2第二章材料分析.docx
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2第二章材料分析
第三章材料分析
加氢精制反应器所采用的主要材料是2.25Cr-1Mo,其个别附件采用Q235A以及0Cr18Ni10Ti进行制作加工。
1）材料的焊接性分析
1.1加氢精制反应器焊接工艺准备
焊接工艺准备阶段的主要工作是进行产品图样的焊接工艺性审查，制定产品焊接方案，提出焊接工艺评定项目，编制新材料采购规程，提出焊工培训考试项目以及编制新工艺，新材料工艺试验方案和编制焊接新设备，新工装任务书。
产品图样的焊接工艺性审查时焊接工艺设计准备阶段的重要环节
首先对高加器进行焊接工艺性审查，下图为分别为加氢精制反应器壳体材质简图和加氢精制反应器主要焊接接头的位置，接头类型和编图。
图1加氢精制反应器壳体材质简图
图2加氢精制反应器主要焊接接头位置，接头类型和编号图
1.2）低碳钢焊接特点
低碳钢含碳量低，锰、硅含量少，在通常情况下不会因焊接而引起严重组织硬化或出现淬火组织。
这种钢的塑性和冲击韧性优良，其焊接接头的塑性、韧性也极其良好。
焊接时一般不需预热和后热，不需采取特殊的工艺措施，即可获得质量满意的焊接接头，故低碳钢钢具有优良的焊接性能，是所有钢材中焊接性能最好的钢种。
1.3低碳钢焊接要点
（1）埋弧焊时若焊接线能量过大，会使热影响区粗晶区的晶粒过于粗大，甚至会产生魏氏组织，从而使该区的冲击韧性和弯曲性能降低，导致冲击韧性和弯曲性能不合格。
故在使用埋弧焊焊接，尤其是本次工艺焊接厚板，应严格按经焊接工艺评定合格的焊接线能量施焊。
（2）在现场低温条件下焊接、焊接厚度或刚性较大的焊缝时，由于焊接接头冷却速度较快，冷裂纹的倾向增大。
为避免焊接裂纹，应采取焊前预热等措施。
1.42.25Cr-1Mo
2.25Cr-1Mo钢，化学成分见表1，力学性能见表2
表12.25Cr-1Mo化学成分
钢种
技术标准
C
Si
Mn
Cr
Mo
P
S
不大于
2.25Cr-1Mo
JB4726-2000
≤0.15
≤0.50
0.30～0.60
2.00～2.50
0.90～1.10
0.025
0.015
表22.25Cr-1Mo力学性能
钢种
技术
标准
规格（mm）
拉伸试验
冲击试验
抗拉强度
Rm（MPａ）
屈服强度
Rel（MPａ）
伸长率A
（%）
温度
（℃）
V型冲击功Akv（J）
不小于
不小于
2.25Cr-1Mo
JB4726
-2000
≤300
510～680
310
21
室温
41
＞300～500
500～670
300
2.25Cr-1Mo钢是高压加氢裂化装置中的最常用的一种抗氢钢。
这种钢的合金质量分数接近4%，其淬硬倾向较高，焊条电弧焊热影响区的冷裂敏感性较高。
150℃以下的低温预热不足以防止冷裂纹的形成，而必须采取200℃以上的高温预热措施。
但是过高的预热温度又能导致厚壁焊缝热裂纹的形成，在实际生产中。
采用150℃预热和150℃后热来解决上述矛盾。
对于预热和层间温度，应注意以下几点：
①整个焊接过程中的层间温度不应低于预热温度。
②要保证焊件内外表面均达到规定的预热温度。
③对于厚壁容器，必须注意焊前、焊接过程和焊接结束时的预热温度基本保持一致并将实测预热温度做好记录。
④若容器焊前进行整体预热不仅费时而且耗能。
实际上，作局部预热可以取得与整体预热相近的效果，但必须保证预热区宽度大于所焊厚度的4倍，且至少不小于150mm。
