异种钢焊接

异种钢焊接（共9篇）

异种钢焊接 篇1

1 异种钢焊接的工艺原则

1.1 选择合宜的焊丝

异种钢的焊接质量, 在很大程度决定于所选择的焊丝。因为焊缝与熔合区的化学成分以及金相组织的不平均性, 也会引起联合性能差与运用性能低。选用焊丝时, 第一要考虑的是联合性能, 第二才考虑应用性能。还有当焊缝金属的强度与塑性不可以互相兼顾时, 要选择塑性好的焊丝。2种强度等级不一样的构造钢中间的异种钢焊接时, 依据强度等级低的母材选用焊丝是选择焊丝的原则, 这样能保障焊缝的塑性不低于强度等级高的母材的塑性。异种耐热钢焊接时, 焊丝的选用依照“低匹配”的原则, 就是耐热钢与低碳钢或低合金钢焊接时, 依照低碳钢或低合金钢母材选择焊丝。当不一样Cr、Mo含量的异种耐热钢焊接时, 依照Cr、Mo含量低的耐热钢选择焊丝。

1.2 熔合比与坡口角度

焊缝金属中被熔化的母材金属所占的百分比就是熔合比。焊缝中母材量小就是熔合比小, 而焊丝熔入到焊缝中量多。2种不一样钢结构的异种钢焊接时, 希望有比较多的焊丝熔入量到焊缝金属中, 这样焊缝的性能关键决定于焊丝, 容易获得优秀的焊接接头。也就是说异种钢焊接需要熔合比小。坡口增大, 就是把焊丝熔人焊缝的量增加, 也就是把熔合比减小。假如2种钢结构比较接近的异种钢焊接时, 就不可以使用大坡口以及小熔合比。

1.3 焊接工艺参数

对熔合比有着直接影响的是焊接工艺参数, 大线能量焊接也就是单位长度焊缝吸收电弧的热量多, 母材被熔化的量多, 就是熔合比大。异种钢焊接需要熔合比小, 就要用小线能量焊接, 一般用小电流、高焊速、多层多道焊。

1.4 预热

一件麻烦之事就是预热。钢如果焊接性差的话, 需要预热来预防出现冷裂纹。不需要预热的是一种钢焊接, 另一种钢焊接需要预热, 两种钢焊接在一起, 则应采取预热措施。例珠光体耐热钢 (要预热) 和低碳钢 (不要预热) 焊在一起, 则应按珠光体耐热钢来选择预热温度。一种钢预热温度高, 另一种钢需要低温度来预热, 2种钢焊在一起, 要选择预热温度高的作为预热标准。总结就是:异种钢焊接的预热温度要依照焊接性差的选定。

1.5 焊后热处理

焊后热处理的目的有二:一是把焊接残余应力消除;二是把焊接接头的金相组织与性能完善。对于热物理性能接近的异种钢焊接, 完全能够用退火来把焊接残余应力消除。而对于热物理性能差别比较大的异种钢焊接, 要用退火来把焊接残余应力消除是没用的。

2 异种钢的焊接材料

双相不锈钢能和别的双相不锈钢、奥氏体不锈钢、低碳钢和低合金钢实施焊接 (如表1所示) 。

两种不一样的双相钢焊接时, 一般要应用2种中高一级的双相不锈钢的配套焊材, 比如2205-2507焊接要使用25-10-4的焊材。

在焊接双相不锈钢以及低碳钢、低合金钢时, 亦能够使用E309L焊条与E309L焊丝。当然运用AWS E309LMo ER309LMo也是能够的, 但由于低碳钢、低舍金钢中不含有Mo, 所以含Mo的焊材不需要。双相不锈钢与低碳钢、低合金钢焊接, 也能够运用镍基台金焊材, 但这类焊材中不能含有铌, 由于少量的铌也许会引发热裂纹。

3 异种钢焊接工艺

(1) 焊材选择。1) 在焊接接头不出现裂纹等缺点的前提下, 如果焊缝金属的强度与塑性不可以兼顾时, 就要选用塑性与韧性比较好的焊材;2) 焊缝金属性能只需要跟两种母材中的一种相符, 就能够认为满足运用技术要求。通常状况下, 选择焊材让焊缝金属的力学性能和别的性能不低于母材中性能相对低一侧的指标, 就是认为满足了技术需要;3) 构造钢的异种钢号焊接时, 对一样强度等级的构造钢焊条, 通常要选择抗裂性能好的低氢焊条。对于金相结构差别相对大一点的异种钢接头;4) 想要选择工艺性能好、价低、易得的焊材就要在满足性能要求的条件下;5) 对于不一样异种钢接头, 通常都选择用高铬镍奥氏体不锈钢焊条或镍基合金焊条。对于工作条件严格的关键接头, 第一选择用镍基合金焊条, 由于它价格虽然较贵, 但能够把碳迁移减少或防止, 而且其焊缝金属的线膨胀系数介于铁素体钢与奥氏体钢中间, 对接头的结构和力学性能都有好处。

