接头性能范文

接头性能范文（精选10篇）

接头性能 第1篇

目前,国内对该种复合管对接焊焊接接头试验分析并不多见,为此,按照GB/T 228.1-2010、GB/T232-2010和SY/T 4103-2006要求对内衬不锈钢复合钢管对接焊焊接接头试验件的力学性能进行了试验、研究和分析[1,2,3]。复合钢管对接接头力学性能试验的准确与否,直接关系到复合管在开采石油、天然气中的应用。

1 试验方法

1.1 试验材料

试验材料为对接焊复合管。复合管外层规格为Φ660mm20mm,材质为L485MB,符合标准GB/T9711.2-1999的无缝钢管[4],内衬为壁厚2mm,材质为316L(00Cr17Ni14Mo2),符合标准GB/T 14976-2002的无缝不锈钢管[5]。对接焊工艺采用的是一种特殊无填充金属的爆炸焊焊接工艺,焊接规范采用客户独有的专利。外层及内衬不锈钢钢管技术条件要求的拉伸性能如表1所示,对接焊试件实物见图1。

1.2 标准要求

该复合管对接焊焊接接头试验执行标准为SY/T 4103-2006(用户指定),依据标准可知试验项目为拉伸、刻槽锤断、弯曲试验。

1.3 试样加工

试样取样按图2指定的位置进行,试样的数量为4件拉伸、24件刻槽锤断、4件侧弯,试样按照图3、图4、图5的要求制备。

拉伸试样(图3),长约230mm,宽25mm,制样通过机械切割的方法进行。试验机夹持部位去除了不锈钢金属部分,除有缺口或不平行外,试样不进行其他加工。

刻槽锤断试样(图4),长约230mm,宽25mm,制样通过机械切割的方法进行。用钢锯在试样两侧焊缝断面中心(以根焊道为准)锯槽,每个刻槽深度约为3mm,焊缝内外表面余高上刻槽深度约为1.6mm。试验机夹持部位去除了不锈钢金属部分。

侧弯试样长约230mm,宽13mm,其长边缘磨成圆角(图5)。试样通过机械切割的方法制成宽度约19mm的粗样,然后机械加工成13mm宽的试验试样,试样表面光滑平行。焊缝的内外表面余高去除与试件表面平齐。

1.4 力学性能测试

1.4.1 拉伸试验

采用上海华龙的WEW600试验机对拉伸试样进行抗拉试验,每个试样的抗拉强度不应小于管材规定的最小抗拉强度。断裂后的试样如图6所示。如果试样断在母材上,且抗拉强度不小于管材规定的最小抗拉强度时,则试样合格;如果试样断在焊缝或熔合区,其抗拉强度不小于管材规定的最小抗拉强度时,且断面缺陷没有标准要求以外的要求,则该试样合格;如果试样是在低于管材规定的最小抗拉强度下断裂,则该焊口不合格。拉伸试验数据见表2,结果符合SY/T 4103-2006要求。

1.4.2 刻槽断裂试验

试样在上海华龙的WEW600试验机上拉断,要求每个断裂面应完全焊透和熔合,夹渣在长度或宽度上应不超过3.0mm,相邻夹渣之间至少应有13mm。断裂后试样见图7,试验结果为8个试样的每个断裂面都无缺陷。

1.4.3 侧弯试验

侧弯试验在万能材料试验机WE600上进行的,将试样以焊缝为中心放在模具上,焊缝表面与模具呈90°施加上模压力。将试样压入下模内。直到试样弯曲近似“U”形。弯曲后试样拉伸表面上的焊缝和熔合线区域所发现的任何方向上的任一裂纹或其他缺陷尺寸应不大于公称壁厚的1/2,且不大于3mm,除非发现其他缺陷。由试样边缘产生的裂纹长度在任何方向上应不大于6mm。弯曲试验后的试样见图8,试验结果符合SY/T 4103-2006要求(表3)。

2 分析和讨论

2.1 拉伸试样去除试验机夹持部位的内衬层(包括刻槽锤断试样)

根据该复合钢管的焊接工艺和样品的实际情况,加工完用于试验的试样其外层和内衬层仅通过焊缝处连接,焊缝两侧外层、内衬层金属不是整体,其拉伸强度不能叠加,并且外层厚度为20mm,内衬层厚度为2mm,由于薄厚相差悬殊,会造成两层金属承载能力有很大区别,并且内衬层金属只起到防腐作用,对整个焊接管道的强度影响很微小,可忽略。另外,由于在拉伸过程中,内衬层会先于母层断裂,导致试验机卡具错位,影响试验结果,甚至会损伤试验机,故将试验机夹持部位的内衬层去除,只保留焊缝部位内衬层金属。

2.2 刻槽试样焊缝内外表面余高槽深约1.6mm

经过多次试验,仅在焊缝两侧进行刻槽会导致试验后均断于母材。经分析,当对焊缝两侧刻槽3mm时,由于焊缝处余高过高,使其刻槽后焊缝处的剩余横截面积还大于母材横截面积,刻槽处载荷高于母材载荷,应力集中效果不足使试样在刻槽外断裂,无法完成试验。刻槽试验的目的是使试样在刻槽指定的断口处断裂,观察其焊缝断面有无焊接缺陷。就其试验目的,将试样存在焊缝余高两侧的刻槽深度加工至低于母材,即约为1.6mm,另外两侧槽深依旧3mm,使刻槽处横截面积小于母材面积,使应力集中效果有效作用于刻槽处,再其断裂,以便完成试验。

2.3 抗拉强度根据母层技术条件要求判定(忽略内衬层作用)

拉伸试验时将试样的试验机夹持部位去除了内衬层不锈钢金属部分,考虑到外层技术条件要求抗拉强度大于等于570MPa,内衬层的技术条件要求抗拉强度大于等于480MPa,外层与内衬层抗拉强度技术要求差距较大,壁厚也相差很大,实际上内衬层金属只是起到防腐作用,抗拉作用可忽略。所以本试验抗拉强度的判定只考虑母层技术条件要求。

2.4 弯曲试验不可忽略内衬层金属

依据SY/T 4103-2006标准要求,试样壁厚大于13mm,取侧弯试样。侧弯试验时,作用力方向垂直于内衬层表面,由于外层和内衬层不是一个整体,弯曲过程中,由于内衬层壁厚薄,会呈现弯曲方向与试验力成切向,引起内衬层焊缝处产生切应力,由于应力集中,极易导致焊缝处产生裂纹。如果内衬层弯曲性能不达标,在使用过程中一旦产生裂纹或裂口,焊缝处的防腐效果会降低,甚至会产生应力集中。所以弯曲试验不应忽略内衬层金属。

3 结论

内衬不锈钢复合钢管对接焊焊接接头试验按照SY/T 4103-2006的条款13要求可以进行对接焊缝的力学性能试验。根据试件实际情况,对拉伸试样、刻槽锤断试样可以做进一步处理,以便试验顺利进行;对抗拉强度的判定应关注外层的作用,可以忽略内衬层;对弯曲试验要特别注意内衬层金属的作用。

摘要：对内衬不锈钢复合钢管对接焊焊接接头试验进行了分析,获得了内衬不锈钢复合钢管对焊后的焊接部位的抗拉强度、刻槽锤断、侧弯的力学性能情况。结果表明:按照SY/T 4103-2006要求,可以进行力学性能试验。

关键词：复合钢管,对接接头,力学性能

参考文献

[1]GB/T228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法[S].

[2]GB/T232-2010金属材料弯曲试验方法[S].

[3]SY/T4103-2006钢质管道焊接及试验[S].

[4]GB/T9711.2-1999石油天然气工业输送钢管交货技术条件第2部分:B级钢管[S].