⑤预热与层间温度必须低于母材的Mf点（马氏体转变结束点），否则当焊件经SR处理后，残留奥氏体可能发生马氏体转变，其中过饱和的氢逸出会促使钢材开裂，如对12Cr2Mo1的预热和最高层间温度应低于300℃。
⑥钢材下料进行热切割时，类似焊接热影响区的热循环，切割边缘的淬硬层可能成为钢材卷制或冲压时的裂源。
因此，也应适当预热。
1.5防止热裂纹
①严格控制母材和焊材种加剧在热裂纹的合金成分，应在保证钢材热强性的前提条件下，将V,Ti,Nb等合金元素的质量分数控制在最低的允许范围内。
2选用高温塑性优于母材的焊接填充材料。
3适当提高预热温度和层间温度，以缩小焊接接头过热区的宽度，控制晶粒长大。
4选择合理的热处理规范，尽量缩短在敏感温度区间的保温时间。
⑤合理设计接头的形式，以降低接头的拘束度。
⑥采用低热输入焊接方法和工艺。
⑦焊缝热影响区具有不同程度的淬硬倾向，焊缝和热影响区对冷裂纹都比较敏感。
电弧焊时，各种冷却速度下都可能在热影响区形成马氏体组织，钢中碳和合金元素的含量愈高，热影响区的淬硬倾向就愈大，同时金相组织中的马氏体组织的比例就愈高。
因此，在拟定其焊接工艺时，应以防止接头各区马氏体组织和冷裂纹形成及防止热影响区淬硬变脆为基本出发点。
2）Q235A
它是五种碳素结构钢钢号中使用最广泛的一种。
Q235钢有A、B、C、D四个质量等级，质量等级是按碳、硫、磷含量的控制范围、脱氧程度、允许使用的最低温度以及是否要求做冲击试验划分的，D级质量最高，A级最低。
Q235-A可制作螺栓等紧固件，但不得用作制造压力容器壳体等主要受元件。
Q235-B和Q235-C的板材可卷制设计压力不大于1.6Mpa和2.5Mpa的壳体，压制钉头，制作补强圈，其锻件可用于制造PN≤1.6Mpa的容器法兰与管法兰（Q235-C可制造PN≤2.5Mpa的容器法兰）。
Q235一般在热轧状态下使用，必要时可进行900～930℃正火，渗碳件在900～930℃渗碳，再经780～800℃淬火（盐水或碱水），180～240℃回火。
焊接性能良好，手工焊焊条用J422、J426、J427，埋弧焊焊丝用H08，焊剂牌号HJ431.
Q235的化学成分及力学性能如下表所示：
表3Q235化学成分
牌号
技术标准
等级
C
Si
Mn
P
S
Q235
GBT700-2006
A
0.22
0.35
1.40
0.045
0.050
B
0.20
0.045
C
0.17
0.40
0.040
D
0.35
0.035
表4Q235力学性能
牌号
等级
屈服强度Reh（N/mm2）,不小于
抗拉强度Rm（N/mm2）
断后伸长率A/%,不小于
冲击试验（V型缺口）
厚度（或直径）/mm
厚度（或直径）
温度
/℃
冲击吸收功（纵向）/J不小于
≤16﹤≧～
﹥16
～40
﹥40
～60
﹥60
～100
﹥100
～150
﹥150
～200
≤40
﹥40
～60
﹥60
～100
﹥100
～150
﹥150
～200
Q235
A
235
225
215
215
195
185
370～500
26
25
24
22
21
-
27
B
+20
C
0
D
-20
注：
技术标准为GBT700-2006《碳素结构钢》
通过碳当量所谓碳当量是将钢铁中各种合金元素折算成碳的含量。
碳素钢中决定强度和可焊性的因素主要是含碳量。
合金钢（主要是低合金钢）除碳以外各种合金元素对钢材的强度与可焊性也起着重要作用。
为便于表达这些材料的强度性能和焊接性能便通过大量试验数据的统计简单地以碳当量来表示。
以下为碳当量公式：
CE（%）=C+Mn/6+（Cr+Mo+V）/5+（Ni+Cu）/15
式中：
该式主要适用于中、高强度的非调质低合金高强度钢（σb=500～900MPa。