(2) 焊接预热需求。确定预热温度, 通常依照预热需求高的一侧来决定焊接预热温度, 但对于异类异种钢接头, 能够合理的把预热温度降低, 需要时经试验后决定。

(3) 确定焊接标准。对于不一样的异种钢接头, 在选用焊接标准时, 由于设法把熔合比降低。所以, 要选用小直径焊条或焊丝, 尽量选用小电流快速焊。

(4) 使用预堆边焊的办法实施焊接。异种钢接头预热与焊后热处理难的问题, 常常使用预堆边焊的办法实施焊接。这种做法, 能把熔合区成分不平均所带来的一些问题减少, 也为接头的热处理带来方便, 但一定要记住这时预堆边焊层的厚度必须要确保大于或等于4mm, 以把隔离层的功能起到。

(5) 焊后热处理温度的确定。通常是依照热处理温度需求高的一侧母材来决定异种钢接头的PWHT温度, 着时必须要提前做焊接工艺评定, 避免让强度低的一侧母材强度严重下降, 产生强度不合格。

4 结语

国内焊接生产技术的发展因为缺乏全面统一的规划, 在不一样行业中还很不平衡, 面上仍很突出存在的矛盾。经过拟定适当的焊接工艺方案, 产品质量在加工经过中获得了保障, 产品质量稳定, 全面满足质量和生产进度需求, 为不压井修井机整机质量提供了有力保证。

摘要：异种钢焊接为了可以得到满意的焊接接头质量, 常常要采用比同种钢焊接更为繁杂的工艺方法来保障, 所以, 焊接时, 要比同一种钢本身之间的焊接要繁杂得多。焊接异种钢的主要是准确的选用焊材, 焊接接头的质量与运用性能以及所选用的焊材紧密相关。

关键词：异种钢焊接,工艺,研究

参考文献

[1]焊接手册[S].中国机械工程学会焊接学会, 2001 (02) .

高速钢与碳钢异种钢焊接工艺研究 篇2

关键词：高速钢；焊接工艺；摩擦焊；钎焊

Abstract： High speed steel with high hardness and hot hardness and wear resistance， widely used in lathe tool， milling cutter， drill and other tools. This paper has analyzed the high speed steel and carbon steel welding of dissimilar steels welding methods， summarize the traditional high-speed steel welding， and welding tools widely used in friction welding， flash butt welding and brazing and model transformation super plasticity welding method.

Key Words： High speed steel； Welding procedure； Friction welding； Brazing

由于高速钢具有高硬度、耐热性和耐磨性，且强度和韧性是在现有刀具材料中是最高的，同时，高速钢刀具在使用过程中能承受较大的冲击载荷，绝大部分用于制造刀具。几十年来尽管各类高性能刀具材料不断出现，特别是硬质合金在刀具领域的比重增大，但高速钢仍占一半以上，在复杂刀具的使用量更大。高速钢按其主要成分分为钨钢和钨钼钢。常用的钨钢有W18Mo4V、W18Cr4V，钨钼钢有W6Mo5Cr4V2、W9Mo3Cr4V（W9）、W6Mo5Cr4V2 等[1]。由于钨原材料价格的上涨，为节约成本，刀具制造过程中，刀刃和刀柄分別采用高速钢和碳钢焊接而成，再经过机加工和热处理，得到所需要的刀具。

1.高速钢与碳钢异种钢焊接性分析

1.1碳迁移

刀具用碳钢含碳量0.42%～0.50%，高速钢含碳量0.77～1.65%，合金元素含量高达10～25%。由于两种钢含碳量和合金元素的差异，焊接接头经热处理后容易发生碳迁移，碳钢一侧的碳可能会想高速钢一侧迁移，迁移的结果使得碳钢一侧出现脱碳层而软化，高速钢接近焊缝一侧出现增碳层而硬化，使接头的塑性和强度明显降低。

