超高强钢范文（精选8篇）
超高强钢 第1篇
热冲压成形技术是一项专门用于成形超高强度钢板的新技术。热冲压件的抗拉强度可超过1500MPa,且成形精度高,基本无回弹。这种方式能够充分利用材料的塑性性能来冲压零件,用于汽车结构件制造时,可提高汽车的安全性能,减轻车身重量。目前只有少数几家单位对热冲压技术进行研究,在模具设计、工艺试验及模拟方面获得了相应成果[1,2,3,4],但对工艺参数之间的关系未作深入探讨。
热冲压成形工艺难以把握,利用模拟技术可以优化工艺参数[5]。本文以车门防撞梁为例,通过数值模拟和热冲压试验相结合的方法研究超高强钢板的热成形工艺特征,建立冲压力与冲压速度和初始成形温度的关系模型,并通过试验验证了模型的正确性。
1 材料特性
试验钢板为宝钢产22MnB5热轧板,牌号为BR1500HS,厚度为2mm,密度为7850kg/m3,临界冷却速度为15℃/s,化学组分如表1所示。
热轧状态下,材料的硬度约为193HV,抗拉强度在500～600MPa之间,微观组织成分为铁素体和珠光体,经过热冲压后,材料强度提高2.5倍以上,组织转变为板条状马氏体。
热冲压成形属于准静态过程[6],成形过程中,钢板产生机械变形的同时,温度急剧下降,故接触处理是板料热冲压成形有限元分析的关键技术,板料与模具之间的摩擦力与传热系数的确定至关重要。热冲压过程中,摩擦力对成形件质量的影响很大,它不仅与压力有关,还与接触面的温度有关[7]。在板料与模具的接触过程中,热交换包括热传导、热对流和热辐射三部分。传热系数是影响温度场的重要因素:在板料与模具接触前,传热系数与接触间隙关系密切;紧密接触后,传热系数主要受到压力的影响。
2 防撞梁热冲压成形数值模拟分析
文献[8]详细介绍了防撞梁的热冲压成形过程中冲压速度、初始成形温度的影响规律,并指出,对于2mm厚的热轧硼钢HR1500HS,最佳冲压速度区间为50～100mm/s,最佳初始成形温度区间为750～850℃。本文在此基础上利用冲压软件PamStamp 2G研究防撞梁热冲压工艺参数之间的关系,并给出冲压力计算方法。
冲压力是零件成形时重要的工艺参数,热冲压过程中,在材料确定后,冲压力的大小主要受板料厚度、初始成形温度、成形速度以及冲压件大小和冲压深度等影响。对于本文所研究的防撞梁,主要考虑初始成形温度和冲压速度两个因素。根据牛顿静态力学理论,作用力与反作用力大小相等,本文依据模具在冲压过程中的受力情况,反算成形件所需要的成形力。
为研究冲压力与冲压速度以及初始成形温度之间的关系(以便建立相关模型),在冲压速度20～200mm/s,成形温度700～900℃范围内,对防撞梁热成形进行数值模拟,得到所需成形力如表2所示。
首先分析冲压速度与冲压力的关系——同一初始温度下,不同冲压速度对板料成形力的影响。如表2所示,在成形温度范围内(700～900℃),同一初始成形温度下,随着冲压速度的增大,板料成形所需冲压力减小,板料成形较快。板料的平均变形温度增加时,塑性相对较好,所需变形抗力相对较小。
进而分析初始成形温度与冲压力的关系——在同一冲压速度下,不同初始成形温度对板材成形力的影响。表2表明,在同一成形速度下,冲压力随着初始成形温度的增加而减小,即板料塑性越好,变形抗力越小。
图1是热冲压过程中模具受力曲线图,工艺参数如下:初始成形温度为850℃,冲压速度为50mm/s。由图1可知:板料在冲压深度小于20mm时,受力较小,因为这时模具与板料接触面较小,板料温度相对较高,板料变形抗力较小;冲压深度超高25mm后,板料受力才开始明显上升,当接近完全成形时,冲压力急剧上升。因为此时模具与板材的接触越来越紧密,板料变形速率增加,温降也加快,变形抗力增大,故所需成形力快速增大。
根据数值模拟数据,分析冲压力与冲压速度和成形温度之间的关系模型,通过软件合成不同的计算公式,最终根据公式的复杂程度与相关系数选择的公式如下:
F=a+bt+clnv +dt2+ftln v (1)
式中,t为初始成形温度,℃;v为冲压速度,mm/s;a、b、c、d、f为模型参数系数,a=1534.98,b=-0.3236,c=-109.54,d=-7.789×10-4,f=0.1357。
式(1)的相关系数R2=0.976,BR1500HS钢的成形条件如下:初始成形温度为700～900℃,冲压速度为20～200mm/s。式(1)针对的是1/2防撞梁,即对整个防撞梁来说,式(1)计算所得的成形力需加倍。图2为冲压力与冲压速度和成形温度之间的空间关系图。由图2容易看出:冲压速度相同时,冲压力随着初始成形温度的降低而不断增大;在同一初始成形温度下,冲压力随着冲压速度的增加而减小。
3 防撞梁热冲压成形工艺试验与分析
文献[8]与文献[9]从数值模拟及试验方面研究了防撞梁热冲压成形工艺,工艺参数优选结果如下:加热温度为930℃,保温时间为270s,压机冲压速度为75mm/s,成形后保压15s,水流速度为1.1m/s。根据上述结果进行热冲压试验,红外测温显示板料冲压前的温度为810～830℃,由式(1)计算得到的冲压力为564～593kN,进而计算所得的压力为5.8～6MPa,试验设定的冲压力为6MPa,从热成形件成形效果判断,防撞梁完全成形,无破裂起皱等缺陷产生,说明利用式(1)计算的冲压力与防撞梁热成形试验所需的成形力相一致,即式(1)可以作为防撞梁热冲压成形的经验公式使用。
3.1 防撞梁热冲压件厚度
根据要求,所研究防撞梁的减薄率应控制在25%之内,且厚度较均匀。试验测得成形件各点厚度分布见表3。
由测试结果可知,零件的最厚处在图3的5处,最薄处在4的位置,测试结果验证了模拟结果的正确性[8]。根据表3比较零件端部边缘位置的点1和点2厚度,点6与点7厚度及点8与点9厚度可知,热冲压零件两端,越靠近边缘,减薄越多;点8与点9在斜面与平面的圆弧过渡位置,属于应力集中地区,故变薄较为明显;比较6点、7点与1点、2点可知,零件中间的拉伸较边缘稍明显;比较零件中心位置的点3、侧壁位置的点10与边缘位置的点11可知,零件侧壁的变薄率较为明显,约7%;热成形零件的最大减薄率为17%,厚度最大值为2.18mm,厚度区间分布较窄,即满足防撞梁厚度要求。
3.2 防撞梁热冲压件力学性能
零件的硬度分布如表4所示,热冲压件的硬度分布较为均匀,极差为2.7HRC,均值为47.6HRC。硬度测试点和拉伸试样在零件上的位置见图4,拉伸试样采用50标距(国际上对热冲压零件的评价方法),抗拉强度平均值为1545MPa。
本文通过STRAINFLEX MSF-2M型X射线残余应力分析仪对热冲压防撞梁表面进行测试与分析,为说明工件表面质量提供实验依据。根据文献[8]的数值模拟结论,热成形件的最大应力发生在图5标记的位置处,测试结果见表5。数据表明,拉伸深度越大,残余应力越大,即点3位置处残余应力最大,因为此位置最后成形,是整个零件最大拉伸处,此部位在成形中的温度差较大,处在机械力与热力的双重影响下,内应力相对较大。
热成形件最大残余应力为306MPa,不到抗拉强度数值的20%,故对于成形件来说,不需要消除残余应力。热处理或时效处理在消除残余应力的同时也降低了热冲压件的抗拉强度, 这对于以安全性为重的防撞梁来说是没有必要的。
3.3 防撞梁热冲压件精度与微观组织
回弹是影响冲压件形状精度的主要因素,比较防撞梁数学模型与热冲压件中间截面回弹量,并将其与冷冲压件中间截面回弹量对比,结果如表6所示,图6为防撞梁数学模型的中间截面图,θ1、θ2为回弹精度角,是表征防撞梁回弹量的重要参数,其中θ1=32°,θ2=16°。由表6可以看出,热成形件的回弹很小,只有冷冲压件的一半,而冷冲压件的抗拉强度约为600MPa,不到热成形件拉抗强度的一半。图7为防撞梁金相照片,可见组织都较均匀,呈现大量板条状马氏体。
以上测试结果表明:防撞梁热冲压件比较理想,本文所使用的研究方法可行。
4 结语
防撞梁热冲压工艺试验结果表明:成形件的厚度和硬度分布较为均匀,抗拉强度达到1545MPa,最大残余应力只有抗拉强度数值的20%左右,不需要消除;热成形件精度较高,回弹量较小;组织为均匀板条状马氏体,这说明热冲压工艺较为合理。
摘要：采用数值模拟与试验相结合的方法研究了防撞梁热冲压成形工艺。根据BR1500HS材料特性,通过数值模拟优化工艺参数,建立了冲压力与初始成形温度和冲压速度的关系模型,指出了冲压力变化趋势,并通过防撞梁热冲压试验验证了冲压力模型的可靠性。零件性能测试结果显示,热冲压件的厚度和硬度分布较为均匀:平均硬度为47.6HRC,最大减薄率为17%,零件抗拉强度达到1545MPa,最大残余应力只有抗拉强度的20%左右,回弹较小,组织为均匀板条状马氏体。
关键词：热成形,防撞梁,数值模拟,模型
参考文献
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先进高强钢和汽车轻量化 第2篇
AHSS 钢主要包括双相钢(D P)、相变诱发塑性钢(TRI P)复相钢(CP)和马氏体钢(M)等 ,这类钢是通过相变组织强化来达到高强度的 , 强度范围 500 ～1500 MPa。具有高的减重潜力、高的碰撞吸收能、高的疲劳强度、高的成型性和低的平面各向异性等优点 D P钢