接头性能 第2篇

在一般情况下，搅拌摩檫焊焊接接头的力学性能，大约与母材和MIG焊接接头性能相当，

(一)接头的抗拉强度和弯曲性能最近英国焊接研究所(TWI)认为，、5000、7000等系铝合金的搅拌摩檫焊焊接接头的常态强度与母材等强度，但也有的低于母材。表2-2给出了铝合金搅拌摩檫焊焊接接头的力学性能数据。表2-2铝合金的搅拌摩檫焊焊接接头的拉伸试验结果注：PM-断裂在母材，WM-断裂在焊缝，HAZ-断裂在热影响区，HAZ/ PM-断裂在热影响区和母材交接处Kluken等对采用各种焊接方法和搅拌摩檫焊焊接的A6005铝合金接头的静态强度进行了比较，从表2-2中可以看出，等离子弧小孔焊焊接接头的抗拉强度值最高，为194MPa;搅拌摩檫焊最低，为175Mpa，而接头的延伸率却最高，为22%。但是搅拌摩檫焊焊接接头没有气孔、裂纹等缺陷。2000系铝合金的搅拌摩檫焊焊接接头，断裂发生在热影响区。铝合金分为热处理型和非热处理型。对于热处理型合金来说，采用熔焊时，焊接接头性能发生改变是一个大问题。飞机制造用的2000、7000系硬铝，时效后进行搅拌摩檫焊，或搅拌摩檫焊之后进行时效处理，两者焊接接头的静态抗拉强度约为母材的80~90%。6000系的6N01-T6铝合金广泛用于日本的铁路车辆制造。焊接和时效处理顺序对机械性能有很大的影响。表2-3是12mm的6No1-T6铝合金在大气中和水冷中进行搅拌摩檫焊，焊接接头的抗拉强度试验结果。从试验结果可以看出，经时效处理后，焊接接头的抗拉强度得到了提高。表2-3焊接中冷却方式和时效处理对抗拉强度的影响摩擦焊的焊接强度和板厚的关系:特别是在水冷中焊接的试件经时效处理后，改善效果最为显著。这是因为，水冷使软化区变小，采用这样的时效处理，硬度回复效果特别好。在一边水冷一边进行搅拌摩擦焊的情况下，接头强度的大小和被焊金属的厚度有关，如图2-26所示。随着板厚的增大，接头强度下降。图2-26 6No1-T6铝合金在水冷中搅拌图搅拌摩擦焊焊接焊头的弯曲试验，与电弧焊接头弯曲试验不同，弯曲半径为板厚的4倍以上。试验结果表明，在这样的试验条件下，无论是铝及其合金还是钢的搅拌摩擦焊焊接焊头的180o弯曲性能都很好。由于搅拌摩擦焊是单道焊，被焊母材是被固定在垫板上。焊接时，为了避免搅拌头的搅拌指棒与垫板接触，搅拌头的搅拌指棒长度往往稍微比被焊金属厚度小一些，从而造成被焊金属的背面留有一定的间隙，它导致焊接接头在背弯试验时背面张开，相当于熔化焊的根部欠陷。如果焊缝根部有缺陷，可用砂轮将焊缝根部缺陷处轻轻打磨平。(二)接头的硬度搅拌摩擦焊接接头的硬度，由于被焊金属及时效方法等不同，焊接接头的硬度分布不同。图2-27表示出了6No1-T5铝合金FSW接头的硬度分布，并与MIG焊接头的硬度分布进行比较。从图中可以看到，搅拌摩擦焊焊接接头的硬度比较高。图2-27FSW与MIG焊焊接接头硬度分布材料时效有自然时效和人工时效之分。对A及7075铝合金搅拌摩擦焊焊接接头焊后进行了9个月自然时效，自然时效初始2个月硬度回复速度剧烈，经自然时效9个月后，2014A及7075铝合金焊接接头都没有回复到母材的硬度值，但7075铝合金焊接接头硬度的回复大。图2-286063-T5铝合金搅拌摩擦焊焊接接头人工时效硬度的变化图对于人工时效来说，板厚6mm的6063-T5铝合金搅拌摩擦焊接头，经过人工时效的硬度的分布变化如图2-28所示。由图可知，在175oC下保温2小时后接头硬度几乎达到了母材的硬度;人工时效12小时后，一部分处于过时效状态，人工时效处理促使焊缝金属中的针状析出物和β/相析出，导致接头硬度的恢复。(三)疲劳强度与TIG和MIG等熔焊方法相比较，铝合金的搅拌摩擦焊焊接接头的疲劳性能具有明显的优势。其原因有二:1、因为搅拌摩擦焊的焊缝材料经过搅拌头的摩擦、挤压、顶锻得到的是精细的等轴晶组织;2、由于焊接过程是在低于材料熔点温度条件下完成，焊缝组织中没有熔焊经常出现的凝固偏析和凝固过程中产生的缺陷。搅拌摩擦焊焊接接头综合性能优良。对于不同材料的铝合金如A12014-T6、A12219、A15083-O、A17075等的搅拌摩擦焊焊接接头的疲劳性能研究表明，铝合金材料的搅拌摩擦焊焊接接头的疲劳性能均优于熔焊接头，其中A15083-O铝合金的搅拌摩擦焊焊接接头的疲劳性能完全可以达到与母材相同的水平。系列疲劳试验结果表明，铝合金的疲劳性能指标远超过工业设计熔焊标准。等人在悬臂拉伸的疲劳试验(应力比为0.5)中得到了与6005-T4母材几乎相同的S-N曲线图。搅拌摩擦焊焊接接头的疲劳破坏处于焊缝上表面位置，而熔化焊焊接接头的疲劳破坏则处于焊缝根部。图2-29显示出了板厚为40mm的6No1-T5铝合金搅拌摩擦焊焊接接头，应力比为0.1的疲劳性能试验结果。试验结果表明，107次疲劳寿命达到母材的70%，即50MPa，此值为激光焊、MIG焊的2倍。图2-296No1-T5铝合金各种焊接方法的疲劳强度为了确定6No1S-T5的铝甲板构造物的疲劳强度，疲劳试件进行了比较大的改造，进行了箱型梁疲劳试验。试件为宽200mm、腹板高250mm的异型箱型断面，长2m。图2-30给出了这一试件的疲劳试验结果。在106次以上疲劳强度降低。但大于欧洲标准Eurocod 9的疲劳强度极限的一倍以上。同一研究者做的20mm宽的小型试件的结果，在图中用点线标出的曲线，显示出同样的疲劳强度降低的现象。与大型试件相比较，下降的程度小。梁翼板由于受拉伸载荷作用，其搅拌摩擦焊焊缝产生疲劳龟裂。图2-306No1S-T5的铝甲板构造物的疲劳强度图(四)冲击韧度和断裂韧度对板厚为30mm的5083-O铝合金，在焊速为40mm/min规范下，进行了双道搅拌摩擦焊，用焊得的接头制备了比较大型试件，进行了接头的低温冲击韧性试验，试验结果如图2-31所示。图2-315083铝合金搅拌摩擦焊接头的冲击试验结果无论是在液氮温度，还是液氦温度下，搅拌摩擦焊接头的低温冲击韧性都高于母材，断面呈现韧窝状。而MIG焊焊接接头在室温以下的低温冲击韧性均低于母材。同时采用KIC来评价接头的断裂韧性，与冲击韧性实验一样，搅拌摩擦焊接头的断裂韧度值高于母材，而在低温下发生晶界断裂。一般来说，铝的搅拌摩擦焊焊缝金属承受载荷的能力，等于或高于母材在垂直于轧制方向的承载能力。板厚为5mm多种铝合金的搅拌摩擦焊接头，在室温下做了尖端裂纹张开位移CTOD(δ5)试验，其结果如表2-4所示。表2-4各种铝合金的搅拌摩擦焊接头断裂韧性值断裂韧性试验采用在通常尺寸的试件(CT50，a/w为0.5)上预先开一疲劳尖端裂纹。从表中可见搅拌摩擦焊焊缝区都有良好的断裂韧性。7020铝合金搅拌摩擦焊的焊缝区，尖端张开位移CTOD最高值大于母材的0.39mm。而2024硬铝合金搅拌摩擦焊的焊缝区CTOD最高值稍微低于母材。搅拌摩擦焊的焊缝区具有良好的断裂韧性，其原因是搅拌摩擦焊的焊缝组织晶粒细化的结果。(五)应力腐蚀裂纹7000系硬铝是制造飞机用的材料。对其以下两种工艺的搅拌摩擦焊接头，进行了应力腐蚀裂纹试验，一是先时效后进行搅拌摩擦焊;二是先搅拌摩擦焊后进行时效处理。试验结果表明，焊后时效处理的焊缝组织中析出许多微细的η′相，具有良好抗应力腐蚀裂纹的性能;而先时效后再进行搅拌摩擦焊时，由于焊缝组织中析出的微细η′相，再固溶时产生溶解，因而焊缝产生了应力腐蚀裂纹。

接头性能 第3篇

关键词： 0Cr18Ni10Ti； Inconel 625； 焊条电弧焊； 堆焊

中图分类号： TG457

Abstract： Inconel 625 was welded on the surface of 0Cr18Ni10Ti austenitic stainless steel by SMAW. The microstructure，chemical composition， mechanical properties and fracture morphology of the surfacing welded joints were investigated. The results showed that well fusion weld was obtained in this experiment，and there was no weld defects. The welded joint tensile strength reaches 780 MPa which fracture morphology was dimple. The bending performance could meet the requirements. The microstructure of surfacing was dendritic γ . There was no abnormalities detected in chemical composition.

Key words： 0Cr18Ni10Ti； Inconel 625； SMAW； surfacing

0 前 言

换热器作为实现物料之间热量传递过程的设备在石化、炼油、动力等工业部门广泛应用[1]。由于其在服役过程中长期经受高温、高压、酸碱性介质腐蚀，因此其材质往往选用不锈钢材料。随着炼化产品介质及环境的复杂化，传统的不锈钢材质已经不能满足使用要求，镍基耐蚀合金由于其具有优良的耐热和耐蚀性而在石油化工、电力和宇航等行业得到了推广应用[2]。镍基材料价格昂贵，比较经济的方法是在不锈钢内壁堆焊镍基材料以保证设备的抗腐蚀能力，这就涉及到镍基合金和不锈钢异种材料的焊接问题，由于镍基合金本身就具有较高的热裂纹敏感性及较差的液态金属流动性，因此在焊接过程中往往要采用一定的工艺措施来保证焊接的质量[3]。

文中采用手工电弧焊方法在0Cr18Ni10Ti奥氏体不锈钢表面堆焊ENiCrMo3镍基焊材，通过分析堆焊层的显微组织、化学成分和力学性能，以期为后续换热器上镍基-不锈钢异种材料连接的焊接工艺的改进及生产制造提供试验依据 。

1 焊接性分析

1.1 0Cr18Ni10Ti不锈钢焊接性分析及对策

0Cr18Ni10Ti为奥氏体不锈钢，该钢种是在原304不锈钢的化学成分基础上添加Ti元素来防止晶间腐蚀。其合金元素为铬和镍，根据需要又含有Ti、Mo、Mn 等，具有稳定的奥氏体组织，加热无相变，无铁磁性。奥氏体不锈钢韧性高，脆性转变温度低，具有良好的耐蚀性和高温强度、抗氧化性、可加工性以及良好的焊接性能。

奥氏体不锈钢在焊接过程中，易形成方向性很强的粗大柱状晶组织，一些杂质元素及合金元素如 S、P、Si 易于在晶间形成低熔点的液态膜，而奥氏体不锈钢的热导率小且线膨胀系数大，在焊接过程的不均匀加热和冷却条件下，焊接接头在高温下停留时间较长，承受较高的拉伸应力与拉伸应变，容易在焊缝处产生热裂纹。产生热裂纹的倾向，除与材料本身的化学成分有关外，也要采取合理的焊接工艺措施，在奥氏体不锈钢的焊接过程中，一般要求焊接热输入较低，避免焊接接头及热影响区的过热现象，相比碳钢及低合金钢，焊接热输入要低20%左右。同时为保证不锈钢的耐腐蚀性，焊前及焊后的清理工作也至关重要。

1.2 Inconel 625焊接性分析及对策

Inconel 625合金属于NiCrMo合金，其合金体系中有较高的Cr及Mo含量，因此既耐还原性介质腐蚀又耐氧化性介质腐蚀，同时在氧化-还原复合介质中也具有极强的耐蚀性，因此该合金在石油炼化产品制造中得到了大量的应用。Inconel 625在具有良好耐蚀性的同时也具有优异的室温和高温力学性能。

镍基合金在凝固过程中，焊缝金属中由于柱状晶的成长使剩余液态金属中溶质元素含量增加，凝固最后阶段在柱状晶形成低熔点液态薄膜，由于液态金属薄膜的强度较低，且变形能力极差，容易产生结晶裂纹。结晶裂纹的敏感性与焊缝金属结晶温度区间的大小、合金元素及杂质的含量、凝固过程施加的应变及冷却速度的快慢有关。

镍基合金在焊接过程中要严格限制焊接热输入的大小，高热输入焊接镍基耐蚀合金会造成过度的偏析、碳化物的沉淀或其他的有害的冶金现象，同时也会在热影响区产生一定程度的退火和晶粒的长大。另外镍基合金的金属流动性较差，润湿铺展性较弱，即使增大焊接电流也不能改进焊缝金属的流动性，反而起着有害的作用。焊接电流的增大不仅会造成熔池的过热，增大热裂纹的敏感性，而且会使焊缝金属中的脱氧剂蒸发，导致气孔的出现。

2 焊接对策分析及试验方法

试验母材为0Cr18Ni10Ti奥氏体不锈钢，选用的试板尺寸为480 mm×180 mm×60 mm。考虑到镍基耐蚀合金的焊接和奥氏体不锈钢焊接，都具有热裂纹的倾向，所以它们之间的焊接要避免产生热裂纹，故考虑使用焊接热输入较低的手工电弧焊。堆焊焊条选用ENiCrMo3镍基焊材。母材及焊材化学成分见表1。

结合上述奥氏体不锈钢及镍基合金材料的特点， 为了防止产生热裂纹和气孔等焊接缺陷， 在焊接过程中，需要采取一定的工艺措施来保证焊接的质量。 具体措施如下：

（1）由于镍基焊接材料对焊件表面的油污、湿锈等较为敏感，焊件表面的清洁性是成功地焊接镍基合金N06600材料的一个重要的要求，焊件表面的污染物主要是表面的氧化皮和引起脆化的元素。镍基合金表面氧化皮的熔点比母材高很多，常常在焊缝金属中形成夹渣或细小的不连续氧化物，一般射线探伤或着色渗透检查不出来。脆化元素一般有S、P、Pb、Sn、Zn等，焊接时它们与Ni形成低熔点共晶，产生热裂纹，其危害大，所以焊接前一定要彻底清理待焊接区表面， 用砂轮将焊接试板进行打磨， 直到露出金属光泽， 并使用丙酮或酒精溶液进行清洗。经过前期的清理工作可以减少气孔、裂纹等缺陷的产生。

（2）焊条在使用前要充分烘干，烘干温度一般在 250～350℃，保温2 h。

（3）焊接时应当使用小电流，短弧操作，运条时焊条不作横向摆动， 并使用尽可能快的焊接速度。

（4）焊完1道后，要待工件冷却至不烫手时方可再焊下1道。严格控制道间温度，一般道间温度应控制在100℃以下。

（5）为防止弧坑裂纹，每根焊条焊完后需将弧坑处打磨；终断弧时，一定要将弧坑填满或把弧坑引出。

试验过程中首先使用4 mm的ENiCrMo3的焊条在试板表面堆焊过渡层，过渡层厚度2 mm。仔细检查无缺陷后，继续使用该焊条堆焊复层，保证总厚度不低于8 mm。表2为所选用的焊接工艺参数。