当板厚小于20mm，CE（%）＜0.40%时，钢材淬硬倾向不大，焊接性良好，不需预热；CE（%）=0.40%～0.60%，特别当大于0.5%时，钢材易于淬硬，焊接前需预热。
将表4数值代入上述公式求的碳当量为[C]=0.27%＜0.4%时，钢材焊接冷裂纹倾向不大，焊接性良好 ，本产品板厚为87mm，所以焊前需预热，焊后也进行热处理。
①裂纹产生的原因分析
Q235A钢的化学成分不稳定，含C量偏高以及磷、硫等杂质的增加是产生裂纹的主要原因。
焊接时采用的电流过大，温度升高，焊缝区与周围的金属温差大，冷却速度快，焊缝金属的结晶收到周围金属的牵制，产生热应力而造成裂纹。
构件较厚刚性过大，产生内应力的作用也是产生热裂纹的原因之一。
②防止裂纹产生的措施
选择适宜的焊条以及焊接规范，做好焊前的准备工作，施焊前应将焊道中的油污、铁锈等杂质清理干净，在使用焊条电弧焊进行焊接时，焊前按照规定对所使用的焊条进行烘干。
合理增加熔池的宽度，尽量填满弧坑。
1.30Cr18Ni10Ti的焊接性分析
本品的隔板所采的材料是0Cr18Ni10Ti，经过复检测定其化学成分见下表：
表50Cr18Ni10Ti抽检样品化学成分
钢种
C
Si
Mn
P
S
Cr
Ni
Cu
0Cr18Ni10Ti
≤0.08
≤1.00
≤2.00
≤0.035
≤0.030
17.00～19.00
9.00～12.00
≥5×C
表60Cr18Ni9Ti力学性能
钢种
技术
标准
拉伸试验
硬度试验
抗拉强度
Rm（MPａ）
屈服强度
Rel（MPａ）
伸长率A
（%）
温度
（℃）
HRB
不小于
不小于
0Cr18Ni10Ti
GB/T3280-1992
520
205
40
0-20
90
0Cr18Ni10Ti属于18-8型奥氏体不锈钢，焊接性特点主要体现于以下几个方面
1焊接接头的热裂纹
1）焊缝金属凝固期间存在较大的拉应力，这是产生凝固裂纹的必要条件，奥氏体不锈钢的导热率小，线膨胀系数大，降温时焊接接头必然承受较大的拉应力，这也促成了各种热裂纹的产生。
2）方向性强的焊缝柱状晶组织，有利于有害杂质的偏析及晶间液态夹层的形成。
3）母材及焊缝的合金组成比较复杂。
含镍量高的合金对硫和磷形成易熔共晶更为敏感。
2避免奥氏体不锈钢产生热裂纹的途径
1）焊缝金属中增添一些铁素体组织，是焊缝成为奥氏体-铁素体双向组织，能有效的防止焊缝热裂纹的产生。
这是由于铁素体能溶解较多的硫、磷等微量元素，使其在晶界上的数量大大减少。
同时由于奥氏体晶界上的低熔点杂质被铁素体分散隔开，避免了低熔点杂质的网状分布，从而阻碍了热裂纹的拓展和延伸。
常用促成铁素体元素有CrMoV等。
2）控制焊缝金属中的CrNi比，对于18-8型不锈钢来说，当焊接材料的CrNi比小于1.61时，就容易产生热裂纹。
3）严格控制硼、硫、磷、硒等又喊元素的含量，以防止热裂纹的产生。
4）采用适当的焊接坡口或焊接方法使母材金属在焊缝金属中的比例减少，（小的熔合比）尽量选用低氢型焊条和无氧焊剂，以防止热裂纹的产生。
5）选用小的热输入（小电流快速焊）在多层焊接时，要等前一层焊道冷却再焊接下一道焊缝，层间温度不宜过高，避免焊缝过热，避免摆动焊接，采用窄焊道操作技能。
6）选择合理的焊接结构、接头形式和顺序，尽量减少焊接应力，可以减少热裂纹。
收弧要慢，尽量填满弧坑，避免弧坑裂纹的产生
3δ相导致的脆化
一些奥氏体不锈钢在650~850摄氏度高温持续服役过程中会发生δ相脆化。
羽状组织的δ相催化效果极坏，使塑性，韧性及持久强度都大大降低，对于18-8不锈钢当温度超过850摄氏度时，δ相就不会析出。