DP 钢板的商业化开发已近30，年包括热轧、冷轧、电镀和热镀锌产品。主要组织是铁素体和马氏体 , 其中马氏体的含量在 5 %～ 20 %, 随着马氏体含量的增加 , 强度线性增加 , 强度范围为 500～ 1 200 MPa。除了AHSS 钢的共性特点外 , 双相钢还具有低的屈强比、高的加工硬化指数、高的烘烤硬化性能、没有屈服延伸和室温时效等特点。DP 钢一般用于需高强度、高的抗碰撞吸收能且成形要求 也较严格的汽车零件 , 如车轮、保险杠、悬挂系统及其加强件等.热轧 D P 钢的生产是通过控制冷却来得到铁素体和马氏体的组织的 , 冷轧和热镀锌 DP 钢是通过铁素体和奥氏体两相区退火和随后的快速冷却来得到铁素体和马氏体组织的。D P 钢的主要成分是 C和Mn , 根据生产工艺的不同可适当添加Cr、Mo 等元素使C曲线右移 , 避免冷却时析出珠光体和贝氏体等组织。
复相钢
复相（Complex Phase: CP）钢是指两相在数量和尺寸上有相同的数量级，其组织特点是
细小的铁素体和高比例的硬质相如贝氏体、马氏体，含有铌、钛等元素。复相钢基本上是在Mn-Cr-Si合金成分体系的基础上，通过马氏体、贝氏体以及Ti、Nb和V等微合金元素的晶粒细化效应和析出强化的复合作用，结合适当的卷取工艺而生产的，抗拉强度能够达到800~1000MPa。具有很高的能量吸收能力和扩孔性能，广泛应用于汽车车身中车门的防撞杆、保险杠与B立柱等提高汽车安全性能的部件。贝氏体钢
贝氏体（Bainite: B）钢的微观组织为贝氏体，通过控制冷却速度或者空冷可以得到贝氏体组织。贝氏体钢的化学成分主要由碳和微量铬、硼、钼、镍等合金元素组成，含碳量低于 0.05%。贝氏体钢的韧性好、强度高（530~1500MPa），并且随着贝氏体转变温度的降低，贝氏体钢的强度增加，贝氏体钢的成形能力和焊接性均很好，在航空航天、船舶与石油化工。马氏体钢
马氏体钢的微观组织为少量的铁素体和/或贝氏体均匀的分布在板条状的马氏体基体上。通过在连续退火线或者出料辊道上的快速冷却作用，使奥氏体向马氏体完全转变从而得到马氏体钢。向马氏体中加入碳元素能提高马氏体的淬硬性，起到强化的作用；为提高马氏体钢的淬透性可以加入不同比例的 Mn、Mo、B、V、Ni、Si、Cr 等合金元素。马氏体钢是先进高强钢中抗拉强度最高的钢种，最高能达到 1700MPa。
相变诱发塑性钢
相变诱发塑性（TRIP）钢是为了满足汽车工业对高强度、高塑性钢板的要求而开发研制的，微观组织主要为铁素体、贝氏体和残余奥氏体（体积分数一般为 10%~20%）。在冷成形过程中，残余奥氏体向硬的马氏体发生转变（形变诱导相变）的同时发生塑性变形。这种硬化使得组织变形难以在局部集中并使应变分散，导致了整个组织中的塑性变形分布比较均匀，这种现象称为相变诱发塑性。TRIP 钢具有强度高、延展性好、易冲压成形和能量吸收率高等特点，可以大幅度地减轻车身自重，降低油耗，同时能够抵御发生碰撞时的塑性变形，显著提高汽车的安全性能，在汽车制造领域有着巨大的优势。
TRIP 钢分为热轧型 TRIP 钢和热处理型冷轧 TRIP 钢。热轧型 TRIP 钢是通过控轧控冷获得大量的残余奥氏体组织。热处理型冷轧 TRIP 钢是在冷轧后采用临界加热，然后在下贝氏体转变温度范围内等温淬火。快速加热至临界温度，形成铁素体-奥氏体混合组织。与双相钢的热处理工艺最大的区别在于，为了在最终的组织中保留奥氏体，需要引入贝氏体等温淬火保持阶段（或缓冷）。通过碳在未转变的奥氏体中的富集使马氏体转变温度降至低于零度，但仅通过铁素体形成时产生的碳富集是不够的，因此，贝氏体形成时会造成更多的
碳富集。通过添加硅或铝，不仅能起到固溶强化作用，而且还能阻止在贝氏体形成过程中碳化物析出。孪生诱导塑性钢
孪生诱导塑性(TWIP)钢是第二代先进高强钢的典型钢种，又称FeMn钢、高锰钢或现代轻质钢，成分特点是锰和铝含量较高，具有高强度、高加工硬化速率和优异的延展性（总延伸率可高达70%）。主要有Fe-Mn-C钢、Fe-Mn-C-Al钢及Fe-Mn-C-Al-Si钢。研究结果表明FeMn-TWIP钢加工硬化速率n值高且均匀，可承受局部应变峰值并具有良好的应变分布（抗颈缩），同时成形性能好，具有较好的能量吸收性能。由于这类钢的处理工艺复杂、合金元素含量较高，虽然具有高强度和高韧性等良好的综合性能，但目前为止还没有商业化，在汽车工业上的应用还很有限。
相同成分DP钢和TRIP钢部分力学性能的比较
对同一种钢板进行不同热处理分别制成具有相同铁素体含量的双相钢(DP钢)和相变诱发塑性变形钢(TRIP钢)，并对其部分力学性能进行对比。比较发现，铁素体基体上不同的第二相使得材料力学性能产生巨大差异：马氏体使DP钢具有很高的抗拉强度，残余奥氏体则赋予TRIP钢优良的伸长率；DP钢拥有更加优良的加工硬化能力，TRIP钢则具有较为理想的烘烤硬化能力。试验表明，考察DP钢和TRIP钢的烘烤硬化能力时，除柯氏气团外，内应力的消除也应该考虑其中。两种材料的组织有相似之处：F为基体，其上分布着较硬的第二相，不同之处在于第二相的种类和数量。
单轴拉伸试验，得到的负荷-应变曲线如图。TRIP钢具有明显的屈服平台，而DP钢则呈现连续屈服的特点。对两种材料的主要性能参数进行比较，结果见表
DP钢淬火过程中，临界区保温形成的奥氏体转变成比容较大M，使周围的F受到压迫，在其内部生成大量位错，成为低应力下可激活的位错源因此其屈服强度(σ0.2)低于TRIP钢。但是由于组织中存在40%M，其抗拉强度(σb)明显高于以B为主要第二相的TRIP钢。虽然σb 不及DP钢，但TRIP钢的δ是DP钢的2.3倍，达到37%，TRIP钢优良的伸长率与形变过程中Ar转变为M有关，可从以下几点解释(1)拉伸变形时在最大变形部位首先诱发马氏体相变, 使局部强度提高, 难以继续变形, 变形向未发生马氏体相变的其他部位转移, 推迟了颈缩的形成。(2)拉伸变形时局部应力集中因马氏体相变而松驰, 推迟了裂纹的产生。(3)Ar与α呈共格关系, 高能界面不利于裂纹的扩展。
可看出，在相同应变下DP钢的WH值远远高于TRIP钢的，这与两种材料的组织密切相关，可从以下几点解释：
(1)作为基体上的第二相,DP钢中的M和TRIP钢中的B起阻碍位错运动的作用。M硬度远远高于B硬度, 因此其对位错具有更强的阻碍作用, 导致加工硬化很高。由于M和B含量很高, 因此这是导致两种材料加工硬化值性能差异的最主要原因。
(2)变形过程中，TRIP钢中的Ar逐渐转变为M 释放了集中的内应力，降低了对位错阻碍作用，导致WH值下降。
(3)虽然TRIP钢中由A相转变得来的M会在继续变形时对位错起到较为强烈的阻碍作用，但是由于其含量很低 因此对WH的贡献也较低。
在较低应变范围内(0%～2%)，DP钢的加工硬化值很高(410MPa)，而在较高应变范围内(>2%)给予相同应变，WH值增量显著降低。
原因：塑性变形之初，运动位错滑移到晶界处, 受到马氏体的阻碍停止运动, 强烈的阻碍作用使得必须产生新的位错或开动相邻晶粒中的滑移系才能保证塑变继续进行, 因此加工硬化值很高。随着变形的进行, 大量位错在马氏体颗粒前塞积, 塞积的位错会对新产生的位错形成一定阻碍作用,而这一作用显著低于M的阻碍作用, 因此由其导致的WH增量明显降低。
高强钢的烘烤硬化能力
成型后的汽车覆盖件在喷漆以后通常会置于170℃保温一段时间，称为烘漆。烘漆后钢板屈服强度提高的现象称之为烘烤硬化(BakeHardening)。烘烤硬化的机理是在烘烤过程中, 位错应力场中的碳(氮)原子受到热激活向位错偏聚, 形成柯氏气团,从而对位错起到钉扎作
用,使其再次受载时需要更大的力才能摆脱气团或拖曳气团一起运动，宏观上表现为屈服强度的提高。与固溶碳(氮)原子数目和位错密度密切相关。
Trip随着预变形量的增加,BH值先上升后下降。因为塑变初期, 随着变形增加, 材料中位错密度增加，烘烤后被钉扎的位错数目增加, 因此BH值上升；但是由于材料中固溶碳原子有限, 当变形超过一定值后,形成的柯氏气团的饱和度下降，导致BH值降低。对于DP钢的BH随预变形量增加而下降(10%预应变试样的BH值为-380MPa)。DP钢的烘烤硬化能力差与其组织中存在一定含量M有关: 变形过程中,M强烈阻碍位错的同时产生很大的内应力，内应力对阻碍位错运动也起到很大作用, 而烘烤会使内应力部分释放，因此导致流变应力下降。
钢在奥氏体状态下加工变形以后再进行淬火,但为使钢在奥氏体状态 下变形而不发生相变或析出第二相,钢中奥氏体应具有良好的热稳定性及机械稳定性这就需要在钢中加入较多的合金元素如C r、N i 等实际也就提高了钢的价格。较高的锰含量有利于保持奥氏体的稳定性,而奥氏体的稳定性正是保持相变塑性的最重要因素。很高的硅量可有效提高碳在渗碳体中的活度,抑制冷却过程及过时效中贝氏体转变期间渗碳体的析出使得奥氏体中碳含量 的降低和随之而引起的稳定性降低。钢中大量的硅易与退火炉气氛中的氧反应,生成二氧化硅附着于钢板表面而使热镀锌难以进行。固溶的磷本身具有提高奥氏体稳定性的作用磷还可提高碳在渗碳体中的活度系数，抑制渗碳体的析出和奥氏体中碳含量的降低，结构钢中磷的晶界偏聚可引发钢的冷脆倾向。
Trip钢的屈服强度和抗拉强度均随应变率提高而呈指数形式增大。均匀延伸率随应变率的提高总的趋势是逐渐减小。因为残余奥氏体在 拉伸过程中会应变诱发向马氏体转变，一方面有利于材料强度的提 高，另一方面松弛了塑性变形引起的应力集中，延缓了微裂纹的形成，从而提高塑性。高应变率变形的绝热温升提高了残余奥氏体的稳定性。
铁素体基体析出强化型高强热轧双相钢（14年参考文献）
传统双相钢以组织强化为主要强化方式，通过组织强化虽然可提高强度降低屈强比，但由于软相铁素体与硬相马氏体的强度差较大，两相塑性应变不相容性加大，导致均匀变形能力降低不利于汽车零部件的成形，一定程度上限制了双相钢的应用。因此，提高铁素体相的强度，可减小铁素体和马氏体的塑性应变不相容性，抑制在两相界面萌生的微裂纹和空洞聚集，即推迟颈缩发生，提高均匀真应变。