焊后采用线切割方法切取堆焊层横截面试样，经研磨、抛光、腐蚀后进行宏观及微观组织观察并检验是否有缺陷存在。使用铣床制取侧弯试样以考察堆焊接头的抗弯强度及塑性储备。考虑到实际产品试件的服役条件，对熔敷金属的抗拉强度进行测试。同时在堆焊层表面取金属碎屑进行化学成分检验。

3 试验结果与分析

3.1 焊接接头组织分析

图1为使用硫酸铜-盐酸水溶液浸蚀后堆焊层的宏观金相图片。从图中可以看出镍基堆焊层在不锈钢表面熔合良好，熔合区以及堆焊层部分未出现裂纹、夹渣、气孔、未熔合等焊接缺陷。

图2为使用王水腐蚀后的堆焊层近表面层显微组织。显微组织分析可以看出，焊缝显微组织为枝晶状 的γ组织，晶粒呈柱状晶分布，有一定的方向性，在结晶的过程中出现了一定程度的晶界偏析现象，但偏析程度较小，对堆焊层的耐腐蚀性不会造成太大的影响。由于在焊接过程中严格地控制焊接热输入，γ组织枝晶比较细小，有些部位的枝晶方向发生了一定程度的紊乱。这是由于在表面处空气对流冷却等因素，即可以通过基体，又可以通过周围环境散热，而且由于热源的能量分布不是十分均匀，只要某一微区晶体的择优取向与该区的散热反方向一致，该晶体即可长大，故堆焊层上部的组织有时也会出现枝晶生长方向紊乱区；熔池上部的结晶速度加快，故所得到的组织较细小。

3.2 堆焊层化学成分分析

焊后对堆焊层表面进行化学成分分析试验，试验结果如表3所示。堆焊层的化学成分以Ni元素和Cr元素为主。C含量处于较低水平，仅为0.052%。堆焊层中Fe元素含量相比焊材熔敷金属略有增加，这主要是焊接过程中母材的Fe元素向熔敷金属过渡所致，但 仍能够满足标准要求，Fe元素污染处于较低水平。杂质元素P、S含量均较低。化学成分检测结果表明所选用焊接工艺措施能够保证镍基堆焊层的耐腐蚀性能。

3.3 焊接接头力学性能分析

在焊接试样探伤合格的情况下，按照NB/T 47014—2011 《承压设备用焊接工艺评定》中的要求，对堆焊试样进行横向侧弯试验，同时也对堆焊层的拉伸性能指标进行考核，试验结果如表4所示。

从表4可以看出，堆焊层具有比较理想的抗拉强度和屈服强度，具有较低的屈强比（0.69），说明堆焊层在有良好的强度的前提下也拥有足够的韧性储备。图3为拉伸断口的微观形貌，断口变形较大，整个断口反映出了明显的树枝晶组织特征，其微观形貌均呈细小韧窝特征，韧窝较深，变形量较大，为典型的韧性断裂。

弯曲试验结果表明在焊缝和热影响区内不存在焊接缺陷，在焊接过程中没有出现韧性的降低，说明了所采取的焊接工艺措施能够获得满足要求的焊接接头。

4 结 论

（1） 依据奥氏体不锈钢及镍基合金材料的特点，采用合理的焊接工艺可以得到熔合良好、无焊接缺陷的堆焊接头。

（2） 焊接试样堆焊层显微组织为枝晶状的γ组织；化学成分检测未见异常。焊接接头弯曲性能及堆焊层拉伸性能能够满足制造要求。

参考文献

[1] 魏娜然， 刘明亮.镍基材料在换热器中的应用及其焊接工艺 [J].焊接质量控制与管理， 2014，43（7）：64-66.

[2] 李箕福， 王移山， 薛春月， 等.不锈钢及耐蚀耐热合金焊接100问[M].北京：化学工艺出版社， 2000

接头性能 第4篇

1 法兰接头检修工艺流程及关键控制工序

1.1 法兰接头检修工艺流程

按照《铁路货车制动装置检修规则》中的规定, 既有车辆制动管系检修主要包括制动管系的分解、检修限度判定、除锈、油漆及装车等主要工艺流程。结合检修及组装技术条件要求, 重新梳理并制定了法兰接头检修及组装新工艺流程, 如图1所示。

1.2 检修控制要素

根据新工艺流程, 结合检修及组装技术条件要求, 确定提高法兰接头密封性能的关键控制工序为:限度判定工序 (接头体密封槽深度尺寸) 、检测工序 (接头体端面与法兰体端面相对位置尺寸) 和组装工序。

1.2.1 接头体密封槽深度尺寸

保证密封性能的接头体密封槽深度尺寸H值应为4.9~5.0 mm (见图2) 。检修及组装技术条件要求接头体槽深H值在4.5~4.9 mm之间时, 相当于密封圈的压缩量增大了0~0.4 mm, 不影响密封性能, 正常检修后直接使用;接头体槽深H值大于5.0 mm或小于4.5 mm的制动管达不到密封性能要求, 需更换新品。

1.2.2 接头体端面与法兰体端面相对位置尺寸

保证密封性能的接头体端面凸出法兰体端面高度尺寸h值应为0.1~0.5 mm, 如图3所示, 对h值不符合要求的, 按表1要求进行处理。

1.2.3 组装工序控制要素

针对组装工序的工作内容, 对影响法兰接头密封性能的关键因素进行了识别, 确定控制要素, 如表2所示。

注:负值代表接头体凹入法兰体。

2 工艺控制措施

通过制作一种专用检测样板 (见图4) , 检测限度判定工序和检测工序的关键控制要素。

2.1 接头体密封槽深度尺寸检测及要求

将检测样板直边与接头体端面密贴 (见图5) , 向右侧平移样板, 当样板通端 (第1个台阶) 被卡住时, 则接头体尺寸超差;当通端顺利通过, 止端 (第2个台阶) 被卡住或未被卡住但能与密封槽底部密贴时, 则接头体尺寸合格;当止端顺利通过且与密封槽底部存在间隙时, 则接头体尺寸超差, 对超差的制动管作报废处理, 更换新品。

2.2 接头体端面与法兰体端面相对位置尺寸检测

(1) 接头体端面凸出法兰体端面的检测方法

确保法兰体与接头体紧密接触, 以接头体端面为基准, 将测量样板直边与接头体端面密贴 (见图6) , 并向右侧平移, 当样板左侧第1个台阶被法兰体卡住或未被卡住但能与法兰面密贴时, 则接头体凸出法兰体尺寸 (h值) 合格;当样板第1个台阶顺利通过法兰体端面且存在间隙时, 则h值超差。

(2) 接头体端面凹入法兰体端面的检测方法

确保法兰体与接头体紧密接触, 以法兰体端面为基准, 将检测样板直边紧靠在法兰体端面上 (见图7) , 检测样板右侧2个台阶须同时落在接头体通孔内, 向右侧平移样板, 当样板右侧第1个台阶被法兰体卡住时, 则接头体端面凹入法兰体端面的值合格;当样板右侧第1个台阶顺利通过, 第2个台阶被卡住或未被卡住, 但能与接头体端面密贴时, 接头体端面凹入法兰体端面的值合格;当样板的2个台阶都顺利通过接头体端面且存在间隙时, 则接头体端面凹入法兰体端面的值超差。

将需要加装垫片的法兰接头, 按表1要求加装厚度为0.4 mm或0.8 mm的调整垫片。

2.3 组装工序控制措施

(1) 制动管组装前应去除防护件, 并用高压风吹扫干净, 确定管内无异物时方可组装。

(2) 制动管组装时, 所有固定装置和管吊应处于松弛状态, 管件紧固后再紧固管吊, 不得强力组装。

(3) 加装垫片。在法兰体和接头体之间的制动管上安装开口调整垫片, 如图8所示, 沿接头体轴线方向移动金属垫片和法兰体, 直至三者紧密结合。

(4) 影响制动管组装的管吊位置应进行适当调修, 避免出现组装抗力。主管过梁弯管两端处的管吊座位置不合适, 管吊紧固后导致主管弯管变形时, 应对管吊座调修后再组装制动管。

(5) 组装E形密封圈时, 应保持安装面清洁, 保证组装位置正确落入法兰体与接头体的环槽中, 不得倾斜、扭曲、咬边。法兰与相邻件连接时应先将两者轴向中心对齐后沿轴线方向平移至两者接触, 不得错位组装。组装过程中应避免损坏E形密封圈唇边, 唇边损坏的E形密封圈不得装车使用。

(6) 法兰连接螺栓紧固完成后, 应使用扭力扳手检测法兰螺栓紧固力矩, 螺栓规格为M10, 其紧固力矩为28 Nm, 螺栓规格为M12, 其紧固力矩为45Nm, 螺栓规格为M16, 其紧固力矩为90 Nm。

(7) 制动管组装后, 用塞尺测量法兰体端面与连接平面之间中部间隙, 如图9所示。法兰体与风缸、120阀中间体等平面连接时, 间隙应在0.1~0.5mm之间;两法兰连接时, 间隙应在0.2~1.0 mm之间, 间隙不符合要求时应分解检查确认是否错装或漏装垫片等。

3 结束语

接头性能 第5篇

关键词： 铝镁钪合金；变极性等离子；焊缝组织；力学性能

Abstract： Al-Mg-Sc alloy 5B70 plates whose thickness is 6 mm was welded by variable polarity plasma arc welding and the microstructures and mechanical properties of the joints were investigated. Results indicated that the joints with excellent mechanical properties can be obtained. The tensile strength could reach up to 370.13 MPa which was the 89% of that of the parent metal and the maximum elongation at fracture was 10.35%. This is comparable with that of the parent metal. The microstructures in the weld zone was composed by equiaxed crystals and little dendrite crystals. A fine equiaxed crystals cladding emerged in the fusion zone and the columnar crystals were not found out. The microstructures coarsening phenomena did not occur in the heat affected zone. The fine microstructures of the welding joints contributed to the enhancement of its mechanical properties. The analysis concluded that the microstructures and mechanical properties features of the welding joint benefited from the addition of the microelement Sc.

