1、- 1 -压力容器系列讲座之 1 筒体结构的分类其实谈不上是讲座，只是抛砖引玉，希望能启发很多高手这样做。大家互相交流，共同提高，从而使论坛的人气更旺大家在进行设计时筒体大多是卷焊或锻焊结构，其实筒体的结构有很多种，由于有些结构应用不是很广泛或其它原因，所以没能纳入 GB150 中。现就筒体结构阐述如下，仅供参考！ 1 筒体结构的分类1.1 整体结构1.1.1 定义：为满足强度、刚度和稳定性要求所需要的厚度（不包括为防腐而设置的衬层）是由一整块连续钢制成的结构。 1.1.2 主要形式a)整体锻造：锻造的筒和筒之间用法兰或螺纹连接。主要用于超高压设备；b)单层卷焊（）：应用普遍； c)锻焊结构（
2、）：总结了整体锻造和单层卷焊容器的优点，进行了有机的结合。质量 好，适用于重要场合，如核工业、加氢反应器等；d)无缝钢管（）：公称直径较小容器；e)复合板结构（）：在一定厚度下很经济。注：带为 GB150-1998 所管辖。1.2 组合式结构1.2.1 定义：为满足强度、刚度和稳定性要求所需要的厚度是由钢板对钢板、钢板对钢带、钢板对钢丝制成的结构。内筒是板式结构。1.2.2 主要形式a)多层包扎（）：最开始为美国专利，但现在已不存在专利了，南京大化机已研制成功。但此类设备制造工艺太复杂，生产工期长；b)热套结构（）：内筒和外筒的配合采用过盈配合。在安装时外筒加热冷却后很好地与内筒结合在一起。适
3、用于超大容器，有时分 3 层或更多层进行套合；c)绕板结构：是日本人发明的。自动化程度很高，先做内筒再用另一筒体搭接。虽然角焊缝受力不好、不好焊接且不易检测，但进行承压爆破试验效果很好。目前我国由于冶金能力有限，板长和宽度不太适合，所以采用较少；d)钢板对钢带：中国人的发明，ASME 已承认其可靠性。内筒单层卷焊，外层缠绕。钢带在缠绕时分左右两个方向，同时旋转方向相反。但缠绕后由于中间紧两端松，所以在承压能力上会低 10。在小化肥生产装置中有一些应用；e)钢板对钢丝：内筒单层卷焊，外层用高强度的不锈钢丝缠绕，同时给内筒一定的压应力，承受的外压甚至等于设计压力，使设备在操作工况时压力趋于 0。世
4、界上设计压力最高的设备 1000Mpa 就是采用此种结构；f)衬里容器：基层归 GB150 管辖，衬层 GB150 不管辖（不好制定制造、检验及验收的最低要求）。注：带为 GB150-1998 所管辖。系列讲座之 2 焊逢和焊接接头的区别焊逢和焊接接头是大家常见到的两个名词，希望能够准确的运用，以免出现错误。由于有图形只好上传。 焊逢和焊接接头2.1 定义a)焊逢：通常指焊肉，即熔敷金属；b)焊接接头：是一个组合名词，包括焊逢、融合线和热影响区。在焊接时采用等强度原则。但由于在焊接时焊逢区有些化学元素会被烧损，为补充烧损的化学元素，所以根据实践经验相应的焊接材料会添加一些化学元素，也就是说焊料
5、要比母材品质好。焊逢的化学成分能得到补偿，而热影响区却没有得到补偿，而热影响区在焊接时也会有一些烧损，所以焊接接头中最薄弱部位是热影响区。- 2 -通常的无损检测是焊接接头的检测，两个焊逢之间的距离指的是焊逢。2.2 焊接接头的分类2.2.1 习惯分类a)对接接头：易施焊、变形小、受力好、可控制、好检测；b)角接接头：受力不好。对接接头又分纵焊逢（主要承受切向力）和环焊逢（主要承受轴向力）。但封头的焊逢不好区分纵、环焊逢，所以在实际中以严者来考虑。2.2.2 按 GB3375 的分类方法GB3375 与习惯分类方法相似，但也有不同。如：按习惯分法以上两种焊接接头都应是角接接头，但 GB3375
6、 却进行了所谓的细化，二者出现了矛盾，在说法上又没办法统一，协调不了。2.2.3 矛盾的解决为解决上述矛盾，GB150-1998 采取了变通的说法，先考虑焊接位置再考虑结构，即分为 A、B、C、D类四种焊接接头。所以检测等要求都以 A、B、C、D 来表示。系列讲座之 3 制造工艺减薄与成品的最小厚度工艺减薄是制造工艺中不可避免的，但要想办法去控制。为使设备能安全使用，必须要求成品的最小厚度。计算厚度：按第一强度理论同时考虑制造、运输、安装等因素的影响而得出的厚度。满足了强度、刚度和稳定性的要求。设计厚度：考虑腐蚀裕度因素。此厚度在满足强度、刚度和稳定性的要求外，同时预期了设备的使用寿命。名义厚