高强钢主要通过添加微合金元素Nb、V、Ti，在铁素体中析出细小的微合金碳氮化物，即析出强化的方式提高强度。相对Nb、V而言，Ti具有资源丰富、成本低廉等优点，是一种极具发展潜力的微合金元素。不少研究者已对Ti的析出强化机理进行了研究，并开发出780 MPa级别的高强钢。
铁素体基体析出强化型热轧双相钢的工艺过程原理：在析出强化型热轧双相钢成分设计时，主要是在传统热轧双相钢的成分基础上添加一定量的Ti，同时还应调整Mn、Si、Cr等元素的含量，使得铁素体相变的鼻尖温度与TiC析出的鼻尖温度相匹配。
由图可知，钢板热轧后快速冷却至铁素体相变鼻尖温度附近，然后在缓冷或保温阶段，奥氏体相变为铁素体，同时TiC在铁素体相变过程中相间析出或过饱和析出，最后再快冷至Ms以下温度，未转变奥氏体转变为马氏体，最终获得存在纳米级TiC析出相的铁索体基体+弥散分布的马氏体的热轧双相钢。
通过向双相钢添加铌元素能起到弥散强化的作用，一方面铌元素能够促进马氏体的均匀分布和铁素体的细化，另一方面利用析出强化使马氏体的体积分数降低，从而使马氏体和铁素体之间由于强度差异而导致的应力集中程度降低，提高了双相钢的综合力学性能。
现代冷轧双相钢的生产采用连续退火工艺。先将冷轧钢板加热到铁素体奥氏体两相区所在的某个温度，在加热过程中发生冷塑性变形的组织会经历回复与再结晶过程。在保温过程中，钢板中的铁素体产生不完全奥氏体化。在初始的缓冷过程中，少量的奥氏体重新转化为铁素体，同时合金元素大量的向残余奥氏体中扩散，提高了奥氏体的稳定性。然后在急冷过程中使残余奥氏体转化为马氏体组织，从而产生铁素体与马氏体的双相组织。
超高强钢 第3篇
屈服强度大于700MPa级超高强钢根据其应用领域可分为两种:一种是超高强度耐候钢,主要用于制造集装箱、铁路车厢等既具有耐候性同时有较高强度的领域,在设备减重、提速、增加货运量、延长使用寿命和降低物流成本等方面都起着重要的作用。另一种是冷成形用超高强钢,主要用于对强度、成形性和焊接性有较高要求的工程机械、交通运输和车辆制造行业。
1 700MPa级超高强钢的研究进展
瑞典SSAB钢板有限公司(SSAB Tunnplåt AB,隶属欧洲著名的钢铁生产厂商SSAB集团, 是集团中主要生产薄钢板的子公司)在特高强度钢板和超高强度钢板的生产上具有世界领先地位。该公司开发的700MPa级超高强钢主要化学成分及性能指标见表1、表2和表3。其冷弯性能出色,同时克服了普通高强钢的焊接性差的问题,焊前无需预热,焊后无需保温,结构的疲劳强度得以改善,母材的高屈服强度得以发挥。其用户主要包括众多世界著名汽车、卡车、专用车公司, 还有欧洲许多著名的机械设备公司也采用瑞典SSAB钢板有限公司的产品。高强度钢板使用户的产品附加值和竞争力不断提高。
目前国内先后有宝钢、本钢、太钢等对700 MPa 级超高强钢进行研究开发。宝钢[1]700 MPa 级超高强钢为低碳钢,采用铌、钛 、钼复合添加的微合金钢成分体系,以析出强化为主,辅以相变强化和细晶强化,实现了轧制时的低变形抗力和产品的高强度。
本钢采用低碳高锰 ,添加钼、铬、铌、钛的合金化设计,利用 FTSC 薄板坯连铸连轧机组已成功地开发了屈服强度 700MPa 级高强度集装箱用热轧钢带[2]。试制的高强耐候钢组织类型为针状铁素体加粒状贝氏体的理想组织 ,同时有效地利用了细晶强化和沉淀强化技术 ,对马奥岛的控制也比较合理。钢带的屈服强度可稳定在700MPa 以上,且具有良好的塑性、韧性和冷弯成形性能 ,可保证集装箱的制造。
太钢采用了低的碳含量、低的硫含量,以及硫化物的球化处理,采用钛、铌复合微合金化,添加适量的钼,配合热连轧的控扎控冷,通过细晶、析出和相变强化机制,保证钢板获得所要求的性能[3]。
上述国内钢厂开发的700MPa级超高强钢主要化学成分设计见表4。
2 珠钢700MPa超高强钢的开发
珠江钢铁针对电炉薄板坯连铸连轧的工艺特点,系统研究了薄板坯连铸连轧钢板生产中钛在连铸、均热、轧制和冷却各工艺环节的析出规律, 以及微合金沉淀析出对变形奥氏体再结晶和铁素体相变的影响。利用单一的钛微合金化技术,通过采取相应的生产控制工艺,成功地开发了屈服强度700MPa 级、具有优良的冷冲压成型性能、良好的塑性和焊接性能的超高强钢。根据应用领域的不同分别开发了超高强耐候钢(ZJ700W)和冷成型用超高强钢(ZJ700MC)两个钢种。
2.1 生产工艺流程
珠钢电炉薄板坯连铸连轧生产工艺流程为:废钢料 →150t 超高功率交流电弧炉(EAF)冶炼→150t LF钢包精炼 →50～60mm厚度CSP 薄板坯连铸 →辊底式均热炉均热 →6 机架 CSP精轧机热连轧 →层流冷却 →卷取。
2.2 超高强钢成分设计
超高强钢成分设计的目标重点是提高钢的强度和韧性,采用技术路线主要有晶粒细化与微合金化,同时根据其应用领域的不同添加铜、铬、镍等耐候性元素开发超高强度耐候钢。晶粒细化是同时提高强度和韧性的唯一手段。研究表明,通过细晶强化,每提高强度1MPa,韧脆转变温度降低0.66℃。珠钢采用单一钛微合金化开发700MPa 级超高强钢,在细化晶粒的同时,还能提供可观的沉淀强化效果。试验钢化学成分设计见表5。
2.3 生产工艺技术
在生产工艺控制过程中,首先控制钢水的洁净度, 优化配料方案和冶炼工艺,采用优质废钢,合理调配原料比例。优化电炉泡沫渣工艺, 严格控制钢水中的 氮、氧、磷的含量。精炼过程进行深脱硫、深脱氧和钙处理,控制钢水中夹杂物的数量和形态。在LF 炉脱硫、脱氧良好的条件下加入钛铁合金料并充分搅拌,稳定和提高钛铁合金的回收率。
连铸过程严格控制钢水的过热度。由于钛元素活性较大,容易氧化结渣堵塞水口,因此生产过程从大包到结晶器采用全过程保护浇注,最大限度地减少和防止钢水受二次污染,确保铸坯质量。
考虑钛微合金化技术的析出强化作用,充分应用CSP热连轧高刚度大压下功能,负荷分配上在F1、F2机架尽量采用大压下率,一方面有利于奥氏体晶粒细化,另一方面也有利于轧制过程中析出细小的钛(碳,氮)粒子,抑制奥氏体晶粒的长大。
3 结果与分析
3.1 性能指标
表6列出了700MPa级超高强钢的力学性能。由表6可知,珠江钢铁生产的超高强钢屈服强度都满足700MPa级高强钢的性能要求,延伸率大于20%。图1为超高强钢的低温系列冲击韧性,从该图可以看出,在-60℃时冲击功大于70J, 超高强钢表现出良好的低温冲击韧性。
3.2 强化机理分析
图2为不同厚度规格超高强钢的金相组织照片。随着厚度增加,铁素体晶粒逐渐增大,但晶粒尺寸的差别并不明显。带钢组织主要由准多边形铁素体构成, 晶粒大小不均匀且十分细小。薄带钢的组织沿某一方向拉长, 较厚带钢的晶粒更接近于等轴
厚度规格分别为 (a)3mm;(b)4mm;(c)5mm;(d)6mm
状,厚度3～6mm热轧钢带平均晶粒直径为2.9～3.8μm。钢中普遍存在粒径为数百纳米的TiN粒子,见图3。通过严格的控轧控冷技术可以得到纳米尺寸的TiC析出物(见图4)。其具有体积分数高、尺寸小的特点。大量研究报道表明,低碳钢和低碳锰钢的屈服强度可以近似表示为:
YS=σ0+σs+σd+σg+σp
式中 σ0——晶格摩擦力,数值为48 MPa;
σs——固溶强化;
σd——位错强化;
σg——细晶强化;
σp——沉淀强化。
700MPa级超高强钢的强化机理主要有固溶强化、细晶强化、沉淀强化和位错强化。超高强钢的组织主要由准多边形铁素体和针状铁素体组成,在铁素体基体上有岛状物分布,尺寸为微米数量级,平均晶粒尺寸被细化到约3μm。ZJ700W超高强耐候钢的组织以超细晶粒、高位错密度和弥散分布的纳米尺寸析出物为特征。
ZJ700W超高强耐候钢的主要析出物为50nm以下极细小的TiC和TiCN颗粒,由于细小的析出物对位错运动的阻碍作用,从而起到沉淀强化的效果。滑移位错运动时, 邻近的其他位错将与之产生各种交互作用,使其运动受阻而产生强化,称为位错强化。超高强热轧钢带内存在大量的亚晶界,将产生亚晶强化。亚晶强化本质上也是位错强化,因为亚晶界是由位错排列而成的,因此可近似按照位错强化理论来处理。
细晶强化是超高强钢中最主要的强化方式,超过300MPa;沉淀强化和位错强化效果均超过150MPa;固溶强化效果约为100MPa。高强钢中沉淀强化效果达到150MPa,因此可以得出结论:细晶强化和沉淀强化是钛微合金化高强钢强度提高的主要原因。
4 应用
珠钢生产的700MPa级超高强钢已被广泛应用于国内中集、进道和胜狮等集装箱生产企业制造集装箱和托挂车结构件(见图5),批量工业化试用结果表明,使用珠钢生产的700MPa级超高强钢制造集装箱及拖挂车等各部件,打砂正常、冲压成型过程无开裂、翘曲等现象,表面质量满足用户装配要求,焊接性能优良,整箱各项测试检验合格。
5 结 论
(1) 基于电炉薄板坯连铸连轧流程, 珠钢采用单一钛微合金化技术研制开发了700MPa 级超高强钢。其屈服强度稳定在700MPa以上,延伸率大于18%,已批量应用于集装箱生产企业,各项性能指标都能满足集装箱生产企业的需求。
(2) 珠钢生产的700MPa级超高强钢组织主要为细小的准多边形铁素体构成,平均晶粒直径为2.9～3.8μm。
摘要：简要介绍了国内外700MPa级超高强钢的研究进展,重点讨论了珠钢利用薄板坯连铸连轧流程,采用钛微合金化技术开发的700MPa级超高强钢。珠钢开发的700MPa级超高强钢组织主要为细小的准多边形铁素体构成,平均晶粒直径为2.9～3.8um,超高强钢具有良好的成形性能和焊接性能。
关键词：屈服强度,超高强钢,钛微合金化
参考文献
[1]陆匠心.700MPa级高强度微合金钢生产技术研究.博士论文,东北大学,2005.