Key words： Al-Mg-Sc alloy； variable polarity plasma arc； weld microstructures； mechanical properties

0 前言

含钪铝合金的研究最早由前苏联学者HAYMKИH

等人提出[1]，由于含钪铝合金具有较高的强度和韧性，以及优良的耐蚀性、耐热性和可焊性，所以国内外大量学者对此进行了研究，尤其在俄罗斯和美国等国家的航天、航空和舰船等领域的焊接荷重结构件上均取得了应用且性能优异[2，3]。而我国对含钪铝合金的研究虽取得了一定进展，但尚未达到实际应用的程度，尤其对含钪铝合金焊接接头组织与性能的研究较少，在这些领域仍需深入研究。

变极性等离子弧焊综合了变极性TIG焊和等离子弧焊的优点，是一种针对中厚板铝合金的高效的“零缺陷焊接”方法，所以采用变极性等离子弧焊法对Al-Mg-Sc合金板材进行焊接，对所得的焊接接头进行拉伸力学性能测试，显微硬度测试，金相及扫描电子显微镜分析的试验，从而对含钪铝合金焊接接头的组织与性能进行研究。

本文旨在从微观组织角度研究钪元素对其焊接性能的影响，为Al-Mg-Sc合金焊接构件在我国航空航天领域取得应用提供实验基础和理论依据。

1 试验方法及设备

试验材料采用东北轻合金公司生产的6 mm轧制铝镁钪合金板材，其牌号为5B70；焊丝选用中南大学研制的5B71铝合金焊丝，化学成分见表1。

采用Liburdi公司的LTP400-VP型VPPA焊接电源进行变极性等离子焊接，其中钨极直径4.8 mm，焊丝直径1.6 mm，喷嘴内径3.2 mm，钨极内缩3.5 mm，其他焊接工艺参数如表2所示。

在焊接好的Al-Mg-Sc板材上沿垂直焊缝方向截取拉伸试样，采用INSTRON5569电子万能材料试验机进行拉伸力学性能测试以确定焊接接头的抗拉强度和强度系数。采用HVS-1000维氏显微硬度测试仪沿焊接接头垂直焊道方向进行硬度测试，观察焊接接头不同部位硬度的变化。采用Olympus-SZX12体式显微镜分析焊接接头宏观组织形貌；用Olympus-MPG3光学显微镜观察焊缝成形及各区的晶粒形态。采用Hitachi-S4700扫描电子显微镜对断口进行显微分析，并确定断裂性质和第二相质点的分布。

2 试验结果

2.1 焊接接头拉伸力学性能

铝镁钪合金板材VPPA焊接接头的拉伸性能测试数据见表3。从表3可以看出，接头的断后伸长率与母材相接近，达到了10.35%，抗拉强度为370.13 MPa，达到了母材金属抗拉强度的89.06%，说明采用VPPA所得铝镁钪合金板材的焊接接头具有优异的力学性能。

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2.1.1 宏观分析

图1所示为接头拉伸试样拉断后的宏观照片，可以看出焊接接头在有余高补强的情况下，几乎均在靠近熔合区的热影响区处发生断裂。

从拉伸件的宏观断口来看，断裂面呈暗灰色，金属光泽较弱，其上有细小的凹凸，呈纤维状，而且试件在拉断前有明显的颈缩和大量的塑性变形。断裂面的放射区花样粗糙，剪切唇表面比较光滑，与拉应力方向成45°角。

2.1.2 微观分析

图2为VPPA焊缝断口的扫描电镜照片，可以看出，断口处有大量的圆形等轴韧窝存在，并且韧窝尺寸较大、较深，此外，仔细观察韧窝的内部，可以发现部分底部存在梅花状的第二相粒子，综合宏观与微观的分析，可以确定其属于典型的切断型塑性韧窝断口。

2.2 焊接接头显微硬度分布

从图3中可以清晰地看出，VPPA焊接接头各区域显微硬度的分布规律。接头的硬度整体呈“V”形分布，焊缝中心的硬度是整个焊接接头最低的区域，向两侧伸展硬度呈现提高趋势，在熔合区附近硬度略有下降，但仍高于焊缝中心硬度值，向热影响区和母材方向，硬度逐渐提高，母材处的硬度值最高。从显微硬度值的分布情况大致可以确定热影响区的位置距离焊缝中心约为3～6 mm。

2.3 焊接接头组织分析

2.3.1 宏观形貌分析

图4为铝镁钪合金VPPA焊接接头的宏观形貌，其焊缝成形良好，正面和反面熔宽较窄且隆起均匀，焊趾处过渡平滑，不存在咬边等缺陷。可观察到焊缝处显微组织均匀致密，熔合线对称良好且清晰可见，热影响区范围较窄。

2.3.2 微观组织分析

采用VPPA法所得的焊接接头金相显微组织如图5所示。焊缝主要是由大量树枝晶以及少量等轴晶组成的铸态组织。

熔合区主要由一层细小的等轴晶组织构成，促进了焊缝与基材的相容性，大大降低了热裂纹倾向。

热影响区范围很窄[4～7]，未发现再结晶现象，且晶粒也未发生明显长大，仍呈现为与母材类似的纤维状组织。

3 分析与讨论

3.1 钪对焊接接头组织的影响

冷却时，熔池结晶首先从熔合区开始，由于熔合区附近液相温度梯度最大，而结晶速度又最小，不易满足组分过冷的形成条件，所以熔合区附近易形成粗大的柱状晶组织。但是由于Sc元素的添加，使得溶质含量增加，也就从而增加了过冷度。因此，以联生结晶方式形成的柱状晶的生长被抑制，且Sc能与Al形成第二相难熔粒子，其晶格类型以及晶格尺寸均与基体相近，成为了非均质形核的核心[8]，所以在熔合区出现了细小的等轴晶层[4，5，9，10]。

焊缝区凝固时，由于向焊缝中心靠近，温度梯度逐渐减小，结晶速度逐渐增大，溶质含量逐渐增大，成分过冷区也逐渐加大[9，10]，同时焊缝区也会形成含Sc的第二相粒子，其作为非均质形核的核心质点[11]，使得焊缝组织得到细化。但由于VPPA方法冷却快的特点，结晶速度较一般熔焊方法快，所以过冷度并未达到能出现大部分等轴晶的程度，所以焊缝组织主要是由大量树枝晶伴随少量等轴晶组成。

热影响区处含Sc的第二相粒子可以起到对位错和亚晶界的钉扎作用，提高了再结晶温度，有效地抑制了合金的再结晶；由于VPPA电弧加热的范围集中、温度高且温度梯度大，热量主要靠传导作用向外扩散，致使热影响区的组织在焊接重熔冷却结晶过程中得以细化，所以热影响区的晶粒未发生明显长大[4～7]。

3.2 钪对焊接接头强度的影响

3.2.1 细晶强化作用

基材和焊丝中Sc元素的加入，使合金在凝固过程中析出含Sc的第二相粒子，这些第二相质点在合金凝固结晶时起到了很好的非均质形核的作用而且有对位错和亚晶界的钉扎作用。因此，在熔合区形成了一层细小的等轴晶组织，增强了焊缝金属与基材的相容性，也就减小了焊接热裂纹倾向，有助于提高强度和塑性；焊缝组织得到了一定程度的细化，提高了接头的抗拉强度；热影响区未发生再结晶且晶粒没有明显长大。这些都是细晶强化的作用[12，13]。

3.2.2 析出强化作用

由于Sc元素的微合金化添加，除有细晶强化作用外，在焊缝快速凝固过程中还会以弥散、细小的方式析出含Sc的微米级强化相粒子，这些相的析出使得焊缝合金具有了极为显著的析出强化作用，从而提高了焊缝的强度[14]。

3.3 钪对焊接接头断口的影响

由于铝镁钪合金存在第二相粒子，空洞会优先在这些粒子处形核，仔细观察韧窝内部，发现确实有部分韧窝底部存在第二相粒子，进行拉伸时，由于局部塑形变形使第二相粒子界面上首先形成微裂纹并不断扩展，在第二相粒子与基体金属间局部区域产生“内缩颈”，当缩颈的尺寸达到一定程度后就被撕裂，空洞也就连接在一起，从而形成了韧窝断口形貌。

3.4 钪对焊接接头硬度的影响

焊缝主要是由大量的树枝晶伴随少量等轴晶组织构成的，所以硬度值是整个焊接接头最低的；熔合区由细小的等轴晶层组成，所以硬度比焊缝区高；由于热影响区的组织未发生再结晶且得到了一定程度的细化，呈现与母材类似的纤维状组织，因此硬度进一步提高。

4 结论

（1）基材和焊丝中Sc元素的加入能改善焊接接头的显微组织，再加上成分过冷度的变大，焊缝处组织得到了一定程度的细化；抑制熔合区内柱状晶的生长并形成细小等轴晶层；有效抑制了热影响区的再结晶和晶粒长大。

（2）含Sc的第二相粒子对焊接接头起到了细晶强化和析出强化的作用，所以获得了高达370.13MPa的抗拉强度，此时强度系数为0.89，断后伸长率为10.35%。

（3）在应力作用下，含Sc的第二相粒子与基体金属界面脱离而形成微小孔洞，然后这些微孔不断形核、长大、连接聚集并继续产生新的微孔，最终导致整个接头的断裂，在断口上就显示出韧窝结构。

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（4）焊缝区主要为树枝晶，硬度最低；熔合区主要为等轴晶，硬度有所提高；热影响区为与母材类似的纤维状组织，硬度进一步提高。

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收稿日期：2014-07-29

苏志强简介：1985年出生，工程师；主要从事运载火箭贮箱焊接工艺及焊接结构方面的工作。

接头性能 第6篇

沉管隧道接头指沉管隧道管段之间的连接构件,是沉管隧道结构的薄弱环节,同时接头也是保证隧道水密性的不可或缺的重要部位[1].在温度变化、地震动和沉降等作用下,接头会产生各种组合变形.因此,对沉管隧道的设计来说,掌握沉管隧道接头的力学性能和变形规律是十分必要的.

由于沉管隧道接头构造复杂.一般来说,接头的构件有GINA橡胶止水带,OMEGA橡胶止水带,端钢壳,剪力键,限位拉索等[2].由于不同材料的力学性能不同,导致接头的力学特性十分复杂.因此,目前针对沉管隧道接头的研究主要集中在有限元数值分析上.Ding等[3]建立了包括地基土、沉管隧道和柔性接头在内的精细化三维大型有限元实体分析模型,考察沉管隧道接头在地震作用下的响应.该模型对沉管隧道接头力学性能研究较小,同时由于系统非线性对计算机能力要求很高,整个分析过程效率较低,费用昂贵;Anastasopoulos等[4]和Van Oorsouw[5]分别利用有限元软件研究了沉管隧道在地震作用下的非线性响应,但该研究侧重于隧道纵向地震响应和隧道与土体的非线性接触,对接头部分仅采取弹簧元件等简化方法,而其非线性力学特性则没有充分考虑;谢立广等[6]利用解析方法和数值方法对沉管隧道管节接头的力学特性进行了分析,对比两种不同方法的优缺点,并指出影响接头力学性能的因素有结构尺寸,接头构件材料特性,接头初始状态等等,但该研究将接头的力学特性简化为线性关系,并不能反映接头的受力特征;黄帆[7]对GINA橡胶止水带进行数值模拟分析,该研究建立了GINA橡胶带实体模型,同时考虑GINA橡胶带受压和受剪力学性能,结果显示,GINA的抗剪性能存在一定的非线性.可见,现阶段沉管隧道的数值模拟分析均对接头进行简化计算,而没有着重展开研究.而实际上接头构造复杂,如姜杰[8]完成了3组钢剪力键力学性能试验,试验结果显示剪力键位移与载荷关系曲线并非完全呈线性关系,但该研究着重针对剪力键的设计,对其力学性能没有展开分析.考虑到GINA橡胶带和钢剪力键的材料非线性力学特征,简单地将接头简化为若干弹簧元件并不能完全反映其力学性能.如不能合理解决接头非线性问题,就难以保证结果的可靠性.因此,必须提出能够同时满足计算要求和精度的模拟方法.

本文采用分段线性化的方法描述橡胶材料的力学特性,解决接头的材料非线性问题;引入调整因子改进接触算法中的判断条件,解决接头的边界非线性问题,并获得接头的轴向等效刚度曲线和非线性耦合的剪切特性曲线.此外,建立沉管隧道接头的精细化数值模型,进行拟静力分析,研究往复载荷下接头的力学性能以及轴向压力对接头剪切特性的影响.

1 非线性模拟方法

1.1 接头的材料非线性

1.1.1 橡胶的非线性问题

沉管隧道接头的橡胶材料在受到压缩时具有高度的非线性,通常采用应变势能来表达其应力-应变关系[9].例如Mooney-Rivlin材料模型[10]的应变势能密度公式为

式中的C10和C01描述材料的初始剪切模量.

但是,由于橡胶材料自身的不可压缩性,以及对有限元网格划分的精度要求较高,在大尺度沉管接头模拟中很难同时满足计算的精度和效率.Lyngs[11]对垫层刚度进行了参数敏感性分析,发现由于周围土压力约束隧道的存在,且垫层处于压紧状态,因此在地震作用下垫层自身刚度对接头的张开量影响不大.本文基于该结论提出了橡胶垫层分段线性化的分析方法,在保证准确度的情况下提高计算效率.

