例如，500萬噸/年工廠的熱交換器(16MnR鋼405)的外殼材料被選擇用于制造高耐候Q235NH耐候鋼板的原油蒸餾裝置20。這是基材16MnR鋼，德國涂層不銹鋼405(對應我們的材料等級0Cr13[**]l)。在換熱器的批量制造過程中，縱向管段的焊接接頭出現了4處斷裂，其特征是規格為1200mm(163)mm、800mm(223)mm和900mm(2431)mm的第二段，經校正后，基層焊接完成時發生斷裂。本文分析了斷裂原因，并采取措施改進工藝和效果。Q235NH鋼板,Q345NH鋼板,Q345B鋼板,Q345D鋼板,Q345E鋼板,Q235B鋼板
首先，化學成分和機械性能
高耐候鋼板基層和覆層材料的化學成分如表1所示，力學性能：基礎RM=550MPa，版本325MPa，沖擊能量[**]K[**]=31J=0時;RM=450MPa，相對=250MPa，撞擊能量[**]K[**]=8J。Q235NH鋼板,Q345NH鋼板,Q345B鋼板,Q345D鋼板,Q345E鋼板,Q235B鋼板
其次，高耐候Q235NH耐候鋼板的斷裂分析
熱交換器用于12毫米批次的高耐候Q235NH耐候鋼板材基材厚度，規格為14毫米、16毫米、18毫米、20毫米、22毫米、24毫米和830毫米，覆層厚度為3毫米。
根據高耐候鋼板文獻[1]B級要求，采用爆炸熔覆，質量等級為級。當制造的管狀零件縱向焊接到圖1所示的接頭類型和尺寸時。
2.1斷裂形態
管狀部分在圖2中完全斷開。當最大寬度破至150mm時，最開放位置的溝槽將位于根部表面的平整復合層中，只有一小部分裂紋位于基體材料中?？梢钥闯?，裂紋已經深度擴展到堿金屬，表明在圓校正過程中產生的高耐候鋼板的顯著應力不同于脆性材料。圖3顯示了斷裂表面3，化合物，亮斷裂的下層側，通常顯示脆性斷裂特征(開裂)。見斷口，剪切唇厚度約1毫米(灰色上層)。經檢查，不間斷的圓柱殼也在坡口根部表面開裂復合層，裂紋長度幾乎等于焊接接頭的縱向長度，其中斷裂和暴露如圖3所示。
2.2硬度測試和化學分析
經檢驗，基材高耐候鋼板177HB和136HB的最小硬度和最大硬度的材料均合格，可與基材結合，消除硬度和脆性的可能。
其中一根斷裂的樣品管是化學成分分析的基礎層，結果如表2所示。表1顯示控制、電源及其化學成分非常接近，S和P的含量很低。
2.3機械性能和金相檢驗
從每個測試板的機械性能測試制備柱4的樣品的斷裂，結果顯示在表3中。
當熱交換器的圓筒部分20在完成校準的圓形耐候鋼板的基層的焊接之后的一段時間后由于圓筒外殼的損壞而完成所有輥子時。因此，進一步測試只能從筒體開口兩端取樣，筒體開口最大直徑為250mm，不是完整的力學測試。圖重新調整取樣前的布局，并顯示許多不同測試材料的樣品。
不同材料和規格的受試件數量，沖擊試驗組共有18個樣品。結果表明，沖擊能量和斷裂對整個材料體的破壞次數相同，單個最高值為42J，最低值為17J，四個額外的圓柱段組成兩個圓柱段。試驗組18和10組通過但未通過第8組，其中(16.3) mm的最大數量和(12.3) mm的樣品分為兩批，高耐候鋼板的沖擊能量也通過但未通過。此外，在樣品(24.3) mm高強度耐候鋼板的不同部位發現了厚度為(16.3) mm的沖擊試驗，樣品橫板高強度耐候鋼板頭部位置的平均沖擊能量與中間板樣品3幾乎相同?？v向a
從斷裂管的金相檢驗中取樣，除了16MnR的顯著能帶結構外，基層的顯微組織沒有異常晶粒尺寸8。影響金相組織的觀察樣品顯示，網狀珠光體表明母組織不均勻，沖擊能量性能相當差(表3)。圖4和5通過斷裂表面上的SEM觀察。
從低倍放大斷口形貌可以看出，裂紋的右表面起源于圖4，I中多層槽根面的平坦位置，從圖中還可以看出，裂紋萌生時明顯撕裂，形狀有麻點，其特征是?？焖倭鸭y擴展區是諸如解理形態的主要區域，出現明亮的區域3，如如圖所示
EDX分析結果表明，裂紋起源于分層、多層膨脹過程和向基體層的滲透，最終導致斷裂。
2.4制造工藝
制造過程中分析的調查：①當分層校正圓柱形殼未焊接時，需要包層之前焊接槽在基層的兩側的制造過程中應該大于或等于包層端口為10mm完全除去的范圍內時，但在實際的過程中，由于各種原因，不包括深度總是很難實現的，通常小于3mm，小于2mm的最小。不含通常低于標準寬度，如一般為4?7毫米，焊接熱影響區的只是在埋弧焊的寬度中，該區域粗的微結構，性能差。此外，由于多層的深度和寬度足夠去除，導致大尺寸的高強度耐候鋼板局部結構的改變，使得凹槽根應力集中，電子顯微鏡也證明了。焊接嚴格控制期間②環境溫度，可能導致脆性材料。