[2]曲鹏.本钢FTSC机组700 MPa级高强度集装箱用钢的研制.物理测试,2009,27(3).
高强钢焊接变形预防控制工艺 第4篇
关键词：高强钢焊接,变形控制,垫板,焊接变形
0 引言
随着高强钢在工程上的广泛应用,其变形的控制成为迫切需要的解决问题之一。起重机臂架为典型的箱型梁结构,由于其焊缝长,焊接应力和变形较大,如果不采取合理的设计及施工工艺方案,就会在焊接时出现变形进而严重影响焊接质量,甚至会导致结构无法正确地安装和使用。本文针对起重机臂架在焊接加工时出现的变形,通过优化设计,提出了合理的施焊方案,使变形减小到最小状态,以满足结构的使用要求。
1 焊接变形
1.1 焊接变形产生的原因
焊接时不均匀的热输入是产生焊接应力及变形的主要因素。热输入通过材料因素和结构因素产生内应力和外拘束,从而影响热源周围的金属原子运动,最终形成了焊接应力和变形[1,2]。
1.2 焊接变形的类型
焊接变形是由于焊接进行时焊区的收缩变形引起的,表现为构件局部的鼓起、弯曲以及扭曲等,主要有纵向收缩及横向收缩、弯曲变形、角变形、波浪变形和扭曲变形等。
1.3 焊接变形、焊接应力的主要影响因素
焊缝尺寸、焊缝数量、焊缝相对位置、材料的热物理性能、焊接工艺方法、焊接规范参数、施焊方法等都是影响焊接变形以及应力的因素。
构件的尺寸、形状、夹具、焊缝布置、装配焊接顺序等是影响刚度的主要原因。焊接构件在拘束力小的条件下,焊接应力大,变形小;反之,焊接应力小,变形大。总之,焊接应力和变形是在多种因素交互作用下而导致的结果。
2 试验方案及工序
2.1 试验方案
本次试验对象为STC75臂架各节臂,材料为WELTEN-950PE低合金超强精细钢。
(1)对四、五节臂做预留反变形,焊缝加垫板,组对零间隙,取消打底焊;垫板长度为10 000mm,厚度为3mm,宽度为30mm。
(2)对一、二、三节臂作预留反变形,不加垫板,组对间隙为2mm。具体要求见表1。
2.2 工序流程
本次试验分为加垫板与不加垫板两种工艺,其中筒体内侧加垫板试验的生产流程如图1所示。
2.2.1 加垫板工序说明
(1)弯板折弯成形:控制弯板折弯精度是控制变形的第一道工序,工艺要求弯板预留2mm~4mm的反变形量。
(2)下弯板焊接加强板:在下弯板焊接加强板位置预留8mm~10mm的正反变形量后焊接加强板。
(3)下弯板加垫板:组对前在下弯板内侧坡口附近焊一长条钢板作为永久衬垫,将衬垫以间断焊形式焊在下弯板上,保证衬垫与下弯板内侧面紧密贴合,垫板位置如图2所示。
(4)上、下弯板组对:组对间隙为零,确认上、下弯板正确位置后铆焊,焊点长度为35mm~40mm,间距为300mm~350mm。选用直径为Φ1.2mm的JQ-70或CHW-70焊丝,焊接电流为150A~180A,电压为22V~25V,气体流量为15L/min~20L/min,焊接速度为300mm/min~500mm/min。
(5)盖面填充焊接:采用直缝双丝自动焊专机进行填充盖面焊接。选用直径为Φ1.2 mm的FK1000焊丝。四节臂焊接参数如下:焊接电流为180A~200A,电压为28V~32V,气体流量为15L/min~20L/min,焊接速度为700 mm/min~750 mm/min。五节臂焊接参数如下:焊接电流为220A~240A,电压为28V~32V,气体流量为15L/min~20L/min,焊接速度为820mm/min~850mm/min[3]。
2.2.2 不加垫板工序说明
(1)弯板折弯成形、下弯板焊加强板、下弯板校形、上下弯板组对同加垫板工序(1)~(4)。
(2)打底焊接:选用直径为Φ1.2 mm的JQ-70或CHW-7焊丝。焊接参数如下:焊接电流为180A~220 A,电压为28 V~32 V,气体流量为15L/min~20 L/min,焊接速度为320 mm/min~350mm/min。
(3)盖面填充焊接:同加垫板工序(5)。
3 检验方法及标准
试验过程中对上述每道工序后弯板或筒体的凹凸变形量、开口尺寸进行跟踪测量,找出相应的变化规律,为解决筒体焊接变形提供依据[4]。具体如下:(1)折弯来料检验:用卷尺检验上、下弯板的上、下开口尺寸,质量检验标准为(2,4)mm;(2)下弯板焊加强板校形:用卷尺检验下弯板加强板校形后上、下开口尺寸,质量检验标准为(2,4)mm;(3)盖面填充焊:用专用工具检测筒体盖面填充焊后的内凹、外凸和直线度,直线度质量检验标准为≤4mm,四节臂的内凹、外凸质量检验标准为(-3,3)mm。
直线度测量方法如图3所示,分别测量并记录图中10个位置点处的直线度(其中标准块的厚度为27mm)。
内凹、外凸测量方法如图4所示,测量尺呈竖直方向贴紧上、下弯板折弯线,尺子中间缺口的部位对准焊缝,尺子内侧到焊缝附近的垂直距离即为这点的凹凸变形量。
4 结果及分析
(1)跟踪测得STC75一、二、三节臂筒体板厚较大,最大为8mm,通过在组对前预留2mm反变形量工艺措施可有效控制焊接变形,直线度与内凹、外凸均达到设计要求。
(2)STC75四节臂筒体内侧加垫板的焊接工艺试验是:先焊加强板,后焊衬垫,然后再进行组对、盖面工序,衬垫与下弯板的焊接尽量保证其与下弯板紧密贴合,组对时保证零间隙。表2为STC750四节臂直线度、内凹与外凸变化。表2中,A面是指筒体下弯板在上,由尾部向头部看过去的左边;B面是指筒体下弯板在下,由尾部向头部看过去的右边。从表2可以看出,通过加垫板试验措施,STC75四节臂筒体直线度与内凹、外凸变形得到明显改善,其中直线度最大偏差为3mm,内凹最大偏差为3mm,外凸最大偏差为1mm,均达到设计要求,说明“预留反变形、焊缝加垫板、组对零间隙、取消打底焊”工艺措施可有效控制STC75四节臂筒体焊接变形[5]。
(3)STC75五节臂筒体内侧加垫板的焊接工艺试验是:先焊加强板,后焊接衬垫,然后再进行组对、盖面工序,衬垫与下弯板的焊接尽量保证其与下弯板紧密贴合,组对时保证零间隙。表3为STC750五节臂直线度、内凹与外凸变化。从表3可以看出,通过加垫板试验措施,STC75五节臂筒体直线度与内凹、外凸变形得到明显改善,其中直线度最大偏差为3mm,内凹最大偏差为3mm,没有出现外凸现象,均达到设计要求,说明“预留反变形、焊缝加垫板、组对零间隙、取消打底焊”工艺措施可有效控制STC75五节臂筒体焊接变形[6]。
5 结论
根据本次试验结果发现,采取组对预留2 mm反变形量工艺措施可有效控制STC75一、二、三节臂的焊接变形,采取“预留反变形、焊缝加垫板、组对零间隙、取消打底的措施”可有效控制STC75四、五节臂的焊接变形,焊后直线度与内凹、外凸均可达到设计要求,有效预防、控制了焊接变形。
参考文献
[1]中国机械工程学会焊接学会.焊接手册[M].北京:机械工业出版社,2007.
[2]田锡唐.焊接结构[M].北京:机械工业出版社,1991.
[3]王国凡.钢结构焊接制造[M].北京:化学工业出版社,2004.
[4]付荣柏.起重机钢结构制造工艺[M].北京:中国铁道出版社,1991.
[5]中国机械工程学会焊接学会,哈尔滨焊接研究所.焊工手册(手工焊接与切割)[M].北京:机械工业出版社,1991.
