2.25Cr-1Mo-0.25V钢交流埋弧焊焊材、焊接工艺和熔覆金属 |
|||||||
| 申请号 | CN202211270999.2 | 申请日 | 2022-10-17 | 公开(公告)号 | CN117921251A | 公开(公告)日 | 2024-04-26 |
| 申请人 | 天津重型装备工程研究有限公司; 中国第一重型机械股份公司; | 发明人 | 段修刚; 朱琳; 张心金; 霍洁; 任利国; | ||||
| 摘要 | 本 发明 公开了一种2.25Cr‑1Mo‑0.25V 钢 交流 埋弧焊 焊材、 焊接 工艺和熔覆金属，属于焊接领域，解决了加氢反应器所用 焊丝 焊接后断裂时间较低的问题。焊丝包括C 0.15～0.18、Si 0.20～0.30、Mn 1.2～1.3、Ni≦0.01、Cr 2.0～2.2、Cu 0.005～0.01、V 0.30～0.36、Mo 0.9～1.0、Ti≦0.02、Al≦0.02、Nb 0.01～0.03和B≦0.002，O含量为30～35ppm，N含量为30～45ppm；焊剂包括MgO 27～35、Al2O3 25～30和SiO2 8～15，金属氟化物F换算值为5～10，金属 碳 酸盐CO2换算值为5～13。工艺包括对待焊接部件进行均匀预热、焊接和焊后处理，热输入量为2790～4000J/mm。该熔覆金属采用焊接工艺焊接所得。该焊材、焊接工艺和融入金属可用于2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢的焊接。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢交流埋弧焊焊材，其特征在于，包括焊丝和焊剂； |
||||||
| 说明书全文 | 2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢交流埋弧焊焊材、焊接工艺和熔覆金属技术领域[0001] 本发明属于焊接技术领域，尤其涉及一种2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢交流埋弧焊焊材、焊接工艺和熔覆金属，可用于加氢反应器。 背景技术[0002] 近年来，加氢反应器向着大型化、轻量化、介质苛刻化和服役温度极端化方向发展，对2.25Cr‑1Mo‑0.25V等Cr‑Mo‑V钢加氢反应器焊丝及焊接金属的高温蠕变断裂性能提出了很高的要求。 [0004] 目前，使用焊丝焊接后的加氢反应器焊接接头经过705℃×8h模拟焊后热处理后，在540℃、210MPa高温蠕变断裂的断裂时间虽然达到ASME标准(大于900h)，但达不到用户的要求，用户强烈要求在705℃×32h下也达到这一要求。 发明内容[0005] 鉴于以上分析，本发明旨在提供了一种2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢交流埋弧焊焊材、焊接工艺和熔覆金属，解决了现有技术中加氢反应器所用焊丝焊接后断裂时间较低的问题。 [0006] 本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的： [0007] 本发明提供了一种2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢交流埋弧焊焊材，包括焊丝和焊剂；焊丝的化学成分按质量百分比计包括：C 0.15～0.18、Si 0.20～0.30、Mn 1.2～1.3、Ni≦0.01、Cr 2.0～2.2、Cu 0.005～0.01、V 0.30～0.36、Mo 0.9～1.0、Ti≦0.02、Al≦0.02、Nb 0.01～0.03、B≦0.002、P≦0.005、S≦0.005、Pb≦0.001、Sn≦0.001、As≦0.001、Sb≦0.001和Bi≦0.001，焊丝中O含量为30～35ppm，N含量为30～45ppm；焊剂的化学成分按质量百分比计包括：MgO 27～35、Al2O3 25～30、SiO2 8～15和C≦0.1，金属氟化物F换算值为5～10，金属碳酸盐CO2换算值为5～13。 [0008] 本发明还提供了一种2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢的焊接工艺，采用上述2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢交流埋弧焊焊材，焊接工艺包括如下步骤： [0009] 步骤1：对待焊接部件进行均匀预热； [0010] 步骤2：对待焊接部件进行焊接，焊接热输入量为2790～4000J/mm； [0011] 步骤3：对焊缝进行焊后处理，完成焊接。 [0012] 进一步地，步骤2中，采用手工窄间隙埋弧焊的方式、两道一层的多层焊接法进行焊接。 [0013] 进一步地，每层焊后进行中间焊热处理，热处理温度为650～680℃，热处理时间为10～15h。 [0014] 进一步地，步骤3中，焊后处理包括如下步骤： [0015] 对焊缝依次进行焊后消氢和焊后热处理。 [0016] 进一步地，焊后消氢的消氢温度为340～355℃，消氢时间为3～5h。 [0017] 进一步地，焊后热处理的热处理温度为690～720℃，热处理时间为26～32h。 [0018] 进一步地，步骤1中，预热层间温度为200～250℃。 [0019] 进一步地，步骤2中，焊接速度为300～350mm/min。 [0020] 本发明还提供了一种2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢交流埋弧焊熔覆金属，采用上述焊接工艺焊接所得，该熔覆金属的组成按质量百分比包括：C 0.10～0.11、Si 0.10～0.11、Mn 1.14～1.20、Ni 0.02～0.04、Cr 2.05～2.15、Cu 0.05～0.07、V 0.30～0.33、Mo 1.00～ 1.05、Ti≦0.01、Al≦0.01、Nb 0.01～0.015、B＜0.001、P≦0.004、S≦0.005、Pb 0.001～ 0.002、Sn≦0.001、As0.001～0.002、Sb≦0.001和Bi≦0.001，熔覆金属中O含量为210～ 340ppm，N含量为25～30ppm。 [0021] 与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一： [0022] A)本发明提供的2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢交流埋弧焊焊材，通过对焊丝和焊剂成分的改进和调整，能够有效提高焊缝在蠕变断裂过程中的碳化物稳定性，通过控制焊丝中氧化物含量，氧化物含量一般通过氧含量来控制，本发明的焊丝氧含量控制在35ppm以内，得到具有较高持久性能的焊缝组织，其在540℃、210MPa焊接接头断裂强度相比现有技术中的焊接接头大大提高，高温持久性能与在役焊丝相比成倍提高，持久断裂时间在997～3234h，远高于现有技术中客户所要求的900h，此种高端抗蠕变焊丝的应用将大幅度提高加氢反应器的使用寿命和长期运行的安全可靠性。 [0023] B)本发明提供的2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢的焊接工艺，在焊接过程中，焊接热输入会影响焊缝的冷却速度，从而影响焊接金属的相变过程，当热输入小时，焊缝冷却速度快，易形成淬硬组织，韧性劣化；当热输入大时，冷却速度变慢，高温停留时间长，晶粒粗化，易产生粒状贝氏体，强度降低，因此，热输入量为2790～4000J/mm。 [0024] 本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分的从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书以及附图中所特别指出的结构来实现和获得。 附图说明[0025] 附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。 [0026] 图1为本发明实施例9焊接后的试板外貌图。 