7、度：考虑了钢板的厚度负偏差，同时与材料的规格有关。有效厚度：名义厚度减去腐蚀裕量和钢材厚度负偏差。真正能可靠承压的厚度。从以上几个厚度我们可以看出，成品的最小厚度大于设计厚度就可以了。但我国现状无法按此厚度来确定。原因是，我国的国家标准最开始是按前苏联标准，之后又根据实际进行了适当的修改变成自己的标准，在文革期间又处于无标准状态，现在基本上是参照欧美标准。不管怎样过度，整个风格仍然保留前苏联格调，即主要以设计为主体。目前设计制造一体的单位并不很多，设计与制造分解，这种体制决定了制造单位不知道设备的设计厚度究竟是多少，因为制造厂看不到计算书（三类设备除外）。根据国情一般取名义厚度减去钢板厚度负偏
8、差来作为成品的最小厚度。系列讲座之 4 标准对坡口表面质量要求的解释在没焊接之前要对坡口表面质量进行检查，否则会将坡口表面缺陷变成焊接接头缺陷。GB150-1998对坡口表面有如下要求：a)坡口表面不得有裂纹、分层、夹杂等缺陷；b)标准抗拉强度下限值 b540MPa 的钢材及 Cr-Mo 低合金钢材经火焰切割的坡口表面，应进行磁粉或渗透检测。当无法进行磁粉或渗透检测时，应由切割工艺保证坡口质量；c)施焊前，应清除坡口极其母材两侧表面 20mm 范围内（以离坡口边缘的距离计）的氧化物、油污、熔渣及其它有害杂质。对上述要求解释如下：a)中所说的“不得有裂纹”是一个相对概念。其实任何坡口表面都有裂纹
9、，就看你用什么方法观察，宏观观察可能没有，但在高倍显微镜下观察都有裂纹。文中所指的“不得有裂纹”是“不得有用目前无损检测手段能发现的裂纹”。在以往的生产实践中，由于 16MnR 的用量最大、试验最全、质量相对稳定。标准中规定 16MnR 的最高标准抗拉强度下限值为 510MPa，考虑到冶炼偏差问题加上 30MPa 得出 540MPa。故此以 540MPa 为界限，超出此值的要引起足够的重视，这就是 540MPa 的由来。同一种裂纹发生在 Q235-B 当中和发生在标准抗拉强度下限值大于 540MPa 及 Cr-Mo 钢当中产生的危害程度是不能相提并论的，另外用火焰切割相当于表面淬火。所以才有了
10、 b)项的规定。- 3 -无法进行磁粉或渗透检测的坡口也有一些，如：从东欧引进的自动化程度很高、一次成型的窄间隙电渣焊缝；多层包扎容器的部分焊缝等。对这些焊缝要改善切割工艺，具体可采用用砂轮轻磨，去掉表面硬度、用牛头刨床加工坡口或用等离子切割等方法来保证坡口质量。其它标准没提到的坡口用宏观检查。系列讲座之 05 焊缝的余高1 余高的作用在焊接过程中应该有焊缝余高。因为最后一层起保温和缓冷的作用，对细化晶粒、减少焊接应力起很大作用。同时也是气孔等杂物的收集区。2 余高的坏处压力容器不希望有突变，造成局部应力集中。另外余高肯定有缺陷，这种缺陷很可能是产生疲劳裂纹的核。裂纹源疲劳扩展断裂。中国和日本
11、曾经联合做过试验，发现有余高的设备比打磨后没有余高的设备使用寿命短 2.02.5 倍。3 标准对余高的要求JB4732 对疲劳设备要求打磨，其它设备有限制范围。基本上是不影响贴片即可，没要求打磨。4 欧美国家对余高的要求打磨。外观质量好是国外产品畅销的原因之一，另外打磨之后能防环境腐蚀、避免产生过大的应力集中、延长了焊缝的使用寿命。5 对余高的处理建议提倡打磨，确实好。标准是最低要求，所以建议对重要设备或投资较大的设备进行打磨，对投资小的设备就没有必要进行打磨了。系列讲座之 6 热处理1 分类（按目的）热处理按目的可分为焊后消除应力热处理、恢复材料力学性能热处理、改善材料力学性能热处理和消氢热
12、处理。2 焊后消除应力热处理2.1 热处理的目的：消除过大的焊接应力，细化组织。2.2 应力产生的原因：变形不协调时产生的。焊接时局部受热，收缩时非焊接部位限制其变形，从而造成焊接部位的变形不自由，产生了应力。2.3 应力的特点： a)量质高。可以接近或超过材料的屈服点；b)焊接后就存在；c)是一种内应力，有自限性。超过屈服塑性流动限制不流动；d)很难测量。最精确的测量逐层测量，但将设备也破坏了，不适用。可用 x 光衍射法或钻小孔法。2.4 应力的危害：是多方面的，最主要的是应力腐蚀。而应力腐蚀是腐蚀的主要因素。2.5 焊后热处理的条件2.5.1 通用条件：由厚度、材料和预热温度决定。厚度达到