对高强钢焊接前沿技术探索 第5篇
在高强钢的焊接中, 其难点就在于高温中所产生能量的聚集和向外释放。高强钢焊接过程中, 主要进行能量上的储存然后再通过一定条件进行释放。在临界温度中区间内, 能够逐渐地冷却这些粗晶并实现其转化, 这样就能够从金属的硬度来入手, 将其变为软化区, 从而降低强度。
根据以上推理可以看出, 这种新钢种有着很大的特点。其晶粒以及强度都有着很大的变化, 能够直接导致金元素的缺失, 并且随之降低焊接头的综合性能。
2 高强钢高标准焊接技术问题提出
一般情况下, 根据相关理论依据, 可以知道GMAW属于一种无氢焊接, 其特点比较多, 例如焊接效率比较高, 并且抗裂性能也比较强。然而GMAW焊接对电弧性能有着很特殊的要求, 因稳定性比较差, 并且在焊接过程中还会出现飞溅, 因此这些施工非常难以掌握。为了对这项技术做出创新改进, 逐步设法克服这些缺点, 我国分别采用了富氩气的保护技术, 这些都有很大的突破。
目前在国内的发展中, 已经开始实施了双元一三气体的保护, 这样就能够进一步改善喷射的过渡形式, 并取得了一些显著的效果。但是经过进一步深入研究发现, 在这种方法的实施中, 会随着焊缝熔深而出现更多的变化。在单纯气体的保护中, 应该逐步地采用性能改良技术, 来进行配置, 在性能改良技术中成功地配置出二一三元气体, 这些就是高强钢焊接中的唯一技术路线。
3 多层多道错位焊接
在高强度钢的作业中, 一定要进一步地实现在基层中的应用, 另外在更多层焊接技术中还存在着不完善的性能。在立焊位置中来进一步地实现摆动性的焊接技术以及焊接过程。因此在立焊过程中, 焊接作业的展开需要逐步地降低。在高温停留的过程中还需要保留更长的时间, 并且在立焊区域内来实现技术上的研究以及多层多道的焊接错位。
在焊接手法的应用中, 首先要对规定作出进一步的明确, 并在焊接过程中加强对输入量的控制。在立焊区域的焊接中, 还要允许有一定的摆动幅度, 但是会有明确的限制。一般情况下会控制焊条的直径, 会在15.0毫米-20.0 毫米范围内。在这样的基础上, 还要进一步加强对焊接头的控制, 如果接头不在一个平面, 那么就不能满足对焊接厚度的控制, 同时也不能进一步确保焊接的质量。
4无镀铜焊丝保护气体
相对于镀铜焊丝来讲, 对溶化气体的保护以及焊接也是有一定优势的, 飞溅性的优势可以直接地增加湿润效果, 并且会使焊接断面更加平滑。
简而言之, 溶化极气体是一个前提条件, 是可以利用焊接来进行电弧溶化所焊接的。同时还能连续地对这些焊丝以及母材做出特殊的焊接, 在一些高钢焊接中, 这一种方法的实用性比较强, 其质量也比较高。在这些优势对比中也能够及时地减少对焊接作业以及周边环境的保护, 并能够在熔化极气体中进行更好的焊接作业, 进行相应的技术开展, 这样就能够确保保护气体的合理性, 例如 φ (CO2) 20%配合 φ (Ar) 80%作为保护气体。随着保护气体的CO2含量增加, 焊接宽度明显减小, 电弧面积明显收缩, 如表1 所示。
焊接过程中, 在相同焊接规范的前提下, 电弧面积越小, 电弧密度也就越大;CO2比例越高, 焊接电流越大, 电弧面积收缩越小。
5 脉冲熔化极惰性气体保护焊接
在脉冲压缩的技术问题中, 电弧起到了很大作用, 能够使其在焊接过程中表现的喷射速度更高, 并且也会使电流的密度变大。其信号的稳定性也比较好, 并且热损失也相对较少, 所以高品质焊接也有着很好的应用效果, 这些都能够在焊接作业中呈现出更为精湛的焊接工艺。
根据上述内容可以看出, 这一种惰性气体是一种比较常见的焊接工艺。在焊接过程中会出现更多性能的焊丝电极, 并且将会持续不断地进行焊接接丝的燃烧。在燃烧过程中, 电弧可以当作放射能源来进行焊接, 并能够以金属母材来对焊丝做出一定的熔滴, 这样就能够在焊接池中出现相应的变化反应, 从而经过冷凝出现固体的焊缝金属。
在这样的焊接过程中, 高强度的钢焊接能够在母材的热输入中起到相应的控制效果, 在得到这些焊接熔宽的同时, 还能够进一步对这些纹状进行一些美观的修饰, 在熔池的不断搅拌中, 还能够有效地对这些金属所产生的气体加以排除, 这样就能够促进裂纹敏感性下降, 并能够促进质量的进一步提高。
6 结论
近年来, 随着我国钢结构的不断发展, 高强钢的意义也是非常重大的。伴随着高强钢的使用, 其规模也需要不断地扩大, 并且会根据高强钢的制造, 建立起一些具有特色的研究热点。另外在高强焊接工艺研究中也应该受到更多人关注, 共同来探讨发展方向, 更好地促进焊接技术水平的不断提高。
摘要：本文在探索中重点对焊接技术下一步发展做出了详细的规划, 同时还对焊接技术如何进一步发展做出明确指示, 这些都能够对同领域技术的发展做出一些必要的帮助。
关键词：高强钢,焊接技术,前沿技术
参考文献
[1]戴为志, 贾宝华, 张建平等.建筑钢结构高强钢焊接对信息化技术的需求[J].电焊机, 2013, 43 (5) :48-51.
X80高强管线钢焊接质量控制 第6篇
关键词：X80高强管线钢,焊接
1 X80高强管线钢介绍
西气东输二线工程西段全长2788km, 主干线采用X80级钢管, 管径为1219mm, 设计最高输送压力12Mpa。这是世界上线路最长、压力最大、口径最大和钢质等级最高的一条输气管道, X80钢横向的屈服强度为570~615 Mpa, 抗拉强度740~785 Mpa, 具有较高的强度。目前我们国家现也只有宝钢等少数钢厂近年才能生产X80板材, 随之也只有为数不多的制管厂可以生产X80大型钢管。由于西气东输二线这条管道工程大、距离长, 管道在运行过程中, 将承受压力高, 沿途所经之地气候、地质、地貌结构复杂, 而我们又是首次在国内接触焊接X80新钢材, 冬季低温环境焊接对这种高强、有冷脆性的钢号施工又增加了新的难度。焊接质量的好坏直接关系着管道的整体安全性。因此X80钢管道的焊接尤为重要, 以下就X80管线钢的焊接质量控制做简单的阐述:
2 X80管线钢的焊接质量控制
管道质量的好坏不仅与管材寿命、经济效益息息相关, 而且直接关系着管道的运行安全, 因此, 对管道建设施工的各个环节和工序要进行严格的质量检验, 加强保温、预热温度、加热温度和层间温度的严密控制, 对检测出的焊接接头的不连续性或不均匀性等缺陷, 及时进行的修补、焊接。目前, 我国在高强管道的焊接方面与国外还有很大差距, 因此, 这就需要我们在借鉴国外焊接经验基础上, 还应该具体结合我们在西二线施工过程中面临的地质、气候、环境等实际问题, 灵活运用技术, 焊接好X80管线钢。为保证工程焊接施工质量, 对以下几方面进行控制:
2.1 人员控制
2.1.1
施工单位应有符合规定要求的焊接技术人员、焊接质检人员、焊工和焊缝热处理人员。
2.1.2
焊工必须按规定进行考试, 合格后方可上岗施焊。焊工进行施焊时, 严格遵守业主批准的焊接工艺规程, 当遇到工况条件与焊接工艺规程及技术措施的要求不符合时, 应拒绝施焊;如果业主对某个合格焊工的能力有疑问时, 可要求其进行资格考试;
2.1.3
焊缝预热人员应经过专业培训, 应按规范、焊接工艺规程及设计文件中的有关规定进行焊缝预热工作。
2.2 焊接材料控制
2.2.1 焊接材料性能控制
对工程中所使用的焊接材料入库前进行复验。焊接材料的复验应在业主认可的第三方机构进行。
2.2.2 焊接材料储存及运输控制
1) 焊接材料使用前严禁受潮气、雨水、雪霜及油类等有害物质的侵蚀, 应在干燥通风的室内存放, 并且应分类堆放, 室内相对湿度应小于60%。
2) 在保管和搬运时, 应避免损害焊接材料及其包装, 包装开启后, 应保护其不致变质, 凡有损害或变质迹象的焊接材料不应使用。
3) 保存气体的容器应远离高温环境。
4) 焊接材料的运输按使用说明书的要求进行。
2.2.3 焊材使用控制
1) 焊接材料的保管和发放应有专人负责, 并填写好焊接材料的发放记录。每天按用量领取焊条, 以避免剩余焊条的重新烘干。
2) 焊条使用前应按使用说明书规定进行烘干, 说明书规定不明确时, 应参照下列要求烘干。
a) 低氢型下向焊条烘干温度为350℃~400℃, 恒温时间为1h~2h。
b) 超低氢型下向焊条烘干温度为400℃~450℃, 恒温时间为1h~2h。
c) 纤维素型下向焊条在包装不好或受潮的情况下应烘干, 烘干温度为70℃~80℃, 不得超过100℃, 恒温时间为0.5h~1h;
d) 低氢型上向焊条烘干温度为350℃～450℃, 恒温时间为1h～2h。
3) 焊条烘干应设专人负责, 并作好详细的烘干记录。
4) 经烘干的低氢、超低氢型焊条, 应存入温度为100℃~150℃的恒温箱内, 随用随取。
5) 现场使用的低氢、超低氢型焊条, 应存放在性能良好的保温筒内, 不得暴露于空气中, 当环境相对湿度大于80%, 限领两小时使用量, 当相对湿度小于80%, 限领四小时使用量。
6) 当天未用完的焊条应回收存放。低氢型焊条重新烘干后首先使用, 重新烘干次数不得超过两次。
7) 每根焊条宜连续焊完, 电焊工应尽量避免断弧现象的发生。
8) 焊接完毕后, 剩余的焊条头不得随意丢弃, 应有专人负责回收, 集中处理。
9) 焊丝不能烘干, 应在干燥通风的室内存放, 保持干燥。
10) 焊丝在缠入焊丝盘时, 应避免焊丝产生硬弯及中途折断, 防止发生缠丝。
11) 焊条如有偏心度大、药皮裂纹、脱落等影响焊接质量的现象, 不得用于焊接。
2.4 焊接材料的现场控制
焊接材料必须是经过复验入库的材料, 保证使用的焊接材料批号是经过检验的, 任何使用没有检验过焊接材料施工的, 所焊焊道必须切除, 并追究质量责任。
2.5 焊接前的控制
2.5.1 坡口加工控制