總之，主要的原因高耐候Q235NH耐候鋼板骨折是：①材料失效。進行爆炸包層的高強度耐候鋼板的熱處理工序后分析，影響電源故障和某些變型和熱處理過程中出現在相關，例如非均勻的冷卻速度或恒定的溫度，其非均勻的微結構的性能，一些區域珠光體塊狀分布是正常的，但珠光體網狀的部分地區。相對于所述的鐵素體，珠光體下的延展性和韌性，即使它進入網絡時，它會降低母材組織的沖擊韌性。②當校高強度耐候鋼板焊料層是不圓的復雜的，多層的深度和寬度足以消除，應力集中凹槽根。③當環境溫度低的焊接，增加脆性斷裂敏感材料。
三，改進和效果
一般情況下，材料的失效將被判處報廢。由于不當熱處理工藝和熱處理過程中，炸藥包層后的批料材料的失效的主要原因是，機械性能只有0℃沖擊停電，組織觀察，未觀察到缺陷已燃燒和其它組織，并且因此，使用辦法再熱回收組織及其性能。
歸一化所述材料被加熱到空氣冷卻后，完全奧氏體熱處理過程中，熱處理后所獲得的新的先共析鐵素體和珠光體結構，可以切斷原始組織的遺傳物質，消除材料厚組織的。為此，在正火測試。結果表明，正火熱處理極大地提高了材料的沖擊韌性，其性能滿足標準。
對于沒有溫度降低后的包覆405的耐腐蝕性，在冷卻過程正火熱處理，可以通過敏化的溫度范圍內被快速。由于碳在405包覆材料的質量分數至0.037%，從而歸一化的全過程，沒有發生相轉變包層，其性能沒有太大的組織改變。
根據研究結果，所有失敗沖擊試驗管部和圓筒形部分未測試為陽性的熱處理，在圖6n的所示曲線的熱處理參數。
考慮到歸一化熱處理試驗后，該材料的抗張強度達到所要求的標準的最小抗張強度。因此，在熱處理過程的發展，恒溫階段的溫度降低15℃，以保證材料的強度符合標準。
管式換熱器的歸一化部爐4中進行的，每一個具有兩個爐測試板基體材料，從測試版汽缸部采取破切。通過與爐板中制備的測試樣品制備的沖擊試驗結果，正火筒部分材料后的沖擊能量增加2至5倍，以獲得良好的結果。
2.4制造過程
制造過程中的分析考察：筒形殼體不分層校正焊接時，要求熔覆前的焊接坡口應大于或等于基層兩側制造過程中熔覆口完全切除10mm的范圍，但實際工藝中，由于各種原因，總是難以實現無深度，通常小于3mm，最小小于2mm。不包括寬度通常低于標準，如4?7 mm時，焊接熱影響區僅在埋弧焊寬度范圍內，組織粗大，性能較差。此外，多層的深度和寬度足以去除，導致大尺寸高強度耐候鋼板局部結構發生變化，使坡口根部產生應力集中，這也是電鏡所證明的。焊接時嚴格控制環境溫度，可能導致材料變脆。
總之，高耐候鋼板斷裂的主要原因是：材料失效。爆炸熔覆高強度耐候鋼板的后熱處理工藝分析表明，斷電和某些變體與熱處理工藝有關，如冷卻速度或恒溫不均勻、顯微組織性能不均勻，珠光體塊分布在某些區域是正常的，但在某些區域是珠光體網狀的。與鐵素體和珠光體下的延展性和韌性相比，即使進入網絡，也會降低母材組織的沖擊韌性。當高強度耐候鋼板的焊料層為圓形且復雜時，多層的深度和寬度足以消除應力集中槽根。焊接溫度較低時，會加入脆性斷裂敏感材料。
三、改進和效果
一般來說，失敗的材料會被判報廢。由于熱處理工藝和熱處理工藝不當，導致裝藥層后批料失效的主要原因是力學性能僅為0沖擊斷電，顯微組織觀察未發現燒損缺陷和其他組織。因此，通過再加熱可以恢復顯微組織和性能。
將材料加熱至空冷后，在完全奧氏體熱處理過程中，對熱處理后獲得的新的先共析鐵素體和珠光體組織進行正火，可以切斷原組織的遺傳物質，消除材料的厚組織。因此在正火測試中。結果表明，正火熱處理大大提高了材料的沖擊韌性，性能符合標準。
為了涂層405的耐腐蝕性而不降低溫度，可以在敏化溫度范圍內快速進行冷卻過程中的正火熱處理。由于碳涂層材料在405%的質量分數為0.037%，在整個正火過程中沒有相變熔覆，其性能沒有太大變化。
根據研究結果，所有失效的沖擊試管和圓柱形零件都沒有作為正熱處理進行測試，熱處理參數的曲線如圖6n所示。
考慮到正火熱處理試驗，材料的抗拉強度達到要求的標準最小抗拉強度。因此，隨著熱處理工藝的發展，恒溫階段的溫度降低了15，以保證材料的強度符合標準。Q235NH鋼板,Q345NH鋼板,Q345B鋼板,Q345D鋼板,Q345E鋼板,Q235B鋼板
管式熱交換器的標準化部分在爐4中進行，每個爐具有兩個爐，并且從測試板的圓筒部分切割測試板的基材。通過在爐盤中制備的試樣所制備的沖擊試驗結果，槍管部分材料正火后的沖擊能量提高了2 ~ 5倍，獲得了良好的效果。
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