13、一定程度时是强强相碰，产生了应力；材料的可焊性好，产生的应力小，反之产生的应力大；预热到一定的温度能缓解应力。一定的应力和腐蚀介质（环境）存在就会发生应力腐蚀，应力产生于焊缝部位和近焊缝部位。当应力不大时，可以容忍；如果大了，就做热处理。什么时候做热处理，标准中有具体的规定。2.5.2 特殊条件：a)图样注明有应力腐蚀倾向要做热处理；b)介质毒性程度为高度或极度危害时要做热处理。此规定没有任何理论基础，是出于不怕一万就怕万一的原则。一经泄露，对人和环境造成的危害是不言而喻的。也就是说是后果问题不是技术问题。一人得病大家吃药。- 4 -2.5.3 免做热处理。如奥氏体不锈钢制压力容器，一般情况下
14、不做热处理，因为韧性储备很好。如果做热处理敏化区域不好控制。系列讲座之 7 不锈钢力学性能不锈钢的力学性能（一）一、强度（抗拉强度、屈服强度）不锈钢的强度由各种因素来确定，但最重要的和最基本的因素是其中添加的不同化学元素，主要是金属元素。不同类型的不锈钢由于其化学成分的差异，就有不同的强度特性。（1）马氏体型不锈钢马氏体型不锈钢与普通合金钢一样具有通过淬火实现硬化的特性，因此可通过选择牌号及热处理条件来得到较大范围的不同的力学性能。马氏体型不锈钢从大的方面来区分，属于铁铬碳系不锈钢.进而可分为马氏体铬系不锈钢和马氏体铬镍系不锈钢。在马氏体铬系不锈钢中添加铬、碳和钼等元素时强度的变化趋势和在马氏
15、体铬镍系不锈钢中添加镍的强度特性如下所述。马氏体铬系不锈钢在淬火回火条件下，增加铬的含量可使铁素体含量增加，因而会降低硬度和抗拉强度。低碳马氏体铬不锈钢在退火条件下，当铬含量增加时硬度有所提高，而延伸率略有下降。在铬含量一定的条件下，碳含量的增加使钢在淬火后的硬度也随之增加，而塑性降低。添加钼的主要目的是提高钢的强度、硬度及二次硬化效果。在进行低温淬火后，钼的添加效果十分明显。含量通常少于 1%。在马氏体铬镍系不锈钢中，含一定量的镍可降低钢中的 铁素体含量，使钢得到最大硬度值。马氏体型不锈钢的化学成分特征是，在 0.1%-1.0%C，12%-27%Cr 的不同成分组合基础上添加钼、钨、钒和铌等
16、元素。由于组织结构为体心立方结构，因而在高温下强度急剧下降。而在 600以下，高温强度在各类不锈钢中最高，蠕变强度也最高。（2）铁素体型不锈钢据研究结果，当铬含量小于 25%时铁素体组织会抑制马氏体组织的形成，因而随铬含量的增加其强度下降；高于 25%时由于合金的固溶强化作用，强度略有提高。钼含量的增加可使其更易获得铁素体组织，可促进相、 相和 相的析出，并经固溶强化后其强度提高。但同时也提高了缺口敏感性，从而使韧性降低。钼提高铁素体型不锈钢强度的作用大于铬的作用。铁素体型不锈钢的化学成分特征是含 11%30%Cr，其中添加铌和钛。其高温强度在各类不锈钢中是最低的，但对热疲劳的抗力最强。（3）
17、奥氏体型不锈钢奥氏体型不锈钢中增加碳的含量后，由于其固溶强化作用使强度得到提高。奥氏体型不锈钢的化学成分特性是以铬、镍为基础添加钼、钨、铌和钛等元素。由于其组织为面心立方结构，因而在高温下有高的强度和蠕变强度。还由于线膨胀系数大，因而比铁素体型不锈钢热疲劳强度差。（4）双相不锈钢对铬含量约为 25%的双相不锈钢的力学性能研究表明，在 + 双相区内镍含量增加时 相也增加。当钢中的铬含量为 5%时，钢的屈服强度达到最高值；当镍含量为 10%时，钢的强度达到最大值。不锈钢的力学性能（二）二、蠕变强度由于外力的作用随时间的增加力发生变形的现象称之为蠕变。在一定温度下特别是在高温下、载荷越大则发生蠕变的
18、速度越快；在一定载荷下，温度越高和时间越长则发生蠕变的可能性越大。与此相反，温度越低蠕变速度越慢，在低至一定温度时蠕变就不成问题了。这个最低温度依钢种而异，一般来说，纯铁在 330左右，而不锈钢则因已采取各种措施进行了强化，所以该温度是 550以上。和其他钢一样，熔炼方式、脱氧方式、凝固方法、热处理和加工等对不锈钢的蠕变特性有很大的影响，据介绍，在美国进行的对 188 不锈钢进行的蠕变强度试验表明，取自同一钢锭同一部位的试料的蠕变断裂时间的标准偏差是平均值的约 11%，而取自不同钢锭的上、中、下不同部位的试料的标准偏差与平均- 5 -值相差则达到两倍之多。又据在德国进行的试验结果表明，在 10
19、5h 时间下 0Cr18Ni11Nb 钢的强度为小于49MPa 至 118MPa，散差很大。三、疲劳强度高温疲劳是指材料在高温下由于周期反复变化着的应力的作用而发生损伤至断裂的过程。对其进行的研究结果表明，在某一高温下，108次高温疲劳强度是该温度下高温抗拉强度的 1/2。热疲劳是指在进行加热（膨胀）和冷却（收缩）的过程中，当温度发生变化和受到来自外部的约束力时，在材料的内部相应于其本身的膨胀和收缩变形产生应力，并使材料发生损伤。当快速地反复加热和冷却时其应力就具冲击性，所产生的应力与通常情况相比更大，此时有的材料呈脆性破坏。这种现象被称之为热冲击。热疲劳和热冲击是有着相似之处的现象，但前者主