1) 被焊接表面应均匀、光滑, 不得有起鳞、磨损、铁锈、渣垢、油脂、油漆和其它影响焊接质量的有害物质。管内外表面坡口两侧25mm范围内应清理至显现金属光泽。
2) 管端坡口的加工一般应采用机加工, 特殊情况下可采用氧乙炔切割加工, 但必须用动力角向磨光机将坡口修磨均匀、光滑。
3) 接头坡口角度、钝边、根部间隙、对口错边量应符合焊接工艺规程的要求。
4) 对口处原有管焊缝必须修磨, 并符合焊接工艺规程的要求。
2.5.2 焊接设备控制
1) 应使用直流焊机。焊接设备应能满足焊接工艺要求, 具有良好的工作状态、准确的量值显示和安全性, 必须经过相关部门的标定。
2) 正式焊接之前, 应在试板上调整焊接参数, 可截取部分施工管材进行参数调整, 参数包括:电压、电流、焊速、保护气体流量、电源极性、送丝速度、干伸长度、电弧的摆幅、摆频和良好的停留时间等。
3) 焊接地线应尽量靠近焊接区, 宜用卡具将地线与管线面接触牢固, 避免产生电弧伤害母材。
2.5.3 焊前预热的控制
1) 焊接工艺规程中要求预热的管口, 预热方法 (宜采用环型火焰加热或中频加热方法进行) , 预热后应清除表面污垢。
2) 应保障在预热范围内温度均匀, 预热要求按焊接工艺规程的有关规定执行。
3) 预热宽度以坡口两侧宽度各大于100mm。
4) 预热温度应在距管口50mm处测量, 需测量均匀圆周上的8点。
2.5.4 焊接环境控制
1) 在下列任一种焊接环境下, 若无有效的防护措施, 严禁施焊:
a) 雨雪天气;b) 大气相对湿度大于90%;c) 环境温度低于-5℃;d) 低氢型焊条手工电弧焊, 风速大于5m/s;e) 纤维素型焊条手工电弧焊, 风速大于8m/s;f) 药芯焊丝半自动焊, 风速大于8m/s。
2) 在相对湿度大于90%RH时, 不得使用低氢焊条, 半自动焊需做现场工艺验证, 对力学性能抽查复检, 合格后才能施工, 并加相应措施, 如提高预热温度。搭建防风防雨蓬等。
3) 当在高压线附近施工时
a) 每个施工机组配备测量感应电压和电流的仪器仪表;并配专人进行接地工作, 使人员可以安全地接触管线。
b) 施工人员在高压线附近施工时, 需穿绝缘胶鞋, 带绝缘手套。或在人员作业点铺设绝缘保护垫。
c) 进行管道焊接时, 焊管必须接地。
d) 在焊接前, 必须考虑高压磁场造成的磁谝吹对熔滴过渡的影响, 采取相应的措施。
2.5.5 施工机组控制
1) 管口检验。每个机组开工后的的前两道焊口作力学试验, 合格后方可继续进行焊接施工。
2) 施工机组开工后, 进行百口考核, 考察各机组施工能力。
2.6 焊接中的控制
2.6.1 优先采用内对口器组对。
在无法应用内对口器时, 可用外对口器。两相邻管的制管焊缝在对口处应相互错开, 距离不小于100mm。
2.6.2 撤离内对口器前应完成全部根焊道。
撤离外对口器前, 根焊道必须完成50%以上, 且焊完的焊道应沿管周长均匀分布, 但对口支撑或吊具则应至少在完成全部根焊道后方可撤除。
2.6.3
在管子焊接时, 应采取有效措施防止管内产生穿堂风。
2.6.4 焊接时, 应严格执行焊接工艺规程。
在两名焊工收弧交接处, 先到达交接处的焊工应多焊部分焊道, 便于后焊焊工的收弧。
2.6.5 焊道的起弧或收弧处应相互错开30mm以上。
严禁在坡口以外的管表面上起弧, 否则必须切除。焊接前每个引弧点和接头必须修磨。必须在前一焊层全部完成后, 才允许开始下一焊层的焊接。
2.6.6
根焊完成后, 应用角向磨光机修磨清理根焊道。
2.6.7 焊接时, 低氢型焊条不宜摆动过大, 最大摆宽不超过焊条直径的3倍, 对较宽焊道宜采用排焊方法。
为保证盖面焊的良好成型, 填充焊道填充 (或修磨) 至距离管外表面1~2mm处为宜。
2.6.8 焊丝每次引弧前, 将端部去除约10mm。
引弧时焊丝干伸长度及电弧长度宜较短。
2.6.9
各焊道应连续焊接, 并使焊道层间温度达到规定的要求。
2.6.10
焊口完成后, 必须将接头表面的飞溅物、熔渣等清除干净。
2.6.11
当日不能焊接完成的焊口必须完成50%钢管壁厚并不少于3层焊道, 未完成的接头应用干燥、防水、隔热的材料覆盖好。次日焊接前, 应适当处理焊口并预热到焊接工艺规程要求的温度。
2.6.12
在焊接作业中, 焊工应对自己所焊的焊道进行自检和修补工作。
2.6.13
焊接时发现偏吹、粘条或其它不正常现象时, 应立即更换焊条并修磨接头后施焊。
2.6.14
焊接施工中, 应按规定认真填写有关原始记录。
2.7 焊接后的控制
2.7.1
管口焊接完成后应及时进行外观检查, 检查前应清除表面熔渣、飞溅和其它污物。焊缝外观应达到规定的验收标准。外观检查不合格的焊缝不得进行无损检测。
2.7.2
所有焊焊接接头应进行全周长100%X射线照相的, 对穿跨越水域、铁路、公路, 穿越底下管道、电缆、光缆和管道线路与截断阀、输气站连接处管道、钢管与弯头连接的焊口、未经试压的管道碰口焊缝应进行全周长100%X射线照相外, 还应进行100%超声波探伤复验。试压后的管道碰口焊缝应进行全周长100%X射线照相外, 还应进行进行渗透或磁粉探伤。
2.7.4
从事无损检测的人员必须持有国家技术监督局颁发的并与其工作内容相适应的资格证书。只有二级及以上资格人员方可进行无损检测结果评定。
2.7.5 返修及修补的控制
1) 修补的控制。焊接过程中, 修补时每处修补长度应大于50mm。相邻两修补处的距离小于50mm时, 应按一处缺欠进行修补。
2) 返修的控制
a.当裂纹长度小于焊缝长度的8%时, 经业主同意后应使用评定合格的返修焊接规程进行返修。否则所有带裂纹的焊缝必须从管线上切除。
高强钢零件的质量问题分析及对策 第7篇
1 回弹问题
1.1 产生原因及影响因素
金属材料的变形分为4 个阶段即弹性变形阶段、屈服阶段、硬化阶段和缩颈阶段,在屈服阶段金属材料发生塑性变形;金属材料加工的目的是充分获得材料的塑性形变,但是金属材料成形过程中始终伴随着弹性变形。回弹问题可以概括为因金属材料成形过程中的弹性变形、造成制件状态与理论数据存在偏差的现象,如图1 所示。软钢和高强钢零件成形过程中都存在回弹问题;但由于高强钢零件具有较高的屈服强度,与软钢零件相比、高强钢零件的回弹量更大,如地板纵梁的回弹尺寸达到8 mm左右,成为影响零件尺寸合格率的重要因素。
白车身大多数高强钢结构件的截面都设计为U形和几字形(如纵梁、门槛和B柱等),如图2 所示,示例零件的回弹问题具体表现为侧壁形面回弹和法兰面的回弹;侧壁形面回弹具体表现为零件侧壁形面绕上侧圆角(近似于圆角外切线的交点)向外转动,法兰面回弹具体表现为法兰面绕下侧圆角向上转动和绕上侧圆角向外的转动。对于特定材质的零件,回弹量主要由零件形状和工艺参数二方面因素决定。
1.1.1 零件形状
零件形状因素主要包括上侧圆角R、零件高度H、法兰面长度L、零件侧壁形状等。当零件设计有较小的上侧R角和较多的侧壁形状时,零件R角区域和侧壁区域的材料塑性变形就越充分,零件回弹量就越小。当零件设计有较大的高度H和较大的法兰面长度L时,表现在零件侧壁和法兰面的回弹量就越大。因此,零件的回弹量与上侧圆角R、零件高度H和法兰面长度L成正比,与侧壁的形状成反比。
零件的形状因素如零件的高度H、法兰面长度L和零件侧壁形状是由产品特性决定、一般不能改变,而上侧圆角R一般没有焊接和尺寸检测要求、是工艺可以利用的参数,而且上侧圆角区材料变形程度对侧壁形面和法兰面回弹影响很大。示例零件上侧圆角区域材料在变形情况如图3 所示;料厚外侧材料伸长、料厚内侧材料压缩;材料的变形量大小与圆角R大小有直接关系,R角越小、材料变形程度越大、圆角区域的形状越稳定,体现在侧壁位置的回弹量越小;而当零件设计有较大的高度时,这种影响就会越明显。
1.1.2 工艺参数
工艺参数因素主要包括压料力(大小及稳定性)、拉延筋、压机因素(吨位、闭合高度一致性、工作台平面度和冲裁速度等)、模具研合率等。
采用拉延工艺的零件选用大的压料力、强的拉延筋、大吨位压机(大的成形力)时,零件成形过程中的材料塑性变形就越充分,零件回弹量就越小。模具研合率体现的是模具加工和研合质量,模具研合率越高,越有利于控制回弹。高强钢零件的回弹对压料力的波动更为敏感,为了控制回弹、保证零件尺寸稳定性,压料力源要选用相对稳定的氮气弹簧和液压拉伸垫,尽量不使用稳定性较差的压缩空气。与机械式压机相比,液压式压机冲裁速度慢、更有利于控制回弹。
工艺参数虽然对零件的尺寸回弹有一定影响,但影响相对较小,一般在1~2 mm左右;而对零件回弹量大小起决定作用的是零件的形状因素。因此,对回弹量较小的零件可以通过调整工艺参数的方法解决;但对较大的回弹量(如地板纵梁后段回弹量达到8~10 mm)的零件,简单的调整工艺参数已经无法解决,应从零件形状因素考虑解决方案,通过改变模具加工数据、回弹补偿的方式抵消因回弹造成的零件尺寸偏差。
1.2 回弹补偿方法
对采用拉延工艺的零件,回弹问题首先产生在拉延工序,在修边之后回弹量进一步释放;如果在拉延工序做回弹补偿,后工序修边模都要按照拉延模面重新加工。为了减少模具的加工量,一般在整形工序做回弹补偿;回弹补偿形式如图4 所示。根据零件侧壁和法兰面的回弹大小,更改整形模具型面加工数据、分别以上侧R角和下侧R角外切线交点为参考点向回弹相反方向转动,抵消因回弹造成的零件尺寸偏差。由于法兰面形面的回弹量受侧壁回弹的影响,因此应该优先解决侧壁位置回弹。