1.1.2 轴向载荷下的分段线性化

通过试验可以发现,GINA止水带的载荷-位移关系是一条斜率不断增大的曲线[1].本研究将试验曲线的极限载荷pu平均划分为5个等级,则每级载荷pi=0.2i.pu,其中i=1,2,3,4,5.

采用割线模量拟合试验曲线,可以得到不同载荷级别下GINA止水带的刚度(图1).取每级载荷中点对应的压缩量进行误差分析,如图2所示.

图2中的fi和si分别是第i级载荷中点处压缩量的拟合值和试验值[12],且假定Δi是第i级载荷下的最大误差,则相对误差

式中,δi是第i级载荷下压缩量拟合值的相对误差.根据试验曲线计算可得,δ1=39.17%,δ2=2.64%,δ3=0.81%,δ4=0.23%,δ5=0.00%.

可以看到,由于较低载荷水平下GINA止水带的弹性模量较低,压缩量比较大,因此割线与试验曲线吻合性较差;但是由于GINA止水带在使用过程中承受载荷始终超过第1级载荷,因此可以不考虑该数值带来的误差.从第2级载荷开始,δi随着载荷的提高迅速减小,且均小于5%,满足工程要求.可见,这种采用割线模量的拟合方法是可行的.

1.1.3 剪切载荷下的分段线性化

GINA止水带在使用过程中处于压紧状态,在剪切载荷作用下,GINA止水带轴向的压缩不受太大影响.因此,在沉管隧道接头的模拟中,通常采用Anastasopoulos[4]的两直线法拟合压缩曲线,建立两折线模型,如图3所示.

1.2 接头的边界非线性

1.2.1 剪力键的非线性接触

为了给接头提供允许变形量,同时实现隔震效果,一组剪力键之间通常预留空隙,并由盆式橡胶支座进行填充,见图4.当接头受到切向力作用时,盆式橡胶支座发生压缩变形并迅速达到极限压缩量,此时预留空隙闭合,剪力键开始承担剪力作用.

盆式橡胶支座由钢构件与橡胶组合而成,橡胶垫块安装在盆状的钢圈中.常规的模拟方法是对橡胶垫块采用Mooney-Rivlin模型,但是由于橡胶是不可压缩材料,在有侧限的情况下可能会出现体积自锁现象,使计算的精度降低,甚至造成收敛性问题.

此外,橡胶支座和剪力键之间存在摩擦接触.接触是不连续的约束,仅当两个表面发生接触时会有约束产生,分开时则约束解除.因此,接触行为属于边界非线性问题,两个表面接触或分开的判别非常重要,在计算中应该予以考虑.

1.2.2 引入调整因子的接触条件

本文引入调整因子对接触算法中的判别条件进行改进,免除橡胶支座的实体建模,并合理描述剪力键之间预留空隙的闭合过程.

有限元隐式算法在每个增量步的开始检查所有接触状态,判断从属节点的开放与闭合(图5).p表示从属节点上的接触压力,h表示从属节点侵入主控表面的距离[13].

在检查力和力矩的平衡前,系统首先检查从属节点接触条件的变化.任何节点在迭代后间隙成为负值或零,则其状态从开放改变为闭合.用逻辑变量k表示从属节点是否侵入主控表面,h表示侵入的距离,则可以将判断函数记作

在接触条件中,“调整区域”内的从属节点将被调整至主面上,成为闭合状态[14].预留空隙的宽度在初始模型中已经确定,它和调整区域的关系如图6.调整区域图中实心圆点为初始节点,空心圆点为调整后节点.

引入调整因子δ表示调整区域的宽度,Δ表示初始模型的预留空隙,则实际预留空隙的宽度为Δ’=Δ-δ,修正后的从属节点侵入距离为h'=h+δ,修正后的判断函数为

可以看到,为了使Δ'≥0,调整因子δ需满足条件0≤δ≤Δ,δ的取值实际上决定了模型中橡胶支座的极限压缩量(Δ'=Δ-δ).这种方法通过一个简单的调整因子实现了剪力键之间接触边界的非线性行为,且计算效果满足工程中对橡胶支座的要求.

1.3 接头非线性求解方法

上述方法尽量减少了接头模型的非线性问题,但是钢构件的材料非线性以及摩擦接触的边界非线性仍然不可避免.求解非线性问题的方法有增量法和迭代法[15],本文同时考虑增量和迭代过程:首先增量地施加给定载荷,然后在每个载荷增量步采用Newton-Raphson算法进行迭代,最终将这些增量响应叠加,获得非线性问题的解答.

对于一个小的载荷增量△P,基于结构初始构形u0的结构初始刚度K0和ΔP可以计算关于结构的位移修正值ca,利用ca将结构的构形更新为ua.然后基于ua形成新的刚度Ka,进而计算出新的内部作用力Ia.可以计算所施加的总载荷P和Ia之间的差为

其中Ra是迭代的残差力.当Ra小于一定的残差力容许值,且位移修正值ca相对于总的增量位移Δua=ua-u0很小,即认为此载荷增量下的解是收敛的.

1.4 接头非线性耦合刚度曲线

沉管隧道管节接头的剪切特性是各部分共同作用的结果,由于结构的复杂性,其共同作用并非线性叠加过程,而是非线性耦合的关系.

剪力键是剪切载荷的主要承担者.剪力键与管段用螺栓连接(图7),可依据螺栓群的破坏模式对其进行刚度等效,等效螺栓层的弹性模量

式中,Eeq,Aeq,leq分别是等效层的弹性模量、剪切面面积和剪切向宽度.

由于钢材的剪切屈服极限τs与拉伸屈服极限σs满足,故屈服应力

式中,Fy是螺栓群承载力.假定等效剪力键为线性强化弹塑性模型,则

式中,η是折线斜率的折减系数,可通过试验确定.等效螺栓层的本构关系见图8.

由于GINA止水带是各向同性材料,在发生滑动之前,其剪切刚度为

本文采用弹簧元件对各受力构件的共同作用进行简化分析.橡胶支座的最大压缩量就是剪力键之间的位移容许值,二者可以视作串联的弹簧;在剪切载荷作用下,GINA止水带也会承担部分剪力,因此可以视作并联的弹簧,如图9(a)和图9(b).三者耦合作用下接头的剪切特性曲线如图9(c)所示.图中,kg,ks和kr分别代表GINA止水带、钢剪力键和橡胶支座在剪切方向上的刚度.

2 计算模型与参数

2.1 模型和网格划分

某工程沉管隧道接头的底板宽37.95 m,顶板宽30.71 m,侧墙高7.78m,肩墙高3.62 m.在上下底板和侧墙上,分别设置4组水平钢剪力键和4组垂直钢剪力键(图10).

采用ABAQUS为沉管隧道的部分管节建模(称为管段,长度为11.25m),管段模型采用solid单元,单元类型C3D6,网格精度0.5m;GINA止水带为环状橡胶垫层,总长度约为91m,模型截面为矩形,高30cm.单元类型为C3D8IH (图11).

2.2 模型材料赋值

混凝土标号为C50,弹性模量为E=34.5GPa.

钢剪力键采用Q345钢,水平剪力键的螺栓为20Φ56,通过计算得到等效螺栓层的弹性模量Eeq=340 GPa,屈服应力σs=9.2MPa.假定塑性阶段的模量为弹性阶段模量的5%,则Ep=0.05Eeq=17GPa.

采用Trelleborg公司的320-370-50型GINA止水带,拟合其两阶段弹性模量得到EI=1.34 MPa,EII=12.4 MPa.

2.3 计算工况

(1)水力压接过程

在管段末端施加轴向力,模拟水力压接.GINA止水带和钢端壳的摩擦系数为0.3.

(2)水平压剪试验

根据实际工程中隧道沿线的不同水深设定5个压剪工况,其关键参数见表1.

压剪试验的加载模式为低周反复加载,见表2.

(3)水平压弯试验

水平压弯试验的加载方式为分级单调加载.首先施加轴向压力P0=50 MN,然后在两个侧墙上分别增大和减小轴力,产生水平面内的弯矩,如图12.接着,提高轴向压力至2P0,3P0,4P0和5P0,分别在平面内施加弯矩.完整的加载模式见图13.

拟合320-370-50型GINA止水带在不同轴压下的弹性模量,见表3.

3 计算结果和分析

3.1 接头的剪切特性

不同水压力工况下剪力键和GINA止水带的载荷-位移曲线如图14和图15所示.

可以看出,由于剪力键之间的载荷通过橡胶支座传递,其载荷-位移曲线不受水压力的影响.而在不同水压力下,GINA止水带分担剪力的情况则不尽相同.

上述现象对模型试验具有一定的指导意义.一方面,需要提供足够的轴向压力,以免GINA止水带产生过大滑动,造成试验失败;另一方面,轴向压力不宜过大,否则GINA止水带可能由于承受剪切载荷过大而造成破坏.

3.2 接头的抗弯特性

在各级轴压作用下,GINA止水带两侧相对张开量的最大值见图16,接头的抗弯刚度见图17.可以看到,随轴压的提高,相对张开量不断减小,接头抗弯刚度则不断提高;载荷越低,变化速率越快,体现出一定的非线性.

4 结论

本文建立了沉管隧道接头的精细化模型,解决了钢材和橡胶等接头构件带来的材料非线性以及边界非线性问题,获得了简化模型难以获得的结论.本文的主要结论如下:

(1)采用等效的剪力键螺栓层,分段线性化的GINA止水带刚度曲线,以及通过改进接触算法模拟剪力键预留空隙,可以考虑沉管隧道接头各部分的材料非线性和边界非线性问题,并能够在计算中取得预期效果.

(2)不同轴向压力作用下,GINA止水带对循环剪切载荷的响应不同.

接头性能 第7篇

铝铜复合板具有铜的导电、导热率高、接触电阻低等优点,同时具有铝的质量轻、耐腐蚀、价格低廉等优点,故广泛应用于电子、电器、电力、冶金设备、汽车、机械、能源以及生活用品等各个工业领域。在层状复合板的加工和使用过程中,焊接是一项必不可少的工艺环节。目前,复合板主要通过熔化焊接方法进行连接,具体包括:电弧焊[1]、药芯焊丝电弧焊[2]、激光焊[3]等。这些传统的融化焊接方法焊接复合板时易产生气孔、焊接工艺复杂、晶粒粗大、抗腐蚀性差等问题。

搅拌摩擦焊接(Friction stir welding,FSW)是一种新颖而有潜力的固相焊接技术,由英国焊接研究所(The Welding Institute,简称TWI)于1991年研发并应用[4]。FSW时,待焊接材料将发生剧烈的塑性变形,有助于细化焊接接头组织并使其均匀化[5,6,7]。焊接过程中焊接温度较低,将会避免裂纹、气孔等熔化焊接缺陷的产生,组织粗化的倾向降低,焊接接头的强度和韧性均得到提高[8]。目前,FSW已成功地应用于铝合金、铜合金、镁合金、复合材料以及异种金属材料的焊接,具有巨大的发展潜力和广阔的应用前景。