20、要伴随大的塑性应变，而后者的破坏主要是脆性破坏。不锈钢的成分和热处理条件对高温疲劳强度有影响。特别是当碳的含量增加时高温疲劳强度明显提高，固溶热处理温度也有显著的影响。一般来说铁素体型不锈钢具有良好的热疲劳性能。在奥氏体不锈钢中，高硅的且在高温下具有良好的延伸性的牌号有着良好的热疲劳性能。热膨胀系数越小、在同一热周期作用下应变量越小、变形抗力越小和断裂强度越高，寿命就越长。可以说马氏体型不锈钢 1Cr17 的疲劳寿命最长，而 0Cr19Ni9、0Cr23Ni13 和 2Cr25Ni20 等奥氏体型不锈钢的疲劳寿命最短。另外铸件较锻件更易发生由于热疲劳引起的破坏。在室温下，107 次疲劳强度是抗
21、拉强度的 1/2。与高温下的疲劳强度相比可知，从室温到高温的温度范围内疲劳强度没有太大的差异。四、冲击韧性材料在冲击载荷作用下，载荷变形曲线所包括的面积称为冲击韧性。对于铸造马氏体时效不锈钢，当镍含量为 5%时其冲击韧性较低。随着镍含量的增加，钢的强度和韧性可得到改善，但当镍含量大于 8%时，强度和韧性值又一次下降。在马氏体铬镊系不锈钢中添加钼后，可提高钢的强度且可保持韧性不变。在铁素体型不锈钢中增加钼的含量虽可提高强度，但缺口敏感性也被提高而使韧性下降。在奥氏体型不锈钢中具有稳定奥氏体组织的铬镍系奥氏体不锈钢的韧性（室温下韧性和低温下韧性）非常优良，因而适用于在室温下和低温下的各种环境中使用
22、。对于有稳定奥氏体组织的铬锰系奥氏体不锈钢，添加镍可进一步改善其韧性。双相不锈钢的冲击韧性随镍含量的增加而提高。一般来说，在 a+r 两相区内其冲击韧性稳定在 160200J的范围内。不锈钢的工艺性能（一） 一、成形性能不锈钢的成形性能因钢种的不同，即结晶结构的不同而有很大的差异。如铁素体型不锈钢和奥氏体型不锈钢的成形性能由于前者的晶体结构是体心立方，而后者的晶体结构是面心立方而有显著的差异。铁素体不锈钢的凸缘成形性能与 n 值（加工硬化指数）有关，深冲加工性能与 r 值（塑性应变化）有关。其中 r 值由不同的生产工艺下的不同的组织集合来决定。采取一些措施来显著减少固溶碳和固溶氮，可大大改善
23、r 值并使深冲性能得到大幅度的提高。奥氏体型不锈钢一般来说 n 值较大，在进行加工的过程中由于塑性诱发相变而生成马氏体，因而有较大的 n 值和延伸率，可进行深冲加工和凸缘成形。有一部分奥氏体型不锈钢在深冲加工后，经一段时间会产生与冲压方向相一致的纵向裂纹，即所谓的“时效裂纹”。为此采用高镍，低氮和低碳的奥氏体型不锈钢可避免该缺陷的发生。奥氏体型不锈钢中所含的镍可明显降低钢的冷加工硬化倾向，其原因是可使奥氏体的稳定性增加，减少或消除了冷加工过程中的马氏体转变，降低了冷加工硬化速率，强度降低和塑性提高。在双相不锈钢中增加镍的含量可降低马氏体转变温度，从而改善了冷加工变形性能。在评价不锈钢钢板的成形
24、加工性时，一般以综合成形性能来标志。该综合成形性能是由标志断裂极限的抗断裂性（深冲性能、凸缘成形性能、边部延伸性能、弯曲性能），标志成形模具和材料的配合性的抗起皱性，标志卸载后固定形状的形状固定性等组成。- 6 -对不锈钢钢板的工艺性能进行评价主要有以下试验方法： （1）拉伸试验；（2）弯曲试验；（3）冲压成形试验；（4）扩口试验；（5）冲击试验。对不锈钢钢管的工艺性能进行评价主要有以下几项：（1）拉伸试验（2）扩管试验（3）压扁试验（4）压溃试验（5）弯曲试验二、焊接性能在不锈钢的应用中对不锈钢结构进行焊接和切割是不可避免的。由于不锈钢本身所具有的特性，与普碳钢相比不锈钢的焊接及切割有着其特
25、殊性，更易在其焊接接头及热影响区（）产生各种缺陷。焊接时要特别注意不锈钢的物理性质。例如奥氏体型不锈钢的热膨胀系数是低碳钢和高铬系不锈钢的.倍；导热系数约是低碳钢的 1/3，而高铬系不锈钢的导热系数约是低碳钢的 1/2；比电阻是低碳钢的倍以上，而高铬系不锈钢是低碳钢的倍。这些条件加上金属的密度、表面张力、磁性等条件都对焊接条件产生影响。马氏体型不锈钢一般以r 钢为代表。它进行焊接时，由于热影响区中被加热到相变点以上不锈钢的工艺性能（二）的区域发生 （M）相变，因此存在低温脆性、低温韧性恶化、伴随硬化产生的延展性下降等问题。因而对于一般马氏体型不锈钢焊接时需进行预热，但碳、氮含量低的和使用丁系焊