零件侧壁端部和根部回弹量存在差值,尤其于对于一些高度较大的零件(高度大于50 mm),这种差别越大。按照图4 的方法做回弹补偿会出现侧壁根部附近形面已经满足公差要求,而侧壁端部形面仍然会存在较大的超差值。针对上述问题,回弹补偿方案优化为将旋转点1 位置选在侧壁形面超差分界点附近,如图5 所示。按这种回弹补偿方案,零件侧壁形面会绕旋转点1 产生向下的弯曲变形、硬化了旋转点附件的材料,有利于消除侧壁端部的回弹问题、减小模具整改量。
对于地板纵梁和门槛加强板等高度较高的超高强钢零件具有大的回弹量和回弹补偿量,模具加工调试工作量大、零件质量提升周期长。由前文分析,回弹量和回弹补偿量受R角的尺寸影响很大,因此可以直接减小产品R角来控制回弹量。对于产品设计圆角不能改变的零件,可以采用过拉延的方法减小回弹量。过拉延结构如图6 所示,过拉延数值为2 mm;零件上侧R角区材料在拉延工序发生第一次变形,在后工序翻边整形工序缩小到产品圆角,使圆角区材料产生二次变形,二次形变增加了R角区的材料刚性,减小了侧壁形面回弹量和回弹补偿量。采用过拉延结构的优点是不改变产品设计圆角。
1.3 回弹补偿系数
高强钢零件的回弹补偿量和回弹量不是线性关系,将回弹补偿量和回弹量的比值定义为补偿系数K。K值受零件材质、零件高度、零件造型等多种因素影响,零件不同部位的K值也是不同的:对于示例带法兰面的U形零件,法兰面的K值大于侧壁的K值、而且法兰面的K值随着法兰面长度的增加而增大;即使是Autoform等市场主流的CAE分析软件也难模拟出精确的K值。
回弹问题的解决是一个反复的试验过程:回弹数据采集、模具加工研配、调试出件。因此,为了方便模具的加工整改、避免成本高的合金钢镶块报废,对没有制造调试经验积累的高强钢零件使用备用镶块。工作部分镶块材质采用Cr Mo铸铁等焊接性能好的铸件,零件尺寸调试合格稳定后,工作部分镶块换成Cr12Mo V等合金钢镶块。
对于零件第一次的回弹整改、需要用一个基础的补偿系数K0,以K0 为基准不断的修正回弹补偿系数K;K0 一般按照材料的抗拉强度来选取。
a.对于抗拉强度为440 MPa级别的高强钢零件K0 一般取值1.0;
b.对于抗拉强度是590 MPa级别的高强钢零件K0 一般取值1.0~2.0;
c.对于抗拉强度是780 MPa的高强钢零件K0一般取值2.0。
1.4 斜楔整形工序的应用
将高强钢零件侧壁形面与冲压方向的夹角定义为零件的回弹角,回弹角决定整形和拉延工序回弹补偿量大小,回弹角越大、对回弹问题整改越有利。但是前门铰链加强板和门槛等重点高强钢零件都设计有较小的回弹角(一般10°以内),较小的回弹角不仅会导致高强钢零件的回弹问题不能完全消除而且会加剧拉毛问题。
为了解决回弹角不足的问题,高强钢零件的翻边和整形工序目前普遍使用了斜楔机构,如图7 所示。斜楔的角度一般选取75°或者70°(斜楔镶块的工作方向与冲压方向成15°或20°),分模线位置要在翻边R角内侧、保证斜楔镶块在翻边R角位置钝死;对于采用先拉后斜楔翻边工艺的零件,拉延凹模圆角尺寸要设计的尽量大(建议R10 mm以上)。
与直整形工艺相比,斜楔整形工艺不仅解决了产品设计带来的回弹角小的问题,而且减轻了零件成形中的模具磨损,有利于提高模具的使用寿命。
1.5 U形底部形面的回弹补偿
U形零件不仅存在侧壁和法兰面形面回弹,而且U形的底部形面也会存在回弹;如图8 所示。底部形面回弹产生在拉延工序、修边之后回弹量释放,表现为向上翘曲。对于这部分回弹一般有两种处理方案。
a.在翻边整形工序做回弹补偿。这种补偿方案是通过翻边工序的压料板对回弹区域强制校形实现,模具设计要点为压料板材质采用合金钢镶块,压料板设计有钝死块,保证合模状态下压料板在模座上钝死,保证压料板力源的稳定性,尽量使用氮气缸,否则对于高强钢的厚板零件这种补偿方案不能保证补偿形面的稳定性。
b.在拉延工序做回弹补偿。这种整改方案增加了模具的加工量(拉延后工序的修边模面要按照拉延补偿后形面重新加工),但能更好地保证底面补偿后的稳定性,简化模具结构和模具成本。前门铰链加强板的回弹问题整改如图9 所示,零件底部形面回弹问题在拉延工序做形状补偿,零件侧壁和法兰面回弹问题在整形工序和拉延工序(仅侧壁圆弧区域)做形状补偿,拉延工序和整形工序的回弹补偿在零件侧壁位置有交集。由于产品侧壁圆弧区域曲率变化较大,如果这部分形面回弹在整形工序做回弹补偿,整形过程中材料的伸长变形会影响回弹的整改效果;因此,在拉延工序解决圆弧区域的回弹效果更好。
2 扭曲问题
扭曲问题也是高强钢零件常见的质量问题,将零件的面形状偏差相对于基准面不一致的现象称之为扭曲。扭曲一般表现为零件自由状态下的基准面不贴合或者不完全贴合,造成夹紧后的零件形面尺寸较大变化。与软钢零件相比,高强钢零件需要更大的成形力,相对于基准面大差别的成形力造成了零件的扭曲,而产生这种大差异成形力的根本原因是零件形状的差异;零件的扭曲问题在没有压料结构、压料力小、压料面积不足的成形工序表现尤其明显。扭曲问题的主要影响因素有零件的形状、冲压工艺方案和模具结构;其中,冲压工艺和模具结构因素是控制扭曲的主要手段。
如图10 所示的A柱加强板是780 MPa级别的高强钢零件,零件形状呈弧形,零件底面区域较小(如果采用翻边成形工艺没有足够的压料面积);零件成形中区域1 径向压缩、区域2 材料径向伸长,产生相对于底面的扭转力矩,极易造成扭曲。对于这类零件通常采用拉延工艺,区域1 和区域2材料在压边圈的作用下成形,有利于控制扭曲。
如图11所示的零件门槛加强板是780 MPa级别的高强钢零件,零件形状对称,底面有较大的压料面积。这类零件常采用的翻边成形工艺,零件的U形底面全部作为压料面;但是零件底面两端的最小宽度仅为14 mm,压料区域不够,在零件翻边过程中会产生扭曲问题;因此,在零件的两端增加了工艺补充形面(图11),保证翻边工序足够的压料区域。
与采用翻边成形工序的零件相比,采用拉延工序的零件发生扭曲的概率小,但也会发生;如图12 所示的B柱加强板两侧端头区域容易发生扭曲问题,这部分扭曲产生在拉延工序。为了解决这部分扭曲,在拉延工序的端头位置增加上压料板(压料区域如图12 所示);上压料板力源使用氮气缸,行程先于凹模20 mm,在拉延到底前20 mm、上压料板将端头位置板料压服帖到拉延凸模,不仅有利于消除端头的扭曲问题而且有利于消除端头位置的褶皱。但是带上压料结构的拉延模对冲压压机有要求,冲压压机的气垫需要有延时功能,能保证冲压压机工作回程中上压料板先回程后,下压边圈再向上顶起退件,避免压料圈退件过程中造成拉延工序件变形。
无论是采用拉延工艺,还是采用翻边成形工艺的零件,控制扭曲问题的手段都是在模具结构上采用有效的压料机构(压边圈和压料板),提高压料机构的研合率,保证材料在压料机构的控制下成形。
3 侧壁内凹缺陷
图13 所示的侧壁内凹缺陷一般产生在高强钢零件的拉延工序,内凹的产生过程如图14 所示,拉延的开始阶段,冲压板料近似水平的放在压边圈上;在拉延凸凹模的作用下,冲压板料沿着凹模圆角逐渐流入模具型腔,在此过程中板料产生了沿凹模圆角的弯曲。对于一些屈服强度较小的软钢零件来说,这种弯曲会在拉延凸凹模钝死后消失;但是由于高强钢零件有较大的变形抗力和刚性,这种弯曲变形最终会留在零件表面形成侧壁凹陷;一般来说,拉延的侧壁凹陷问题在抗拉强度440 MPa以上的高强钢零件上表现的非常明显。侧壁凹陷长度近似于从拉延凹模与板料的接触点到拉延终止点的凹模圆角上切点位置;因此,零件的拔模角越小、高度越大,侧壁内凹的长度和深度越大。高强钢的侧壁凹陷问题也主要由零件形状和工艺参数两方面因素决定。
3.1 零件形状因素
零件形状因素主要包括凹模圆角R、零件高度H、拔模角度、零件侧壁形状;由侧壁凹陷的形成过程分析,侧壁凹陷尺寸与凹模圆角R、零件高度H成正比关系和拔模角的大小、侧壁形状成反比关系。
上述4 种参数中,侧壁形状对凹陷的最终形成有重要的影响。如图15 所示,示例零件区域1有较多凸起形状,而区域2 几乎近似于平面;零件的侧壁凹陷主要产生区域2,而有较多形状的的侧壁前部凹陷较小,在整形工序可以消除;侧壁区域1上的凸起形状对强化零件形面,克服拉延中的内凹缺陷有着积极作用。
3.2 工艺参数
拉延过程中的侧壁内凹缺陷造成零件的截面线较理论数据变长,因此减小内凹值的方法之一是通过调整压料力和拉延筋来控制拉延过程中的进料量,增大材料在侧壁成型中的胀形比例;但由于高强钢零件延伸率较低,过多控制材料的流入会造成开裂问题。
对于内凹值较大的高强钢零件不能简单的通过调整压边力和拉延筋等工艺参数解决;侧壁内凹缺陷是在拉延工序产生,而且内凹缺陷最终的形成与侧壁形状有关系,解决的根本出发点还是改变拉延工序加工数据解决。
侧壁内凹缺陷的形状补偿形式如图16所示,在拉延凸模中间高度位置增加宽度10 mm、高度0.3 mm的凸包,而拉延凹模不做更改。在拉延成型过程中,由于凸凹模间隙减小了0.3 mm,形状补偿的凸包位置材料会对侧壁型面产生一个有力的反向支撑,消除较大的侧壁凹陷;同时整个侧壁形状会绕着补偿的凸包产生向下的弯曲趋势,有利于减小凸包下部形面回弹。
4 拉延筋平面翘曲问题
采用拉延工艺的零件通常会设置拉延筋,拉延筋是控制金属材料流动的有效工具。如图17 所示,常见的拉延筋式样有圆筋、槛形筋和矩形筋;一般情况下,圆筋产生的阻力最小,矩形筋产生的阻力最大。
对选用圆形拉延筋的高强钢零件,板料流出筋槽后产生向上的弯曲,造成筋槽附近的平面翘曲,如图18 所示。这种翘曲的原因同侧壁凹陷的原因类似,在压边圈和凹模接触过程中,板料产生了沿凸筋表面的弯曲;由于高强钢较强的变形抗力,这种弯曲在板料流出筋槽后无法消除。
为了避免拉延筋造成的翘曲问题,对于厚度大于1 mm的高强钢零件要尽量选用槛形拉延筋或者不使用拉延筋。
5 开裂问题
高强钢的延伸率较低,一般590 MPa级别的延伸率下限18%、780 MPa级别的仅有13%;因此,高强钢零件的拉延性能较差、易出现开裂的质量问题。