当含Ni量很大的时候，很少发生δ相脆化，可以长时间稳定工作。
为了防止δ相脆化，首先选择焊接材料时就不能单考虑防止焊接热裂纹而是选用使焊缝出现多量的铁素体组织，同时还要严格限制焊接材料中加速δ相形成的元素如Mo、Si、Nb等，适当降低Cr含量及提高Ni的含量，其次在焊接方面要采用热输入低的方法，焊件不能在650~850摄氏度区间进行焊后热处理，从而避免δ相脆化的产生。
总之，在腐蚀介质工作环境长期服役的耐酸不锈钢焊接构件，对δ相没有严格控制，即使出现δ相也可以通过热处理消除。
4焊接变形与收缩
奥氏体型不锈钢与碳钢相比，在物理性能上有很大差异，前者在焊接过程中有较大变形和焊后收缩。
产生很大变形与收缩的原因：
与碳钢相比，其电阻时碳钢的5倍，在同样的焊接电流、电弧电压条件下的热输入要多，其导热率低，约为碳钢的1/3，导致热量传递速度缓慢，热变形增大。
再者18-8钢的线膨胀系数又比碳钢大40%左右，更导致加热时热膨胀量和冷却时收缩量的增加。
5焊接接头的晶间腐蚀
奥氏体不锈钢的焊接接头在腐蚀介质中，工作一段时间内可能局部发生沿着晶粒边界的腐蚀，一般称此腐蚀为晶间腐蚀。
它发生的部位是在热循环峰值温度600~1000摄氏度的热影响区，也有的发生在焊缝金属上。
腐蚀到一定程度可以发展成裂纹，会严重降低设备的使用寿命。
刀蚀也是晶间腐蚀的一种，但产生条件不同，只发生在含有稳定化元素的奥氏体不锈钢接头的过热区中，并且紧邻焊缝，腐蚀宽度可达1.0～1.5mm之间。
如0Cr18Ni10Ti钢中，当经过高温固溶处理时，TiC不断向奥氏体中溶解形成固溶体。
温度越高，固溶越多，TiC溶解时，分离出来的碳原子将插入到奥氏体点阵间隙中，钛则占据奥氏体点阵节点的空缺位置。
由于高温下碳原子活跃，不断地向奥氏体晶粒边缘扩散，使晶粒边缘富碳，钛扩散速度慢仍保留在奥氏体点阵节点上，在经过450-850摄氏度中温敏化加热时。
形成铬化物的沉淀
TiC固溶越多的部位，铬化物沉淀越多，因此高温过热和中温敏化是产生刀蚀的主要原因。
6产生晶间腐蚀的原因
产生晶间腐蚀被人们广泛接受的机理时“贫铬现象”奥氏体不锈钢长期加热而导致晶间腐蚀敏化区温度为450~850摄氏度。
当处于该区段内金属晶粒内过饱和的固溶碳原子会逐步向晶界边缘扩散，与晶粒边缘层的铬原子结合形成碳化物Cr23C6并沿着晶界沉淀析出。
由于铬原子的扩散速度比碳原子慢得多，来不及补足析出的碳化铬所丢失的铬原子。
于是晶粒边缘的铬含量低于耐腐蚀所需要铬的极限值（Cr<12%）于是导致了晶粒边缘贫铬而丧失了耐腐蚀性能。
7防止晶间腐蚀的措施
1）对于18-8奥氏体不锈钢来说可以采用固溶处理，即将奥氏体不锈钢加热到1100摄氏度左右均匀奥氏体高温稳定区，保持一段时间，使其中的碳化物绝大部分分解，都溶于晶粒之中，然后急冷下来，可大大减轻富碳现象，晶界生成碳化铬的可能就小了。
再者可以稳定化处理，0Cr18Ni10Ti中的Ti可以再850-930摄氏度保温时间段内与碳结合，即固定碳，使铬充分扩散。
2）使用适当的焊接方法，使输入焊接熔池的热量最小，使焊接接头尽可能缩短在敏化区停留的时间。
使用小的焊接电流，快的焊接速度能实现这一目的。
3）操作方面尽可能采用窄焊缝，多道多层焊，每一道焊缝施焊前要等前一道焊缝充分冷却再实施焊接。
4）强制焊接区快速冷却在可能条件下，在焊缝背面用纯铜垫在纯铜垫上通水，加速冷却，形成美观的焊缝。
也能达到快速冷却。
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