26、接材料时可不需预热。焊接热影响区的组织通常又硬又脆。对于这个问题，可通过进行焊后热处理使其韧性和延展性得到恢复。另外碳、氮含量最低的牌号，在焊接状态下也有一定的韧性。铁素体型不锈钢以 18%Cr 钢为代表。在含碳量低的情况下有良好的焊接性能，焊接裂纹内敏感性也较低。但由于被加热至 900以上的焊接热影响区晶粒显著变粗，使得在室温下缺少延伸性和韧性，易发生低温裂纹。也就是说，一般来讲铁素体型不锈钢有 475脆化、700800长时间加热下发生“相脆性、夹杂物和晶粒粗化引起的脆化、低温脆化、碳化物析出引起耐蚀性下降以及高合金钢中易发生的延迟裂纹等问题。通常应在焊接时进行焊前预热和焊后热处理，并在具有
27、良好韧性的温度范围进行焊接。奥氏体型不锈钢以 18% Cr8%Ni 钢为代表。原则上不须进行焊前预热和焊后热处理。一般具有良好的焊接性能。但其中镍、钼含量高的高合金不锈钢进行焊接时易产生高温裂纹。另外还易发生 相脆化，在铁素体生成元素的作用下生成的铁素体引起低温脆化，以及耐蚀性下降和应力腐蚀裂纹等缺陷。经焊接后，焊接接头的力学性能一般良好，但当在热影响区中的晶界上有铬的碳化物时会极易生成贫铬层，而贫铬层的出现将在使用过程中易产生晶间腐蚀。为避免问题的发生，应采用低碳（C0.03%）的牌号或添加钛、铌的牌号。为防止焊接金属的高温裂纹，通常认为控制奥氏体中的 铁素体肯定是有效的。一般提倡在室温下含
28、 5%以上的 铁素体。对于以耐蚀性为主要用途的钢，应选用低碳和稳定的钢种，并进行适当的焊后热处理；而以结构强度为主要用途的钢，不应进行焊接后热处理，以防止变形和由于析出碳化物和发生 相脆化。双相不锈钢的焊接裂纹敏感性较低。但在热影响区内铁素体含量的增加会使晶间腐蚀敏感性提高，因此可造成耐蚀性降低及低温韧性恶化等问题。对于沉淀硬化型不锈钢有焊接热影响区发生软化等问题。综上所述，不锈钢的焊接性能主要表现在以下几个方面：（1）高温裂纹：在这里所说的高温裂纹是指与焊接有关的裂纹。高温裂纹可大致分为凝固裂纹、显微裂纹、HAZ（热影响区）的裂纹和再加热裂纹等。- 7 -(2)低温裂纹：在马氏体型不锈钢和部
29、分具有马氏体组织的铁素体型不锈钢中有时会发生低温裂纹。由于其产生的主要原因是氢扩散、焊接接头的约束程度以及其中的硬化组织，所以解决方法主要是在焊接过程中减少氢的扩散，适宜地进行预热和焊后热处理以及减轻约束程度。（3）焊接接头的韧性：在奥氏体型不锈钢中为减轻高温裂纹敏感性，在成分设计上通常使其中残存有5%10%的铁素体。但这些铁素体的存在导致了低温韧性的下降。在双相不锈钢进行焊接时，焊接接头区域的奥氏体量减少而对韧性产生影响。另外随着其中铁素体的增加，其韧性值有显著下降的趋势。已证实高纯铁素体型不锈钢的焊接接头的韧性显著下降的原因是由于混入碳、氮、氧的缘故。其中一些钢的焊接接头中的氧含量增加后生
30、成了氧化物型夹杂，这些夹杂物成为裂纹发生源或裂纹传播的途径使得韧性下降。而有一些钢则是由于在保护气体中混入了空气，其中的氮含量增加在基体解理面100面上产生板条状 Cr2N，基体变硬而使得韧性下降。（4） 相脆化：奥氏体型不锈钢、铁素体不锈钢和双相钢易发生 相脆化。由于组织中析出了百分之几的 相，韧性显著下降。“相一般是在 600900范围内析出，尤其在 75左右最易析出。作为防止”相产生的预防型措施，奥氏体型不锈钢中应尽量减少铁素体的含量。（5）475脆化，在 475附近（370540）长时间保温时，使 FeCr 合金分解为低铬浓度的 固溶体和高铬浓度的 固溶体。当 固溶体中铬浓度大于 75
31、%时形变由滑移变形转变为孪晶变形，从而发生 475脆化。不锈钢的工艺性能（三）三、切削性能不同的不锈钢的切削性能有很大的差异。一般所说不锈钢的切削性能比其他钢差，是指奥氏体型不锈钢的切削性能差。这是由于奥氏体不锈钢的加工硬化严重，导热系数低造成的。为此在切削过程中需使用水性切削冷却液，以减少切削热变形。特别是当焊接时的热处理不好时，无论是怎样提高切削精度，其变形也是不可避免的。其他类型如马氏体型不锈钢、铁素体性不锈钢等不锈钢的切削性能只要不是淬火后进行切削，那么与碳素钢没有太大的不同。但两者均是含碳量越高则切削性能越差。沉淀硬化型不锈钢由于其不同的组织和处理方法而显示不同的切削性能，但一般来说