目前,国内外学者针对铝铜异种材料FSW接头的组织性能开展了大量研究,但关于铝铜层状复合板FSW的研究未见报道。铝铜异种金属的FSW包括对接焊与搭接焊。李夏威[9]以搅拌针正对中缝与搅拌针偏向铝两种方式进行铝铜异种金属焊接,发现搅拌针偏向铝时获得完整焊缝的参数范围较大。张秋征[10]对铝铜异种材料进行FSW,结果表明晶粒细化和位错强化使焊核区的平均硬度高于母材,最大值高达487HV,同时搅拌针相对于配合面向铝侧偏移时,可以减小搅拌针粘连问题,获得成形良好的焊接。陶娟[11]对铝铜异种材料进行FSW,结果表明,搅拌头转速为800r/min,焊接速度为100mm/min,搅拌头向铝侧偏置0.5mm时,获得的平均抗拉强度最大,为117.3 MPa,大约为低强度母材的94%。董丰波[12]研究了铝铜异种金属的FSW对接与搭接焊,发现在转速为1050r/min,焊接速度为40~50mm/min时进行对接焊,所获接头成型质量良好,接头强度最高可达236MPa;搭接焊时,铜置于上层可获得成型良好的接头,铝置于上层则易产生孔洞与隧道缺陷。陈华斌[13]对紫铜与LF5铝合金进行FSW,发现焊核区存在薄层状间混结构,金属呈显著的塑性流动特征。因而,本实验拟开展铝铜层状复合板FSW研究,研究焊接接头的微观组织特征,重点分析铝铜层状复合板FSW之后的组织和性能,以期为铝铜复合板高效优质连接提供理论指导和技术支持。

1 实验

实验选用70.0mm(长)×60.0mm(宽)×2.0mm(厚)铝铜层状复合板进行FSW实验,铝铜厚度比为1∶1。铝层材料为1060工业纯铝,铜层材料为T2纯铜。铝铜复合板的抗拉强度为251.1MPa,延伸率为9.2%,铝、铜层的显微硬度分别为32.8HV和121.6HV。FSW实验在改造的X5032型立式升降台铣床上进行,搅拌头材料选用W18Cr4高速钢,实际压下量为0.2mm,旋转速度为1500r/min,焊接速度为60mm/min。首先用钢丝刷将工件铝层表面打磨干净,然后,铝层向上,将待焊工件用夹具和螺栓紧压固定于工作台上进行焊接。利用PLOVER-MET型光学显微镜对表面形貌进行照相;利用401MVD型显微维氏硬度计测量试样硬度;利用WDW-100D型拉伸机进行室温拉伸测试;利用JSM-6390A型扫描电子显微镜观察接头微观表面形貌。

2 结果与分析

2.1 微观组织

焊接接头的横截面形貌主要由焊核区(Nugget zone,NZ)、轴肩影响区(Shoulder affected zone,SAZ)、热机械影响区(Thermo mechanically affected zone,TMAZ)、热影响区(Heat affected zone,HAZ)以及母材(Base metal,BM)组成。由于铝铜复合板双金属呈层状分布,又因FSW时焊缝塑性流动金属主要作水平方向上的流动,故复合板FSW接头的NZ、TMAZ以及HAZ也呈层状分布,但是NZ中铝铜界面发生向下迁移。图1为接头横截面宏观形貌。

图2为铝(a)、铜(b)BM的显微组织,铝铜复合板的BM为典型轧制组织,晶粒沿轧制方向被拉长,部分晶粒破碎,铝

层破碎较为严重。BM晶粒粗大,铝层晶粒尺寸约为15μm,铜层晶粒尺寸约为20μm。

在焊接过程中,处在NZ的金属在搅拌摩擦热和机械搅拌作用下,发生剧烈塑性变形,接头铝层NZ产生了细小等轴状的动态再结晶晶粒,平均晶粒尺寸为4μm(见图3(a)铝层),并且铝层中有铜颗粒夹杂,形貌不均匀,多呈长条形。接头铜层NZ均无铝颗粒分布,铜晶粒都为等轴的动态再结晶组织,平均晶粒尺寸为3μm(见图3(b)铜层)。

为了对上述铜颗粒进行印证,对接头NZ进行成分分析,图4为NZ中的背散射电子形貌图,选择其中的A、B、C三点进行能谱定量分析。经观察分析可知:A点处铝、铜元素质量比为3.8∶96.2,说明该处亮白色材料为被搅拌针搅拌并镶嵌在铝基体中的铜颗粒;B点处的铝、铜元素质量比为94.9∶5.1,铝含量占绝大多数,说明该处深灰色材料为铝基体;C点处的铝、铜元素质量比为61.8∶38.2,该处材料为浅灰色,处在铜颗粒和铝基体之间,是铜、铝材料之间的扩散过渡区域。

2.2 力学性能

2.2.1 显微硬度分析

图5为FSW接头横截面不同层显微硬度分布。由图5可见,在焊缝中心附近,铝层NZ平均显微硬度为29.2HV。铝层显微硬度在小范围内波动,FSW产生剧烈塑性变形使得晶粒发生再结晶软化,使得铝层NZ区平均显微硬度略低于母材硬度(32.8HV)。铜层横截面的显微硬度大致呈“W”型分布,NZ硬度在小范围内波动,其硬度值低于母材。分析其原因是,在焊接热循环的作用下,母材铜金属由加工硬化态发生软化;同时,由于受到搅拌针的搅拌挤压以及高温作用,接头区域发生动态再结晶,晶粒内部位错密度降低,位错强化作用减小,硬度下降。在NZ搅拌针对晶粒的破碎作用使得NZ区域的晶粒尺寸减小(见图3),细晶强化作用使得NZ显微硬度高于TMAZ显微硬度。

2.2.2 拉伸性能和断口形貌分析

拉伸试验结果显示,焊接接头的抗拉强度达到154.6MPa,为母材抗拉强度的61.6%,延伸率为6%。如图6所示((a)拉伸断裂后试样宏观照片;(b)断口宏观照片),铝铜复合板FSW拉伸断裂的断裂位置位于TMAZ(见图6(a)),说明TMAZ是焊接接头性能的薄弱区域,这与图5中显微硬度测试结果相符。接头断口位置有一定的“颈缩”,说明在试样断裂之前发生了一定的塑性变形,材料表现出一定的韧性断裂特征。由图6(b)可见,铝铜复合板FSW接头中金属分布不均,在铝层之中存在铜颗粒夹杂,且有与拉伸方向呈一定角度的铝铜界面,使得FSW接头组织的不均匀性增加,焊接接头力学性能与母材相差较大。图7为拉伸断口宏观形貌,在FSW后,铜层相比铝层变的更薄,这是因为在FSW时,大量的铜被卷入NZ区域。在铝层底部选取一定区域进行高倍扫描,扫描图片如图8所示,河流花纹和韧窝较为集中,中部为解理平面,呈现出解理断裂的特征。对解理平面(见图8(b)B)和右侧亮白色颗粒(见图8(b)A)进行能谱分析(见表1),可以发现,左侧解理平面含有一定比例的铜元素,

有尺寸约为260nm的铜颗粒夹杂被卷入铝层。可见,FSW后铜颗粒在铝层中的夹杂应是导致拉伸性能降低的主要因素。

3 结论

(1)在焊接过程中,接头铝层产生了细小等轴状的动态再结晶晶粒,平均晶粒尺寸为4μm,并且铝层中有铜颗粒夹杂,形貌不均匀,多呈长条形。接头铜层NZ中均无铝颗粒的分布,铜晶粒都为等轴的动态再结晶组织,平均晶粒尺寸为3μm。

(2)焊后铝层和铜层的显微硬度呈现出不同的分布,铝层接头NZ平均显微硬度29.2HV;铜层接头NZ铜层平均显微硬度达到86.9HV。

(3)抗拉强度可达到154.6MPa,达到母材的61.6%,延伸率为6%。FSW后,铜颗粒在铝层中形成夹杂,是FSW铝层复合板拉伸性能下降的主要原因。

摘要：采用搅拌摩擦焊接对铝铜层状复合板进行了焊接,研究了接头组织性能。结果表明,焊接接头焊核区(Nugget zone,NZ)产生了细小等轴状的动态再结晶晶粒,铝层、铜层平均晶粒尺寸分别为4μm、3μm。NZ铝层、铜层平均显微硬度为29.21HV、86.9HV。抗拉强度为154.6 MPa,为母材的61.6%,延伸率为6%。铜颗粒在铝层中形成夹杂是拉伸性能下降的主要原因。

接头性能 第8篇

关键词：局部热处理,压印接头,模具,拉剪试验,接头强度

汽车工业面临3大问题, 即能源、公害和安全, 汽车技术的发展主要是围绕这3大问题进行的, 其中能源问题最为突出[1]。为了解决好能源问题, 汽车的结构轻量化逐渐开始受到重视。在结构轻量化的进程中, 新型薄板材料被大量使用, 如铝合金、镁合金等轻金属薄板材料[2]。这些新轻金属薄板材料一般难以甚至不能用传统的焊接方法进行连接, 为了更好地连接这些新型材料, 发展了很多新型薄板连接技术, 压印连接技术就是其中的一种。压印连接是用专用的压铆连接模具, 在外力的作用下, 迫使被连接金属材料组合在连接点处产生材料流动, 从而形成一个互相镶嵌的铆接连接点的过程。这种连接技术具有工序简单、环保、可重复性高、易实现自动化、设备使用成本和材料连接成本低等优点[3]。

目前, 国内外对压印连接的研究还处于初期阶段, 主要侧重于压印连接工艺的研究。何晓聪[4,5]从工艺参数、动态工艺模拟、接头强度、振动特性等方面总结了压印连接有限元分析的最近发展, 并研究了变差系数法在预测压印接头强度方面的应用, 指出变差系数法在产品质量评估等方面具有应用前景。为了具体模拟压印过程, Hamel等[6,7]发展了有限元程序网格自动重划技术。冯模盛等[8,9]用数值模拟与实验相结合的方法研究了压印连接过程及接头强度。通过前人的研究可知, 虽然压印接头的疲劳性能比点焊接头要好, 但是其拉伸强度只有点焊接头的70%。为了进一步提升压印接头的力学性能, 本实验用热处理方法对压印接头进行局部热处理。以前, 已有学者应用局部热处理方法改善焊接接头的性能, 付鹏飞等[10,11]研究了TC4钛合金及GH4133合金焊后的电子束局部热处理对焊接接头力学性能的影响, 罗洪艳等[12]利用火焰枪对超弹性形状记忆合金进行局部热处理, 但到目前为止还没有学者应用局部热处理方法来提高压印接头的力学性能。

本实验研究了局部热处理对同种材料不同模具压印连接接头力学性能的影响, 对比分析了冷轧钢板 (SPCC) 用圆模与方模进行压印连接, 并用氧乙炔焰进行局部热处理后抗拉强度的变化。

1 压印连接原理

压印连接是利用一对配套的上模与下模, 在专用的压力设备上, 上模在外力的作用下向下运动, 迫使连接材料在下模腔内发生变形, 填充下模的环形凹槽, 最终形成机械互锁结构, 达到连接的目的。连接过程可分为5个阶段:初期压入、初期成形、塑性成型、保压、反压。连接过程如图1所示[8]。常用的配套模具有分瓣式圆模与方模, 如图2所示。

2 实验

2.1 试件制备

本实验所用材料为冷轧钢板 (SPCC) , 采用RIV-CLINCH 1106P50压印连接设备制备试件, 设定连接工作压力为0.6MPa, 根据连接基板的性质, 选用合适的方模与圆模进行连接。方模与圆模各铆接24个试件, 连接基板尺寸为110mm20mm1mm, 搭接长度为20mm, 试件尺寸如图3所示 (单位:mm) 。

2.2 局部热处理实验

局部热处理是用氧乙炔焰对压印接头部位进行加热, 氧气与乙炔按1.1∶1.2的体积比调配。采用氧乙炔焰将压印接头加热到1000℃, 加热温度用手持式GM1350高精度红外测温仪测量。加热到指定温度后迅速将试件放入冷水中淬火, 方模与圆模试件各加热12个。将方模未热处理试件命名为S-B组, 方模已热处理试件命名为S-A组, 圆模未热处理试件命名为C-B组, 圆模已热处理试件命名为C-A组。

