h ed e c r e a s i n g i n t h e c r a c k p r o p a g a t i o nr e s i s t a n c e a t c r y o g e n i c t e m p e r a t u r e s .T h ei n h o m o g e n e o u sf e r r i t ed i s t r i b u t i o ni nt h e w e l d e d j o i n tl e a d st on o n -u n i f o r m m i c r o -m e c h a n i c a l p r o p e r t i e sw h i c h c a u s e s a p l a s t i c c o n s t r a i n t o n t h e d e f o r m a t i o n ,a n d c o n s e q u e n t l y r e s u l t s i n t o a w e a ku l t i m a t eb e a r i n g c a p a c i t y o f t h ew e l d e d j o i n t .K e y w o r d s :s t a i n l e s s s t e e l ;c r y o g e n i c p r e s s u r e v e s s e l d e s i g n ;w e l d e d j o i n t ;c r y o g e n i c s t r e n g t h ;i m p a c t t o u g h n e s s