32、其切削性能在退火状态下与同一系列及同一强度的马氏体型不锈钢和奥氏体型不锈钢相同。欲改善不锈钢的切削性能，与碳素钢一样可通过添加硫、铅、铋、硒和碲等元素来实现。其中添加如硫、硒和碲等元素可减轻工具的磨损，添加铅和铋等元素可改善切削状态。虽然添加硫可改善不锈钢的切削性能，但是由于它是以 Mns 化合物的形式在于钢中，所以使得耐蚀性明显下降。为解决这个问题，通常是添加少量的钼和铜。四、淬透性对于马氏体型铬镍不锈钢，一般需进行淬火回火热处理。在这个过程中不同的合金元素及其添加量对淬火性有不同的影响。对马氏体型不锈钢进行淬火时从 9251075温度进行急冷。由于相变速度快，因此无论是油冷还是空冷都可得到
33、充分的硬化。同样在必须进行的回火过程中，由于回火条件的不同可得到大范围的不同力学性能。在马氏体铬不锈钢中，由于铬的添加提高铁碳合金的淬透性，因而在需要进行淬火的钢中得到广泛的应用。铬的主要作用是可以降低淬火的临界冷却速度，使钢的淬透性得到明显的提高。从 C 曲线来看，由于铬的添加使奥氏体发生转变的速度减慢，C 曲线明显右移。在马氏体铬镍不锈钢中，镍的添加可提高钢的淬透性和可淬透性。含铬接近 20%的钢中若不添加镍则无淬火能力，添加 2%4%的镍可恢复淬火能力。但其中镍的含量不能过高，否则过高的镍含量不仅会扩大 相区，而且还会降低 Mn 温度，这样使钢成为单相奥氏体组织也丧失了淬火能力。选择适当
34、的镍含量，可提高马氏体不锈钢的回火稳定性，并降低回火软化程度。另外，在马氏体铬镍不锈钢中添加钼可增加钢的回火稳定性。铁素体型不锈钢虽然由于在高温下不产生奥氏体，因而不能通过进行淬火来实现硬化，但是低铬钢中发生部分马氏体相变。- 8 -奥氏体型不锈钢属于 FeCrNi 系和 FeCrMn 系，为奥氏体组织。因此从低温到高温的大的范围内均表现出高的强度和良好的延伸性能。可通过进行从 1000以上开始的急冷的固溶化处理来得到非磁性的全部奥氏体组织，从而得到良好的耐蚀性和最大的延伸率。系列讲座之 8 常压容器应力腐蚀我们都知道，对于受内压容器，防止应力腐蚀最常用的方法为焊后进行整体热处理，对不同强度级
35、别的材料相应控制其热处理后硬度。对于严重应力腐蚀环境下，同时进行材料无损检测，控制材料中杂质尤其是 S、P 含量、改善操作工况等方法，能很好地满足安全使用要求。然而，对于常压容器，我们应该如何考虑其应力腐蚀问题？首先，常压容器能不能发生应力腐蚀，这是我们经常容易忽视的问题；再者，即使发生应力腐蚀，其应力腐蚀裂纹能不能扩展直至导致设备发生破裂失效，本文将围绕这两个问题进行讨论。应力腐蚀广泛存在于石油化工行业中，其对生产设备的破坏为最危险的破坏之一，往往表面没有严重全面腐蚀就产生开裂。据国外报道，目前国外因设备腐蚀造成的生产事故约占全部事故的 1/3 以上，其中高温腐蚀破坏事故竟高达 78%，主要
36、是因为应力腐蚀断裂和氢脆而引起的，仅应力腐蚀断裂就占腐蚀事故的 35%。首先，容器发生应力腐蚀断裂主要有三大因素，1.一定的拉应力的存在（近年有些作者认为压应力在一定条件下也会发生应力腐蚀破裂），2.金属本身对应力腐蚀的敏感性，3.能引起金属发生应力腐蚀的介质。除此之外，还有一些其它因素。对于受内压容器，设备壳体受到拉应力，因此，要减小和控制其应力腐蚀，必须控制容器的工作应力和残余拉应力等；对于受外压容器，容器的应力就要考虑外压引起的应力与残余拉应力组合后的应力状态。压力容器的应力腐蚀破裂产生的可能性，我们都有比较一致的看法。下面作者通过一些理论及分析阐明常压容器的应力腐蚀破裂的可能性。对于常
37、压容器，操作压力为常压，因此这一项不产生拉应力。但是，我们知道，能引起拉应力的还有冷作加工、焊接、容器本身结构及设备及本身零部件安装等，这些均称作残余应力，这些都是不可忽视的因素，很多情况下往往成为决定性的因素。日本对不锈钢设备中零部件发生的应力腐蚀破裂的调查结果表明：残余应力引起的应力腐蚀破裂占到 81%。对于冷作加工，例如，筒体卷制，加工过程中，金属晶粒会发生晶格扭曲、层间位移、发生应变，就会产生内应力。有关规范特别提出限制冷作加工变形量。就容器的材料来看，各种材料对于应力腐蚀的敏感性迥异，同类材料金相组织的不同对于应力腐蚀的敏感性也不同。碳钢容器在湿硫化氢环境中产生应力腐蚀破裂的敏感性受