具体实施方式[0027] 下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本发明的一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理。 [0028] 本发明提供了一种2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢交流埋弧焊焊材，包括焊丝和焊剂，其中，焊丝的化学成分按质量百分比计包括：C 0.15～0.18、Si 0.20～0.30、Mn 1.2～1.3、Ni≦0.01、Cr 2.0～2.2、Cu 0.005～0.01、V 0.30～0.36、Mo 0.9～1.0、Ti≦0.02、Al≦0.02、Nb 0.01～0.03、B≦0.002、P≦0.005、S≦0.005、Pb≦0.001、Sn≦0.001、As≦0.001、Sb≦0.001和Bi≦0.001，焊丝中O含量为30～35ppm，N含量为30～45ppm，余量为铁及其他不可避免的元素；焊剂的化学成分按质量百分比计包括：MgO 27～35、Al2O3 25～30、SiO2 8～15和C≦ 0.1，金属氟化物F换算值为5～10，金属碳酸盐CO2换算值为5～13。 [0029] 与现有技术相比，本发明提供的2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢交流埋弧焊焊材，通过对焊丝和焊剂成分的改进和调整，能够有效提高焊缝在蠕变断裂过程中的碳化物稳定性。通过控制焊丝中氧化物含量，氧化物含量一般通过氧含量来控制，本发明的焊丝氧含量控制在35ppm以内，得到具有较高持久性能的焊缝组织，其在540℃、210MPa焊接接头断裂强度相比现有技术中的焊接接头大大提高，高温持久性能与在役焊丝相比成倍提高，持久断裂时间在997～3234h，远高于现有技术中客户所要求的900h，此种高端抗蠕变焊丝的应用将大幅度提高加氢反应器的使用寿命和长期运行的安全可靠性。 [0030] 本发明在研究中发现，焊丝成分中碳含量较低，容易造成焊接后焊缝中碳化物数量较少，尤其是对蠕变断裂性能密切相关的MX碳化物数量少。焊丝中Cr含量较高，焊接后熔覆金属中Cr的碳化物也会较多，不利蠕变断裂性能提升。焊缝组织中碳化物的数量降低会导致对位错的“钉扎”作用降低，使得材料在高温持久过程中强度不足。但是，如果碳化物为Cr的碳化物，则随着蠕变进行，碳化物易于熟化，“钉扎”作用减弱，另外，大颗粒碳化物也是蠕变断裂裂纹萌生之处。V与C形成MX碳化物稳定性较高，在蠕变过程中不易熟化，能够有效“钉扎”位错，对提高高温性能有利，晶界强度是决定持久性能的重要因素。在一定范围内，随着硼含量的增加，其在晶界的偏聚增多，硼对晶界滑移、晶间蠕变空洞的形核及长大有抑制作用，能够强化晶界，从而增强了晶界抵抗蠕变变形的能力。另外焊缝组织以贝氏体为主，微量元素硼的添加能够提高淬透性，对提高性能有利，但硼含量不易过多，否则在晶界容易形成大颗粒硼化物，对持久性能不利。焊缝中的氧含量升高导致焊缝氧化物夹杂的增多，在高温蠕变下，位错滑移、攀移和塞积导致裂纹易在氧化物上形核，夹杂物间易形成裂纹扩展的桥梁和通道，从而危害焊缝的持久性能。 [0031] 具体来说，下面对本发明的焊丝和焊剂中的各个元素的作用及含量范围进行详细说明。 [0032] C是为了保证金属材料组织中与合金元素结合的碳化物有足够的数量，C的含量一定程度上决定总碳化物的数量，从而决定了材料的室温强度、高温性能及断裂性能，在变形过程中确保焊接金属的室温强度、高温强度、蠕变断裂强度和韧性，为了提高焊缝中碳化物数量，焊丝中的C含量为0.12～0.18％。 [0033] Si能够对焊接金属进行脱氧，并在组织中起固溶强化作用。Si含量较多容易引起回火脆性，根据熔覆金属中的Si含量为0.10～0.35％，可以控制焊丝中Si含量为0.10～0.30％。 [0034] Mn同样具有对焊接金属进行脱氧效果，并起到固溶强化作用，能够提高材料的室温强度、高温强度和韧性，并具提高组织的淬透性，需要焊丝中Mn含量为1.0～1.30％。 [0035] Ni能够提高焊接后熔覆金属的韧性，但也会降低蠕变断裂强度，需要焊丝中的Ni含量为0.05％以下。 [0036] Cr是抗蠕变焊丝的主要成分，能够提高焊缝金属的耐蚀性、室温强度、高温强度和蠕变断裂强度，但是，Cr的碳化物容易长大，对持久性能不利，因此，焊丝中的Cr含量为2.0～2.2％。 [0037] V是抗蠕变焊丝和焊缝的主要成分，能够与C、N形成MX碳化物，起析出强化作用，从而能够确保室温强度、高温强度、抗蠕变持久性能，过高的V含量易恶化韧性，因此，焊丝中的V含量为0.30～0.40％。 [0038] Mo与Cr、V一样是抗蠕变焊丝成分，强化作用明显，能够提高材料的室温强度、高温强度和蠕变断裂强度，因此，焊丝中Mo含量0.90～1.2％。 [0039] Ti能够降低焊缝中的N和O的含量，但是，过量的Ti对韧性不利，因此，焊丝中的Ti含量为0.02％以下。 [0040] Al在组织中起脱氧固氮作用，但是，含量过多容易形成夹杂，因此，焊丝中的Al含量为0.02％以下。 [0041] Nb与Ti同样是强碳化物形成元素，能与V、Ti结合形成复合碳化物，提高室温强度、高温强度和持久强度，因此，焊丝中的Nb含量为0.010～0.03％。 [0042] B的添加能够强化晶界，提高蠕变持久强度，但是，B的含量太高会在晶界处形成M3B2，恶化韧性，因此，焊丝中的B含量为0.003％以下。 [0043] Cu能沉淀强化提高材料强度，另外Cu能够提高耐腐蚀性能。但Cu在热加工时容易产生热脆，超过0.5％时塑性显著降低。因此焊丝中Cu含量控制在0.005～0.01％。 [0044] P与S对焊丝来说是有害元素，焊后通过偏聚在晶界而容易引起回火脆性。为使焊缝金属中S、P含量为0.015％以下，需要使焊丝中的S、P均为0.005％以下。 [0045] 低熔点元素Pb、Sn、As、Sb、Bi，易于偏聚在晶界处，增加回火脆性、SR裂纹倾向。因此，焊丝中的Pb、Sn、As、Sb、Bi分别在0.001％以下。 [0046] MgO的熔点较高，是良好的造渣原料，且能够调节渣的碱度，降低扩散氢含量，进而提高焊缝韧性，MgO太少脱氧能力弱，太多脱渣能力变差，因此，MgO在焊剂中的含量控制在25～35％。 [0047] Al2O3的熔点高，是有效造渣原料，调整焊渣熔点，另外能够有效增大熔渣表面张力，Al2O3太少容易焊道与母材融合性变差，产生夹渣，超过30％时，会增大熔渣粘度，导致流动性变差，因此，Al2O3在焊剂中的含量控制在15～30％。 [0048] SiO2能起到造渣的作用，添加量适中时，利于改善熔渣的流动性和电弧的稳定性；当其添加量小于8％时会造成电弧不稳定、断弧的现象；当超过15％时，会增加熔渣的粘度，降低熔渣的流动性。SiO2含量参考范围为8～15％。 [0049] 金属氟化物在焊接过程中能够稀释熔渣，降低焊缝中氧含量，若金属氟化物过低，焊缝金属中氧含量增加，韧性降低，但是，过高时会造成埋弧焊电弧不稳定。因此，上述金属氟化物F换算值为5～15％。 [0050] 金属碳酸盐中的CO2能够控制扩散氢的含量，若其过少，则熔覆金属中的扩散氢增加，但是，如果过多，则熔覆金属中氧化物增加，影响韧性。因此，上述金属碳酸盐的CO2换算值为5～15％。 [0051] 需要说明的是，焊缝中金属氟化物一般为CaF2，按CaF2＝Ca2++2F公式，根据摩尔质量把CaF2的质量百分数划算成F的质量百分数。金属碳酸盐中的CO2的换算方法相同。 [0052] 本发明还提供了一种2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢的焊接工艺，采用上述提供的2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢交流埋弧焊焊材，该焊接工艺包括如下步骤： [0053] 步骤1：对待焊接部件进行均匀预热，预热层间温度为200～250℃，采用局部加热，预热气炬应离坡口适当的距离，覆盖保温材料进行均匀预热； [0054] 步骤2：采用上述提供的2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢交流埋弧焊焊材对待焊接部件进行焊接； [0055] 步骤3：对焊缝进行焊后处理，完成焊接。 [0056] 与现有技术相比，本发明提供的2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢的焊接工艺发的有益效果与上述提供的2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢交流埋弧焊焊材的有益效果基本相同，在此不一一赘述。 [0057] 为了能够有效提高焊接质量，具体来说，上述步骤2中，采用手工窄间隙埋弧焊的方式、两道一层的多层焊接法进行焊接，焊接的第一道次确保根部焊透，每层焊后进行中间焊热处理，热处理温度为650～680℃(例如，665℃)，热处理时间为10～15h(例如，12h)，消除焊接内应力。此种焊接方式的焊接效率高，能够获得综合力学性能优良、致密性高的焊接接头。 [0058] 为了能够避免电流过大导致产生高温裂纹，示例性地，上述步骤2中，焊接采用单丝交流电，焊接电流为540～620A，通过控制焊接电流能够有效控制熔深深度，从而能够避免余高和宽度不足，电流过大，熔深大，余高过大，易产生高温裂纹的问题。 [0060] 同样地，焊接速度对熔深和熔宽都有影响，焊接速度过小，熔化金属量多，焊缝成形差；焊接速度较大时，熔化金属量不足，容易产生咬边，因此，上述步骤2中，焊接速度为300～350mm/min(例如，320mm/min)。 [0061] 在焊接过程中，焊接热输入会影响焊缝的冷却速度，从而影响焊接金属的相变过程，当热输入小时，焊缝冷却速度快，易形成淬硬组织，韧性劣化；当热输入大时，冷却速度变慢，高温停留时间长，晶粒粗化，易产生粒状贝氏体，强度降低，因此，热输入量为2790～4000J/mm(例如，3488J/mm)。 [0062] 为了能够使扩散氢尽快逸出，避免氢聚集，上述步骤3中，焊后处理包括如下步骤： [0063] 对焊缝依次进行焊后消氢(DHT)和焊后热处理(PWHT)。 [0064] 示例性地，焊后消氢温度为340～355℃(例如，350℃)，消氢时间为3～5h(例如，4h)，焊后热处理的热处理温度为690～720℃(例如，705℃)，热处理时间为26～32h，通过焊后热处理能够保证母材、焊缝的最佳抗回火脆化性能和理想的综合力学性能。 [0065] 本发明还提供了一种2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢交流埋弧焊熔覆金属，采用上述焊接工艺焊接所得，该熔覆金属的组成按质量百分比包括：C 0.10～0.11、Si 0.10～0.11、Mn 1.14～1.20、Ni 0.02～0.04、Cr 2.05～2.15、Cu 0.05～0.07、V 0.30～0.33、Mo 1.00～ 1.05、Ti≦0.01、Al≦0.01、Nb 0.01～0.015、B＜0.001、P≦0.004、S≦0.005、Pb 0.001～ 0.002、Sn≦0.001、As 0.001～0.002、Sb≦0.001和Bi≦0.001，熔覆金属中O含量为210～ 260ppm，N含量为25～30ppm。 [0066] 焊接区域内，焊丝和焊剂中的各种物质之间在高温下相互作用，会发生一系列焊接冶金化学反应，相互作用包括氧化和还原，控制氢与氮、脱硫与脱磷等对焊缝金属性能有重要影响的反应，是焊接冶金中最重要的部分。其中，对于氧化反应，多数情况下，电弧气氛和焊接熔渣都具有一定的氧化气氛，所以焊接时必然会发生各种氧化反应。除合金元素和杂质的氧化烧损外，液态和高温下的固态金属也被氧化，使焊缝金属含氧量增加。对于还原反应，各种脱氧元素在焊接过程中被氧化，以降低焊接区的氧化性，使被焊金属及有益合金元素免受氧化，或使被氧化的金属从他们的氧化物中还原出来的反应。焊接熔渣是药皮、药芯、焊剂受热反应后熔化后生成的多种化学成分组成的复杂体系，焊接过程中有着极其重要的作用。它覆盖在熔滴和熔池的表面上，可防止液态金属和高温焊缝金属受空气中氮的有害作用。熔渣与液态金属间的物理化学反应对其金属冶金处理，去除有害夹杂如脱氢、去氢、脱硫和脱磷等。 [0067] 以下就本发明的具体实施例进行说明。 [0068] 本发明的实施例1～3和对比例1的焊丝化学成分参见表1，其中，对比例1为现有技术中的焊丝化学成分。 [0069] 表1焊丝化学成分(wt.％) [0070] [0071] [0072] 与现有技术中的焊丝相比，实施例1～3的高端抗蠕变焊丝分别调整了C和Cr元素含量，通过提高C含量以提高焊缝中碳化物数量元素。 [0073] 熔敷金属中O含量的控制除了通过焊丝中O的控制外，还要通过焊剂来降低熔敷的O含量，要求焊剂更加纯净，实施例4～6和对比例2的焊剂化学成分参见表2。 [0074] 表2实施例4～6焊剂化学成分(wt.％) [0075] [0076] 通过降低Cr元素，以增加熔覆金属MX碳化物数量，降低大颗粒碳化物Cr23C6、Cr7C3等含量，由于O、N含量较低，其形成的大型夹杂物也较少，对持久性能有利，具体来说，采用实施例1的焊丝配合实施例4～6的焊剂进行焊接，所得到的熔覆金属为实施例7～9，采用对比例1的焊丝配合对比例2的焊剂进行焊接，所得到的熔覆金属为对比例3，实施例7～9和对比例3的熔覆金属化学成分参见表3。 [0077] 表3实施例7～9和对比例3的熔覆金属化学成分(wt.％) [0078] C Si Mn Ni Cr Cu V Mo实施例7 0.10 0.10 1.17 0.03 2.09 0.07 0.32 1.01 实施例8 0.10 0.11 1.20 0.02 2.09 0.05 0.33 1.01 实施例9 0.11 0.11 1.14 0.04 2.13 0.07 0.33 1.05 对比例3 0.09 0.09 0.98 0.05 2.39 0.09 0.34 1.03 Ti Al Nb B P S Pb Sn 实施例7 0.01 0.01 0.015 <0.001 0.003 0.002 0.001 <0.001 实施例8 0.005 0.005 0.01 <0.001 0.003 0.002 0.002 <0.001 实施例9 0.01 0.01 0.01 <0.001 0.004 0.002 0.002 <0.001 对比例3 0.02 0.02 0.02 0.001 0.005 0.002 0.004 <0.001 As Sb Bi O ppm N ppm H ppm 实施例7 0.002 <0.001 0.002 257 26 <0.2 实施例8 0.001 <0.001 0.002 253 28 <0.2 实施例9 0.002 <0.001 0.002 219 30 0.2 对比例3 0.002 <0.001 0.002 349 52 0.2 [0079] 考虑到大热输入量有利于高温持久寿命的提高，本发明加大焊接热输入量进行焊接试验研究，分析其对高温持久性能的影响。 [0080] 实施例7～9和对比例3的具体焊接工艺参见表4，试板中焊前均预热，温度为200～250℃，采用单丝交流埋弧焊，主要考察在焊接电压相同和焊接速度相同的情况下采用了逐渐增大的热输入量，需要说明的是，对于对比例3的焊接工艺参数，并非现有技术中的焊接工艺参数，而是为了对比焊丝、焊剂等改进，采用了与实施例7～9相同或相近的焊接工艺参数。 [0081] 表4实施例7～9和对比例3的焊接工艺参数 [0082] [0083] 本发明实施例中试验板采用2.25Cr‑1Mo‑0.25V钢，对坡口进行焊接，采用多道次焊接，实施例9焊接后的试板外貌图参见图1，取料时最最上面的一个试样毛坯距离焊缝顶部5mm，两件试样毛坯之间不小于2mm。焊缝金属取样采用国标GB/T 2039‑1997加工成Ф10尺寸试样，经过热处理后在540℃/210MPa条件下进行高温持久试验。焊缝试验条件及断裂时间参见表5。 [0084] 表5实施例7～9和对比例3的焊缝金属试验条件和持久断裂时间 [0085] [0086] [0087] 其中，实施例7～9经过热处理后焊缝的高温持久断裂时间在997h～3234h之间，均达到了用户的要求(大于900h)，而目前使用的焊丝焊接后的高温持久断裂时间为571h，达不到用户的要求。 |
||||||
QQ群二维码
意见反馈
意见反馈