2.3 拉伸-剪切实验

将各组试件在MTS landmark100型电液伺服试验机上进行拉伸-剪切试验。试件两端各夹持30mm, 为防止拉伸过程中产生扭矩, 在夹持部分加上等厚的垫片, 如图3所示。拉伸速率设为5mm/min。

3 结果及分析

3.1 接头抗拉强度

在MTS landmark100型电液伺服试验机上进行拉伸-剪切试验后得到4组数据的峰值载荷, 根据峰值载荷值, 各组数据剔除4个差异较大的数据。剔除可疑数据之后, 各组数据的方差值分别为:S-B组145.32, S-A组63.338, C-B组79.23, C-A组263.70。求取各组数据的均值, 如图4所示。用方差值比上对应的均值可得各组数据离散程度绝对值, 分别为:S-B组5.55%, S-A组1.73%, C-B组2.86%, C-A组5.78%。偏差值均小于10%, 由此可知本实验数据可靠。

从图4可知, 局部热处理前方模压印接头 (S-B) 比圆模压印接头 (C-B) 的抗拉强度低5.74%。经过局部热处理后方模压印接头 (S-A) 的抗拉强度提高40.07%, 圆模压印接头 (C-A) 的抗拉强度提高64.53%。局部热处理对圆模压印接头抗拉强度提升的幅度较方模压印接头高61.04%, 导致局部热处理后方模压印接头的抗拉强度仍然比圆模压印接头的抗拉强度低19.75%。综上所述, 同种基板圆模压印接头的抗拉强度比方模压印接头抗拉强度高, 且局部热处理对圆模压印接头的抗拉强度提升幅度大。

3.2 接头失效位移

接头失效位移是接头力学性能的一个重要指标, 在MTS测试系统中设定拉伸试验达到接头峰值载荷后, 当接头抗拉强度下降95%时判定接头失效, 此时拉伸过程产生的位移则为接头失效位移。图6为拉伸过程的载荷-位移曲线, 可以看到失效位移的分散性较大, 但是同时各组试件拉伸开始的斜率很一致, 由此说明本次试验数据具有一定的参考价值。根据采集的数据, 求出各组接头的失效位移, 如图5所示。从图5可以看出, 同种基板在进行局部热处理前方模压印接头 (S-B) 的失效位移比圆模压印接头 (C-B) 低55.29%。经过局部热处理后, 方模压印接头 (S-A) 的失效位移增大49.61%, 圆模压印接头 (C-A) 的失效位移减小7.05%。虽然局部热处理使得圆模压印接头的失效位移减小, 但是圆模压印接头 (C-A) 的失效位移仍然比方模压印接头 (S-A) 的失效位移高39.64%。综上所述, 同种基板圆模压印接头的失效位移在热处理前后都要比方模压印接头的失效位移长。

3.3 接头能量吸收

接头能量吸收能力可以很好地反映出连接接头的吸震能力, 通过求出载荷-位移曲线与坐标轴所围的面积即可得接头的能量吸收值。分别求出各组试件的能量吸收值, 然后求出各组试件的能量吸收值的均值, 如图7所示。

从图7可以看出, 同种基板压印连接接头在局部热处理前方模压印接头 (S-B) 的能量吸收能力比圆模压印接头 (C-B) 的能量吸收能力低52.72%;经过局部热处理之后, 不管是方模压印接头还是圆模压印接头的能量吸收能力均有提高, 其中方模压印接头能量吸收能力提高65.56%, 圆模压印接头能量吸收能力提高115.28%。很明显, 局部热处理对圆模压印接头的提升幅度比方模压印接头的提升幅度大。综上所述, 局部热处理对同种基板的方模与圆模压印接头能量吸收能力均有提高作用, 且对圆模压印接头的能量吸收能力提升作用幅度大。

3.4 接头失效分析

目前对两层板压印连接的研究表明, 压印连接接头的失效模式有两种形式:上板颈部断裂失效与内锁拉脱失效。上板颈部断裂失效是在拉伸剪切载荷的作用下, 随着拉伸位移的增加, 拉伸载荷逐渐增大, 达到最大值时, 上板在颈部厚度最小的位置发生断裂造成接头失效;内锁拉脱失效主要是由于基板的强度较大, 接头中上板在下板中镶嵌量不够充分, 上板颈部强度大于上板在下板中的自锁强度, 接头在拉伸剪切载荷作用下, 上板在下板中的自锁结构先失效, 导致上下板分离而失效。

图8为方模与圆模压印接头经拉伸剪切试验后的失效模式。从图8中可以看出, 局部热处理前方模 (S-B) 与圆模 (C-B) 压印接头的失效模式均为内锁拉脱失效, 内锁拉脱过程中圆模压印接头颈部被撕裂的程度较方模压印接头被撕裂的程度大。经过局部热处理之后, 方模压印接头 (S-A) 的失效模式仍然为内锁拉脱失效, 只是内锁拉脱过程中颈部被撕裂的程度增大了;圆模压印接头 (C-A) 的失效模式已变为上板颈部断裂失效。发生这样的变化是因为局部热处理使基板的强度变大, 在内锁拉脱失效过程中内锁部分受挤压变形困难, 最终导致方模压印接头的颈部撕裂程度增大, 圆模压印接头颈部直接被撕断造成失效。压印接头的失效模式很好地反映出拉伸剪切试验结果, 即局部热处理使方模与圆模压印接头的强度均得到提升, 方模压印接头的失效位移变长, 圆模压印接头的失效位移稍微变短, 综合起来两种压印接头的能量吸收能力还是都有所提升。

4 结论

(1) 局部热处理对方模及圆模压印连接接头的抗拉强度及能量吸收能力均有提高作用, 且圆模压印连接接头的提升幅度大于方模压印连接接头;局部热处理对方模压印连接接头的失效位移有增大作用, 对圆模压印连接接头的失效位移有减小作用。

(2) 局部热处理对压印连接接头的失效模式有影响, 方模压印连接接头经局部热处理后内锁拉脱失效时颈部被撕裂的程度增大, 圆模压印连接接头经局部热处理后失效模式由内锁拉脱失效变为颈部断裂失效。局部热处理最终使得两种模具压印连接接头的综合力学性能得到提升。

参考文献

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接头性能 第9篇

关键词：DD3单晶合金,TLP扩散焊,组织

航空发动机性能正在不断改善与提高,这就要求作为发动机心脏的涡轮转子叶片不但要具有优良的性能,而且工作温度也要进一步提高,从而提高发动机效率。航空发动机等轴晶高温合金叶片的运行经验表明,在高温、热应力和机械应力、腐蚀气氛的长时作用下,大多数裂纹发生在晶界,且与主应力方向垂直,说明与主要应力垂直的晶界是叶片内部薄弱环节之一。为此,定向凝固和单晶合金在近些年得到迅速发展,其中单晶合金较等轴及定向凝固高温合金有更高疲劳寿命、持久塑性及工作温度,叶片的使用寿命较传统铸造叶片提高4～5倍[1,2],是目前最优越的涡轮叶片用材料。国外研究发展了多种单晶合金,并用于航空发动机涡轮叶片的制造[3,4,5,6,7]。

DD3合金为国内自行研制的第一代镍基单晶高温合金,其成分比较简单,不含稀缺贵重元素,成本较低,中、高温性能良好,力学性能与国外第一代单晶合金PWA1480相当。该合金还具有优越的抗热疲劳性能,组织稳定性好,适合于制作1040℃以下工作的燃气涡轮转子叶片和在1100℃以下工作的导向叶片[8,9]。然而,在单晶高温合金叶片制造过程中,叶片端部通常留有脱芯工艺孔,这些孔需要焊接来封堵。钎焊和液相扩散连接方法(TLP扩散焊)是单晶叶片最有效的焊接方法,特别是TLP扩散焊,不会破坏母材组织,而且焊缝组织可实现与母材相近或相同,从而保证叶片性能。

本研究采用TLP扩散焊方法,在1250℃/10min+标准热处理(1250℃/4h空冷+870℃/32h空冷,下同)、1250℃/4h+标准热处理两种规范下,实现0°+30°,0°+60°取向DD3合金试样的连接,并测试了接头持久性能,为单晶叶片焊接提供技术依据。

1 实验方法

实验用母材为DD3单晶高温合金,成分如表1所示。制备过程:首先采用真空熔炼炉熔炼母合金,然后真空感应炉重熔,利用定向凝固引晶法使其生长成试板或试棒。铸态的DD3合金主要由γ固溶体、γ′相和微量的MC相组成,经过标准热处理后合金主要组成相为γ固溶体及细小均匀分布的立方形γ′相。试样制备过程中,0°,30°和60°取向的母材分别为主应力轴与单晶生长方向的夹角0°,30°和60°。实验中使用的中间层合金为D1F,其成分为将DD3母材中的Al,Ti元素去除后,添加3.8%(质量分数)的B元素配制而成,之后将其制成0.02mm厚的非晶态箔带。

实验中金相试样和力学性能试样均采用对接接头方式进行连接。实验前先将试样被焊表面经200,400#和600#砂纸打磨,之后将试样置于丙酮中进行超声清洗。将2层D1F箔带放置在清洗后的被连接试样中间,点焊定位后放在炉中待焊。实验过程中选用了两种焊接规范:1250℃/10min炉冷+标准热处理和1250℃/4h炉冷+标准热处理。通过扫描电镜(SEM)观察接头界面的微观组织形貌,对取向不同的DD3扩散连接接头980℃持久性能进行测试。

2 结果与讨论

2.1 0°+30°与0°+60°取向试样扩散连接接头组织

2.1.1 0°+30°取向试样扩散连接接头组织

图1是0°+30°取向试样采用D1F中间层合金经1250℃/10min/炉冷扩散连接+标准热处理的接头组织,观察可知,焊缝中心两侧存在断续分布的小块状硼化物相,但主要还是连续分布的γ+γ′花团状共晶组织,花团中心区γ′相较小,而周围的γ′相较大,被丝状γ相分割成放射状。在焊缝中央既有断续分布的块状硼化物相,同时还存在尺寸较大的枝状硼化物相。此外,不同取向的两母材中析出的γ′相取向也有区别。

经1250℃/4h/炉冷扩散连接的焊缝组织如图2所示,可见焊缝组织已比较均匀,但在焊缝中央存在一个明显的界面,界面上为大块的γ′相和断续分布的硼化物相。母材中析出的γ′相由于冷却缓慢发生粗化和边界圆化,尺寸约1μm。焊缝中析出的γ′相尺寸相对较小,约0.5μm。

1250℃/4h/炉冷扩散连接接头经标准热处理后的焊缝组织如图3所示。可知,与图1所示试样焊缝组织相比差别较大,焊缝中央的硼化物已经完全扩散消除,但是仍然存在一个明显的界面,界面上γ′相的尺寸较大。而母材γ′相尺寸与不经标准热处理的试样相比明显减小,约0.25μm,近缝区的化合物相基本上扩散消除。

2.1.2 0°+60°取向试样扩散连接接头组织

采用D1F中间层合金1250℃/10min/炉冷+标准热处理规范下扩散连接的0°+60°取向试样接头组织如图4所示,观察可知,焊缝存在明显界面,由从焊缝两侧生成的花团状γ+γ′共晶交汇而成,焊缝中央有少量硼化物相。

1250℃/4h/炉冷扩散连接的接头组织如图5所示,可见焊缝中存在明显界面,由于中间层合金中B元素向母材的扩散使近缝区母材熔点下降,局部发生初熔现象,熔化的液相冷却后转变为光板状γ+γ′共晶,周围个别部位还有针状的硼化物相。由于冷速缓慢,母材的γ′相发生粗化,焊缝中的γ′相较细小。