38、其 S、P 含量的不同而产生很大差异。对于某些恶劣操作工况下，甚至对于材料在冶炼时所采用的脱 S、P 方法都有要求，以降低杂质化合物对应力腐蚀破裂的敏感性。从金相组织看，不同的金相组织对应力腐蚀敏感性不同，利用这点，我们通过热处理来改善容器对应力腐蚀的敏感性。有资料介绍，在同样强度和塑性水平下，钢抗硫化物应力腐蚀（SSCC）性能依淬火+回火组织 正火+回火组织 正火组织 未回火马氏体组织的顺序递降。此外，金属晶粒度、金属材料强度都对应力腐蚀裂纹敏感性有影响。下面我们再看金属的焊接。容器在制造过程中，焊接所产生的应力是导致容器产生应力腐蚀破裂的一个重要因素。焊接过程就是熔池金属本身的冶炼过程并同
39、时与附近金属相互作用产生影响的过程。焊缝及其热影响区产生以下情况：1. 氢的富集，其对焊缝的影响为：1）在焊缝和融合区中形成微裂纹；2）在焊缝中形成气孔；3）焊接强度级别较高的合金钢、中碳钢及高碳钢时近缝区形成冷裂纹；4）在焊缝中形成氢白点。2. 焊缝熔池小、冷却快、焊缝结晶与成型不易完善，冷却速度还对某些低、中合金钢造成淬火倾向，常使焊缝出现淬硬组织。3. 迅速加热与冷却，使得热影响区经历一次特殊热处理，某些钢焊后冷却过快，会发生淬硬组织，即相当于发生淬火，其奥氏体保留至较低（350 度以下）变为脆硬的含碳过饱和的 铁固熔体马氏体（M）组织。4. 另外,还会产生热影响区的晶粒粗大，晶格扭曲，
40、由于结构约束所产生的应力等。5. 冷裂缝、热裂缝。 例如，某地天然气集输管线 SSCC 事故中，焊缝部位占绝大部分，焊缝质量不合格（如未焊透）和在焊缝及母材区缺陷部位采取补焊后产生的马氏体组织，使焊缝对 SSCC 特别敏感，经检查发现，裂纹起源于补焊的热影响区，此部位组织为马氏体和贝氏体硬度高达 HV496。未补焊的热影响区未发现淬硬组织，其硬度为 HV286。可见，焊缝的影响至关重要。- 9 -从以上所述可知，容器即使没有受到内压力，其材料本身仍然具有拉应力，而且有的应力水平相当高。所以，常压容器的材料完全具备拉应力的条件，也就是具备能产生应力腐蚀的条件。现在我们来看常压容器产生应力腐蚀后，
41、其裂纹扩展直至破裂的可能性。就应力腐蚀原理来讲，目前有多种理论，各种理论又有各自适应的组合情况，归结为三个方面的理论。1. 环境因子方面的假设和理论。包括有，1）电化学腐蚀理论，该理论用来解释沿晶型应力腐蚀比较合适。该理论认为晶界比晶粒内的晶面具有较高能量，形成阴极、阳极，组成了电化学腐蚀的原电池。2）应力吸附理论，认为应力腐蚀断裂的产生是由于金属（或合金）表面吸附了特殊离子，使其表面能降低，使材料破坏所需的应力降低。3）表面膜破裂理论，顾名思义，该理论认为金属（或合金）表面的保护膜尤其是晶界处在腐蚀过程中不断被破坏，而使腐蚀裂纹发展直至破坏。4）腐蚀产物的楔入效果理论，认为金属（或合金）的腐
42、蚀产物在扩展的裂纹尖端的后面阴极区沉积，对裂纹起楔子作用，造成了应力；当沉积物造成的应力达到临界值后使裂纹向前扩展；新产生的裂纹又吸入了电解质溶液，使裂纹尖端阳极腐蚀继续进行，这就产生了更多的可溶性金属离子，这些离子扩散至阴极区并生成金属氧化物等沉积下来，这又引起了裂纹向前扩展，如此反复，直至破裂。2. 金属因子方面的假设和理论。含有，1）位错理论，认为材料的应力腐蚀断裂敏感性与材料中的位错分布有关。2）析出理论，要点为，在产生应力腐蚀的环境中，材料由于受应力或腐蚀反应的结果，使得某些部位上产生了某种析出，该电位降低成为阳极，造成了腐蚀的敏感环境。3）滑移阶梯理论，材料产生应力腐蚀必须具有某种
43、程度的塑性变形，从而使材料的表面出现滑移阶梯，破坏金属表面保护膜，产生新的活性区。在介质中，这些活性区与其他有完整保护膜的地方形成小阳极大阳极，加快了破坏进程。4）隧洞腐蚀理论，认为在产生应力腐蚀的环境中，金属（或合金）沿某一定滑移面上的一定方向生成腐蚀孔并延伸成隧洞状，在应力作应下，隧洞互相连接，使截面减少，应力逐渐增高超过了屈服极限甚至强度极限直至破坏。3. 应力因子方面的假设和理论。其要点为，在应力作用下，腐蚀反应生成的氢扩散到正在扩展的裂纹的前缘，在该处形成与应力方向垂直的高活化的氢化物或氢应变铁素体（或 bcc、 马氏体），使该处金属脆变。随着应力腐蚀的进行，氢不断产生与扩散至裂纹尖