按照传统的冲压拉延模面设计理念,所有的产品形面要设计在凸模轮廓线以内,如图19 所示,拉延工序高度74 mm、宽度83 mm,拉延凸模区域有较大的成形量,对于延伸率较低的高强钢零件会出现开裂问题。
因此,高强钢零件的冲压工艺要兼顾零件成形要求和低的材料延伸率:对高强钢零件的拉延工序,要降低单工序的拉延高度,减小凸模成形区域;对高强钢零件的翻边整形工序,要减小翻边的高度,并且兼顾各工序的材料减薄。
6拉毛问题
在零件表面产生、有一定深度的细小划痕称为拉毛,如图20 所示。
拉毛问题是由金属板料沿模具表面滑动时产生的滑动摩擦力造成;因此,拉毛问题一般产生在成形工序剧烈走料位置,如拉延凹模、拉延压边圈、翻边凸凹模等。拉毛问题会加剧工装模具的磨损速度,造成大批量生产零件的不稳定性。影响拉毛的因素有零件因素和模具因素。
6.1 零件因素
产品因素主要包括零件材质、料厚、产品成形高度和成形角度。材料的屈服和抗拉强度越大、料厚越大,零件所需的成形力和成形过程中的滑动摩擦力就越大;因此,零件越容易产生拉毛问题。产品的成形高度越大、拔模角度越小,零件越容易产生拉毛问题。
拉毛问题在抗拉强度大于在440 MPa、料厚大于1.0 mm、零件成形高度达到50 mm的高强钢厚板零件表现的尤其突出。
6.2 模具因素
模具因素主要包括模具材质、模具硬度、模具间隙、表面光洁度。韧性好(耐磨性)、淬火性能好(硬度值HRC58-62)的模具材质能减轻拉毛对工装模具的损伤,如合金钢镶块Cr12Mo V和SKD11。对于软钢零件,常采用减小模具凸凹模间隙的方法来获得更好的形面尺寸,但拉毛问题也会随着模具间隙的减小而加剧。因板料或者模具上的污浊物、镀锌板料在冲压过程中的脱落的锌皮等,模具表面在反复的冲压过程中会形成粘结瘤;这些粘结瘤大大地加剧了拉毛缺陷。
零件因素一般由产品设计决定,对于零件的拉毛问题需要从模具因素角度去解决。
a.选用耐磨性、淬火性能好的合金钢镶块,保证合金钢镶块淬火后的硬度;
b.凸凹模选用合理的间隙值,避免采用小的冲压间隙;
c.模具经常性维护保养,保证模具工作部分镶块的表面光洁度;
d.工作部分镶块表面做镀层,如TD处理和PVD处理等,提高镶块的硬度和耐磨性。
7 结束语
高强钢在车身上的应用及焊接 第8篇
新型低密度、高强度材料的应用, 可以有效地减轻车身重量, 目前最为有效的做法是使用高强度钢和铝合金、镁合金等轻金属材料。与铝镁合金相比, 高强度钢板的制造相对容易, 具有经济性较好的优势, 在保证碰撞安全性能的情况下, 高强钢应用于车身上可以通过减薄零件来达到减轻车身重量的目的。因此, 高强钢已经成为汽车轻量化工作中应用前景最好也是取得进展最大的材料。
高强钢的应用
高强钢主要用于制作车身外板、车身内板以及车身结构件, 这些位置采用高强钢替代普通钢与汽车轻量化关系密切, 同时高强钢的应用可以有效提升车身碰撞安全性, 其应用具有以下特点:
(1) 材料强度的提高能够增加车身安全性。
(2) 覆盖件抗凹性的改善能够提高商品性。
(3) 板厚减薄能够使汽车结构轻量化。
1.高强钢简介
对于高强度钢板, 目前尚无统一的定义和分类方法, 以下是国内对于高强度钢板的定义和分类:
(1) 普通高强度钢板抗拉强度或屈服强度相对较低, 或采用传统工艺或传统工艺少许改进即能生产出来高强度钢板, 如IF钢板、IS钢板、BH钢板及HSLA钢板等。
(2) 先进高强度钢板需要采用先进设备及工艺方法才能生产出来的钢板, 如DP钢板、TRIP钢板、Mart钢板及热成形钢等。
常用型号的高强钢, 其性能和应用范围见表1。
2.高强钢的应用现状
国外高强度钢在轿车车身上的应用比例逐年增加, 目前大约为50%, 而我国汽车工业高强钢的应用比例只有不到30%, 未来仍有很大的上升空间。图1所示为东风标致408轿车高强钢的应用情况图示, 图2所示为大众捷达轿车高强钢的应用情况图示。
从图中可以看出, 标致408车型在车门内板、车门侧碰撞加强板、侧围前部加强板等关键部位采用了高强钢结构, 大大提高了车辆的安全性。而大众捷达车身高强钢的应用比例高达60%, A柱内板、B柱内板、门槛加强板、侧围顶部加强板、中央通道等安全件均采用了高强钢。将其应用于车身上既提高了汽车的安全性, 又能有效减轻车身重量。
3.高强钢的作用
高强钢在车身上的应用能否实现车身碰撞安全性提升和车身轻量化的有效统一, 可以通过表2来进行说明。
从表2可以看出, 高强钢能够大幅增加构件的变形抗力, 提高能量吸收能力和扩大弹性应变区。同等强度等级下, 高强钢是可以很大程度上来减薄板件的, 达到降低车身重量的目的。由此可以看出, 高强钢的应用可以实现碰撞安全性和轻量化的平衡。
4.高强钢的焊接性分析
高强钢的焊接性能一直是影响高强钢在汽车行业应用的核心问题。由于生产工艺技术不同, 特别是热处理冷却速率不同, 要获得所需的强度等级, 其合金元素的添加量也要有所不同。当冷却速度较低时, 必须添加较多的合金元素, 但由此也会引起焊接性能恶化。除了冷却速度外, 其他生产工艺及设备条件也影响材料设计时合金元素的添加量, 影响高强钢的焊接性能。
在汽车制造业中, 电阻点焊是白车身焊接中应用最广、技术最为成熟的连接方式。由于高强钢的焊接性能很差, 如果采用常规的工频点焊工艺, 焊接时飞溅大而且焊接接头质量差, 连接强度达不到要求, 无法满足生产的需要。因此, 推广适用于高强钢特别是超高强钢的焊接技术, 对于汽车行业未来的发展是十分必要的, 既是汽车提升安全性和舒适性的有效途径, 又是“低碳经济”背景下汽车轻量化研究的客观要求。近两年来, 在国内汽车行业逐渐得以应用并且能够满足高强钢焊接要求的焊接新技术主要有两种, 一种是中频点焊技术, 一种是激光焊。
中频点焊在高强钢焊接上的应用
中频逆变直流电阻焊控制电源是由三相交流电经整流电路成为脉动直流电, 再经由功率开关器件组成的逆变电路变成中频方波接入变压器, 降压后整流成脉动较小的直流电供给电极对工件进行焊接。逆变器通常采用电流反馈脉宽调制 (PWM) 获得稳定的恒电流输出。
中频点焊采用的能量供应是通过三相负载平衡、低输入, 没有电网过渡过程, 具有功率因数高、热量集中、焊接质量稳定的特点。
中频点焊具有焊接电流波形的硬特性、直流极性的效果和良好的热效率, 其电流焊接热效率比交流点焊高, 并且可以用低电流焊接。因此, 中频点焊能够焊接高强钢板、带镀层钢板、不锈钢、铝及异种导热材料。近年来, 汽车工业越来越多地应用高强度钢, 随着新型高强度钢板的母材拉伸强度不断增加, 给母材焊接带来了越来越大的难度, 单纯使用交流点焊已无法保证其焊接质量, 目前可行的方法就是使用中频点焊来保证焊接质量。
激光焊在高强钢焊接上的应用
传统点焊的不连续性和焊点容易变形的特点, 导致焊点处的平整度降低及产生缝隙, 而且点焊会造成焊接点周围的母材热影响区强度下降。而激光焊接速度较快, 焊接接头的热影响区较其他的焊接方法小, 几乎没有焊接变形, 这样可极大地提高匹配尺寸和密封效果。另外, 由于优质高强钢在车身各个位置上的的普遍应用, 给焊接带来了极大困难。高强钢的屈服强度约为普通钢板的3~4倍, 采用传统的点焊已经不能实现优质连接, 采用激光焊连接技术可有效解决这一难题。目前在汽车制造行业比较成熟的激光焊工艺主要有三种:激光钎焊、激光熔化焊和激光-MIG复合焊。高强钢的激光焊接工艺, 可以使车身受撞击时的能量承载到高强度钢板上, 大幅度提升车身强度。
1.激光钎焊
激光钎焊即以激光作热源, 利用熔点比母材低的材料作填充金属 (称为钎料) , 经加热熔化后, 利用液态钎料润湿母材, 填充接头间隙并与母材相互扩散, 实现连接的焊接方法。激光钎焊在车身上的主要应用于左右侧围与顶盖结合处、行李箱上下两部分的结合和C柱上下两部分的结合等。图3所示为行李箱激光钎焊的设备和焊接过程。
激光钎焊工艺对于焊接由IS钢、BH钢等高强钢制造的行李箱外板、侧围外板、顶盖等位置具有明显优势, 不仅使产品更加美观, 提高了密封性, 而且显著提高了焊接区域的强度, 提升了整车的安全性能。
2.激光熔化焊
激光熔化焊是采用高功率激光照射工件, 工件吸收激光后迅速熔化乃至气化, 熔化的金属在蒸气压力作用下形成小孔, 激光束可直照孔底使小孔不断延伸, 直至小孔内的蒸气压力与液体金属的表面张力和重力平衡为止。小孔随着激光束沿焊接方向移动时, 小孔前方熔化的金属绕过小孔流向后方, 凝固后形成焊缝。这种焊接模式熔深大, 深宽比也大。图4所示为侧围B柱位置采用激光熔化焊形成的焊缝外观。
3.激光-MIG复合焊
激光复合焊技术并不是两种焊接方法依次作用, 而是两种焊接方法同时作用于焊接区。激光-MIG焊采用激光束和电弧共同工作, 焊接速度高、焊接过程稳定, 同时热效率高, 并允许更大的焊接装配间隙。图5所示为激光-MIG复合焊的基本原理图和效果图。
1.工件2.蒸汽孔3.保护气体4.激光产生的等离子区5.MIG电极6.Arc电弧
激光-MIG复合焊的熔池比MIG焊的要小, 热输入低、热影响区小且工件变形小, 大大减少了焊后纠正焊接变形的工作。同时, 激光-MIG复合焊的焊缝是由激光和MIG焊共同形成的, 可以降低所需的激光束能量, 从而大大降低激光器的功率, 相比单纯应用激光焊可以大大降低能耗和投资成本。
结语
高强钢现已成为颇具竞争力的汽车轻量化材料, 它在抗碰撞性能、耐蚀性能和成本方面的优势, 以及安全法规对于高强钢应用的推动作用, 使之成为汽车生产商广泛使用的特殊材料。与之相对应的, 高强钢的焊接技术也在不断发展和进步, 中频焊接工艺和激光焊工艺的发展为高强钢在汽车工业的应用扫除了障碍。