1250℃/4h/炉冷扩散连接接头经标准热处理的组织如图6所示,与图5相比,焊缝仅为一条界面,界面上的γ′相尺寸较大,母材的γ′相变得细小。

2.2 接头的TLP扩散连接机理

实验中D1F中间层合金与DD3合金之间的作用主要遵循TLP扩散连接机理,整个扩散过程分为3个阶段:液膜形成、等温凝固和成分均匀化[10,11]。液膜形成阶段包括中间层合金加热熔化以及与母材相互作用导致其向焊缝中溶解使液相层变宽两个过程。由于D1F合金熔点低于1250℃,所以液膜在加热过程中已经形成,液膜中B元素尺寸小,扩散速率快,向DD3母材表面聚集,与母材发生反应,导致母材溶解。在TLP连接加热过程后期以及保温阶段前期,母材溶解占主要地位,一方面,由于液相中间层中的B元素浓度比较高,与母材之间浓度梯度比较大,在此驱动下B将从液相通过液-固界面快速向母材扩散,使界面附近母材中的B浓度很快达到并超过连接温度下对应的固相线浓度Cs,促使母材发生溶解或熔化;另一方面,焊缝中的B向母材扩散及母材向焊缝的溶解两者均使焊缝中的B浓度逐渐稀释降低,相应B的扩散驱动力减小,扩散与溶解反应速率变慢而向有利于凝固反应进行的方向发展。该溶解过程要一直进行到焊缝中液相的平均B浓度达到连接温度下对应的液相线浓度Cl,液相与固相在界面上建立起一种动态平衡。

(a)焊缝形貌;(b)近缝区母材初熔;(c)焊缝中析出的γ′相; (d)0°取向母材γ′相;(e)60°取向母材γ′相

(a)bonding seam;(b)base material adjacent to the bonding seam begins to melt;(c)γ′phases in the bonding seam; (d)γ′phases in the base material with the orientation of 0°;(e)γ′phases in the base material with the orientation of 60°

DD3合金母材在液态中间层合金作用下溶解速率逐渐减慢,当液固界面溶质B原子浓度降低到固相线时,焊缝宽度基本保持不变,进入等温凝固阶段。焊缝的等温凝固同样是晶体形核与长大的过程,与通常金属凝固所不同的是凝固过程在等温条件下进行,无论是在液体还是在固体中均不存在温度梯度,因此是主要受溶质原子在液固相中扩散所控制的过程。元素在液相中扩散很快,液相也能很快均匀化,当液相/母材界面某处B浓度降低到满足凝固条件时,则以单晶母材的固相表面为晶核生长,从而使焊缝中的液-固界面向焊缝中心推移,直到焊缝中的液相消失,等温凝固过程结束。当两连接试样晶体取向不一致时,分别以两母材的固相表面为晶核生长向前推移的液-固界面在焊缝中的液相消失相遇时,就会在焊缝中心形成界面(图2(a),图3,图5(a),图6)。

等温凝固完成后,接头中液相完全消失,在随后的保温过程中,B原子会继续扩散。由于接头中硼化物的存在会降低接头的力学性能,因此均匀化处理的时间必须足够长,使得B扩散充分。可见B元素的扩散在接头等温凝固过程中起到了决定性作用。

2.3 试样取向对DD3扩散连接接头持久性能的影响

表2是用两层总厚度为40μm的D1F中间层合金,在1250℃/4h规范下TLP扩散连接不同取向组合的DD3合金试棒,并在焊后按母材标准热处理制度进行固溶时效处理后,接头980℃持久性能测试结果。可以看到,被焊两母材取向不匹配时,接头性能很低,明显低于同中间层合金、同规范扩散连接的母材取向一致的接头,接头断裂均发生在焊缝。因此扩散连接单晶合金时为了获得高性能的接头应尽可能使被焊两试样取向一致。

3 结论

(1)DD3单晶合金0°+30°取向的连接试样接头组织与0°+60°取向连接试样在相同的扩散工艺规范下得到的接头组织类似。

(2)采用D1F中间层合金在1250℃/4h规范下TLP扩散连接DD3单晶合金,并在焊后按母材热处理制度进行固溶时效处理,焊缝中的硼化物可消除,焊缝可基本扩散均匀化,但是由于被焊母材取向不同,在焊缝中心存在由大块γ′相组成的界面,此界面与外加应力方向垂直,是高温应力作用下的薄弱环节。

(3)被焊母材取向不匹配时,接头性能很低,明显低于同中间层合金、同规范扩散连接的母材取向一致的接头,接头断裂均发生在焊缝,因此扩散连接单晶合金时为了获得高性能的接头应尽可能使被焊两试样取向一致。

参考文献

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接头性能 第10篇

关键词：高速列车,铝合金,电阻点焊,宏观形貌,力学性能

0序言

随着现代交通的高速发展, 高速列车作为轨道交通的代表应运而生。而高速列车多采用动力分散式[1], 这对列车车体的轻量化提出了更高的要求。由于铝合金比强度高, 导热性和耐蚀性好, 且材料可以再生利用, 因此铝合金在高速列车制造上具有其他材料不可替代的功能。从设计结构方面考虑, 板梁结构可以保持车体质量最低, 广泛用于铝合金车体端墙结构中。该结构主要采用手工MIG焊工艺和电阻点焊工艺, 与MIG焊工艺相比, 电阻点焊工艺可以更大程度的降低端墙外板的变形量, 减少调修量。但电阻点焊目前尚未存在有效的无损检测方法, 且国内有关铝合金电阻点焊工艺的研究都是针对汽车车身等相对较薄的材料[2], 对于高速列车中用A7N01S-T5及A5083-P材料的研究尚未存在, 因此研究电阻点焊的焊接工艺参数对其接头的宏观形貌及性能的影响对高速列车的实际生产具有重要的指导意义。

1 试验材料与方法

1.1 试验材料

论文采用5mm厚的A7N01S-T5和4mm厚的A5083-P板材作为被焊材料。其中A7N01S-T5为Al-Zn-Mg合金, 是热处理强化铝合金, 其强化相为Mg Zn2, 具有很好的自然时效性能;A5083-P为Al-Mg合金, 属非热处理强化铝合金。两种材料的主要化学成分及力学性能如表1和表2所示。

1.2 电阻点焊试验

试验采用额定功率为350k VA, 最大容量为960k VA的三项整流式自动点焊系统。试样规格为200mm×50mm, 按照EN15085-3《铁路上的应用-铁路车辆及其部件的焊接-设计要求》附录F中的要求并按表3中的点焊参数进行电阻点焊。由于点焊时分流作用的影响, 每组试样进行3次点焊, 且取受分流作用影响较大的第三个点作为最终的焊接接头, 以观察其宏观形貌。

取点焊接头宏观形貌较好的一组焊接参数, 并按照EN14273-2001《电阻点焊、缝焊和浮凸焊接剪切试验的程序和样品尺寸》中的要求制作剪切试样, 并进行剪切试验。

取剪切试验中的焊接参数, 并按照ISO10447-2006《电阻焊电阻点焊与凸焊的剥离和凿削试验》中的要求制作剥离和凿削试样, 并进行剥离和凿削试验。

2 试验结果与分析

试验结果如图1 (a~g) 所示, 各组接头的焊核直径见表4。

a) 组1;b) 组2;c) 组3;d) 组4;e) 组5;f) 组6;g) 组7

2.1 电极压力对点焊接头宏观形貌的影响

从组1和组2的试验结果中可知, 在焊接电流和时间相同的情况下, 电极压力由21.4k N减小到17.6k N时, 其熔核直径由3.5mm增大到5.5mm。这说明随着电极压力的减小, 熔核直径会相应增加。因为电极压力增大会使金属的弹性和塑性变形增加, 这对压平接触面的凹凸不平和破坏不良导体的膜有利, 进而使其接触电阻减小, 相反则接触电阻增大。根据焦耳定律可知, 这会增加焊接区的电阻热, 进而熔化区面积增加, 最终导致熔核直径增加。

2.2 焊接电流对点焊接头宏观形貌的影响

从组2、3、4的试验结果中可以看出, 在通电时间及电极压力不变的情况下, 当焊接电流分别为55k A, 56k A, 57k A时, 对应的熔核直径为5.5mm, 6mm, 7mm。这说明当焊接电流增加时, 接头的熔核直径也相应增加, 且基本符合线性关系, 如图2所示。

从组2、3、4接头宏观形貌中还可以发现, 接头断面的形状为椭圆形, 且沿接触面对称分布, 当焊接电流增加时, 椭圆的面积也相应均匀的增加, 并没有突变成不规则的断面。这说明在一定范围内, 焊接电流的增加对电阻热的贡献是均匀变化的。所以要想获得较为理想直径的点焊接头, 在一定范围提高焊接电流是最直接, 也是最有效的途径之一。

2.3 通电时间对点焊接头宏观形貌的影响

分析组4、5、6、7的试验结果可知, 在焊接电流和电极压力不变的前提下, 延长通电时间, 其熔核直径在12ms到14ms之间变化较大, 在14ms~16ms之间变化较为平缓, 变化趋势如图3所示。这是因为铝合金材料的熔点低, 导热快, 导致点焊时接头的高温软化区较大, 对通电时间的变化非常敏感, 程方杰等认为通电时间每增加1周波, 软化区显著增加。且300℃以上的区域随通电时间的增加扩大更为明显。此时接触面已经形成了完全的金属接触, 导致接触电阻降低, 从而电阻产热将大幅度下降。所以当通电时间继续增加时, 熔核直径方向的尺寸已基本长到极限, 此时主要体现在厚度方向的缓慢增长[4]。有研究表明, 熔核的直径是影响点焊接头强度的直接因素, 两者成正比关系;而厚度方向的增加对接头强度影响很小, 且从组5、6、7接头表面的下压量来看, 组7接头的下压量明显过大, 这在实际的生产中会影响产品的表面质量, 是需要避免的。

2.4 点焊接头剪切试验

从以上7组接头的宏观形貌的综合分析得知, 组6的焊接工艺参数为7组试验中最佳, 取组6的工艺参数进行点焊接头的剪切试验, 其结果见表5和图4。从图4中可观察到, 相同工艺参数的条件下, 每个焊点的剪切力相差较大, 但都在一定范围内波动。剪切力的最低值为7.55k N, 最高值为14.62k N, 平均值为11.17k N。所得结果满足EN15085-3附录F中的要求。

2.5 点焊接头剥离和凿削试验

同样取组6的焊接工艺参数进行点焊接头的剥离和凿削试验, 试验结果如表6和表7所示。

分析点焊接头剥离试验结果可知, 其熔核最小直径为8.5mm, 平均直径为9.8mm, 凿削试验的熔核最小直径为8.5mm, 平均直径为9.6mm。试验结果符合EN15085-3附录F中的规定的最小值。

3结论

1) 在一定范围内, 电极压力减小, 被焊工件接触电阻增大, 熔化区面积增加, 最终导致熔核直径增加。

2) 在一定范围内, 焊接电流与接头的熔核直径符合线性关系, 提高焊接电流是增加接头熔核直径最直接, 最有效的途径之一。

3) 延长通电时间在一定范围内可以增加熔核直径, 但继续增加通电时间时, 主要体现在熔核厚度方向的增长, 且会导致接头表面下压量过大。

4) 点焊接头剪切试验、剥离和凿削试验验证了上述结论的适用性, 对实际的生产具有重要的指导意义。

参考文献

[1]何如.高速列车铝合金焊接接头疲劳性能研究[M].北京:北京交通大学, 2008, 6.

[2]倪建东, 刘新霞, 宋永伦.轿车车身6061铝合金的中频点焊工艺及接头性能研究[J].电焊机, 2009, 39 (7) :41.

[3]张铁浩, 李振江.铁道车辆铝合金车体电阻点焊缺陷分析及预防措施[J].装备制造技术, 2013 (4) :59.