44、端，裂纹就持续向前扩展。即，金属的腐蚀断裂的引发与扩展，是沿着氢在钢中扩散和反应所形成的敏感途径进行的。至今，还没有建立起一个能够全面解释应力腐蚀断裂的所有现象和特征的统一理论。如前所述，电化学腐蚀理论对于解释沿晶应力腐蚀断裂是比较合适的。目前，对于穿晶应力腐蚀断裂的解释多数意见倾向于机械电化学反应腐蚀理论。其认为引起应力腐蚀断裂的条件是小应力的机械作用（产生滑移台阶和阳极），而腐蚀的本质是电化学作用，因此叫做机械电化学反应腐蚀理论，实际上是电化学腐蚀理论、保护膜破坏理论以及金属因子方面四个理论的综合。综上，当由于各种条件下，金属发生了初步裂纹后，在该处发生了一定的应变，似有一定程度上局部改善
45、应力水平现象。但是，由于产生了裂纹，则会引起以下现象，1）保护膜不连续，产生局部活化区，形成大阴极小阳极；2）裂纹尖端应力加剧；3）裂纹尖端 Ph 值急剧减小；4）降低了临界应力腐蚀强度因子；5）由于裂纹逐渐扩展，使得金属有效承载面积相应减少。应该注意的是，在实际应用中，往往是几种情况的组合，使得应力腐蚀不断地进行，直至容器发生破裂失效。而且，在很多情况下，金属的残余应力是沿整个截面的，例如焊接接头等，其应力水平随承载截面的逐渐减小而越来越高。以上的分析表明，在常压容器中，仍然会发生应力腐蚀破裂现象，在设计中必须充分重视其选材、结构处理、冷作加工、焊接、热处理及防腐处理。系列讲座 - 9（氢腐
46、蚀）氢腐蚀包括：氢鼓包、氢脆和氢蚀。1.氢鼓包定义：氢原子扩散到金属内部（大部分通过器壁），在另一侧结合为氢分子逸出。如果氢原子扩散到钢内空穴，并在该处结合成氢分子，由于氢分子不能扩散，就会积累形成巨大内压，引起钢材表面鼓包甚至破裂的现象称为氢鼓包。低强钢，尤其是含大量非金属夹杂物的钢，最容易发生氢鼓包。产生氢鼓包的腐蚀环境：介质中通常含有硫化氢、或者砷化合物、或者氰化物、或者含磷离子等毒素。这些介质阻止了放氢反应。- 10 -预防措施：消除毒素介质；如果不能消除，选用空穴少的镇静钢，也可采用对氢渗透低的奥氏体不锈钢。或者采用镍衬里、衬橡胶衬里、塑料保护层、玻璃钢衬里等；有时加入缓蚀剂。体心立
47、方晶格的致密度为 0.68（即晶格中有 68的体积被原子所占据，其余为空隙），配位数为8（配位数越大，原子排列越紧密，空隙越小）；面心立方晶格和密排六方晶格的致密度为 0.74，配位数为 12。2.氢脆定义：在高强钢中金属晶格高度变形，氢原子进入金属后使晶格应变增大，因而降低韧性及延性，引起脆化，这种现象为氢脆。氢脆与钢内的空穴无关，所以仅仅靠使用镇静钢无效。预防措施：选用对氢脆不敏感的材料，如选用含 Ni、Mo 的合金钢。在制造过程中，尽量避免或减少氢的产生。3.氢蚀定义：在高温高压环境下，氢进入金属内与一种组分或元素产生化学反应使金属破坏，称为氢蚀。如在 200以上氢进入低强钢内与碳化物反
48、应生成甲烷气体，这种气体占有很大体积使金属内产生小裂缝及空穴，从而使钢变脆，在很小的形变下即破裂。这种破裂没有任何先兆，是非常危险的。预防措施：选用抗氢钢。可选用 16MnR（HIC）、15CrMoR（相当于 1Cr-0.5Mo）、14Cr1MoR（相当于1.25Cr-0.5Mo）、2Cr-0.5Mo、2.25Cr-1Mo、2.25Cr-1Mo-0.25V、3Cr-1Mo-0.25V 等。抗氢钢中的 Cr 和Mo 能形成稳定的碳化物，这样就减少了氢与碳结合的机会，避免了甲烷气体的产生。其实氢腐蚀从理论上分成三种，而实际中三种腐蚀几乎同时存在。所以遇到氢腐蚀环境（临氢环境）的设备一般按纳尔逊曲线
49、进行选材，并要引起高度重视。 系列讲座 - 10（固溶热处理和稳定化处理）碳在奥氏体不锈钢中的溶解度与温度有很大影响。奥氏体不锈钢在经 400850的温度范围内（敏化温度区域）时，会有高铬碳化物（Cr23C6）析出，当铬含量降至耐腐蚀性界限之下，此时存在晶界贫铬，会产生晶间腐蚀，严重时能变成粉末。所以有晶间腐蚀倾向的奥氏体不锈钢应进行固溶热处理或稳定化处理。固溶热处理：将奥氏体不锈钢加热到 1100左右，使碳化物相全部或基本溶解，碳固溶于奥氏体中，然后快速冷却至室温，使碳达到过饱和状态（碳已经稳定了，没有能力和机会与铬形成高铬碳化物）。这种热处理方法为固溶热处理。固溶热处理中的快速冷却似乎象普通钢的淬火，但此时的淬火与普通钢的淬火是不同的，前者是软化处理，后者是淬硬（形成马氏体）。后者为获得不同的硬度所采取的加热温度也不一样，但没到1100。稳定化处理：为避免碳与铬形成高铬碳化物，在奥氏体钢中加入稳定化元素（如 Ti 和 Nb），在加热到 875以上温度时，能形成稳定的碳化物（由于 T