1.2焊接裂纹

由于高速钢高淬透性，焊后易产生马氏体组织，同时高速钢的导热系数比碳钢低，两种钢的线膨胀系数也存在着明显的差异，由于线膨胀系数的差异导致在焊接连接后的冷却过程中，焊缝两侧的收缩量不同，导致焊接接头出现复杂的高应力状态，进而加速焊接裂纹的产生。

2.高速钢与碳钢异种钢熔焊

高速钢含碳量高，含有Cr、Mo、V等合金元素，淬透性高，焊接性差。焊条电弧焊可用于高速钢的修复，刘先兰等[2]通过选用以普通低碳钢作为焊芯，合金元素通过药皮过渡的焊条对齿轮模数铣刀进行预热堆焊，焊后经退火、调质等工序，可恢复切削工具的尺寸。但是焊条电弧焊对焊接工艺要求高，焊接前需要将工件加热到500℃以上，焊后热处理复杂。激光焊具有功率密度高、能量集中、HAZ小的优点，湖南大学陈刚等[3]采用CO2激光焊接对W2Mo9Cr4VCo8（M42）和X32钢进行焊接，焊接接头的性能优良，抗拉强度好，焊接接头硬度稍高于母材。

3.高速钢与碳钢异种钢固相焊接

3.1摩擦焊

摩擦焊是固相焊接的一种连接技术，这种焊接方法母材不熔化，焊缝主要为锻造组织，晶粒细化，组织致密，夹杂物弥散分布，不产生与熔化和凝固有关的一些焊接缺陷和与之相关的焊接脆化现象，同时摩擦焊接表面的“自清理”作用亦有利于保证焊接接头的质量。为高速钢W9Mo3Cr4V钢和45钢刃具焊接时易出现裂纹和碳迁移等问题，哈尔滨焊接研究所的朱海等[4]对高速钢与45钢摩擦焊在相变温度以下的焊接进行可行性研究。通过不同温度金相组织的研究，表明在800℃时接头性能达到了母材水平，硬度分布较均匀，未出现相变温度以上时的硬度高峰。

3.2闪光对焊

闪光焊是对两个对接接触的工件通电，工件接触点的电阻极其接触表面的电弧产生热量，然后对接头两端施加压力，从而使工件达到原子间结合的一种焊接方法。西北工业大学毛信孚等[5]采用LM150-2半自动闪光焊机对45钢和W18Cr4V进行焊接，焊接接头质量稳定。

固相焊接中除了传统的摩擦焊和闪光焊以外，超塑性焊接是一种新的高速钢和碳钢的焊接方法。超塑性焊是利用材料超塑性状态下，低应力下易产生大的塑性流变和原子扩散迁移率，能在较短时间、较低温度最大程度地实现高质量连接。与摩擦焊和闪光焊相比，经超塑性焊接的W6Mo5Cr4V2和45钢焊接毛坯可不经退火直接进行机加工，硬度过渡也比较平滑[6]。

4.高速钢与碳钢异种钢钎焊

钎焊常用于高速钢和异种钢的焊接。高速钢钎焊的主要问题在于它的组织和性能易受钎焊过程的影响。如果钎焊工艺不当，极易产生高温退火、氧化和脱碳等问题。W18Cr4V的淬火温度为1260～1280℃，为避免上述问题的发生，确保工具在切削时具有最大的硬度和耐磨性，要求其钎焊温度必须与淬火温度想适应。国内某企业通过采用高温钎焊炉代替传统的盐浴炉和真空炉，炉内为不可燃气体液氮、CH3OH和C3H7OH，可同时完成高速钢钎焊和热处理工序，焊后的工件不仅不氧化、不脱碳，而且工件的表面质量超过原件的质量[7]。

5.结论

由于高速钢的焊接性较差，焊后容易产生裂纹，焊后经热处理易发生碳迁移现象，影响接头的力学性能，熔焊中能量密度高、热影响区小的激光焊可用于高速钢的焊接。高速钢焊接的应用最多的摩擦焊和闪光焊，焊接速度快，焊接质量可靠，但是摩擦焊和闪光焊焊接接头由于碳迁移存在贫碳区和增碳区。高速钢相变超塑性焊接的方法，焊后的硬度过渡比较平滑，可获得性能优良的接头。另外，钎焊可用于高速钢和碳钢的连接，钎焊的焊接质量容易受到焊接工艺的影响，焊后容易发生高温退火、氧化和脱碳等问题。

参考文献：

[1]戚正风，任瑞铭. 国内外刀具材料发展现状[J].金属热处理，1996，01，15-20

[2]刘先兰. 高速钢齿轮模数铣刀的合金堆焊修复工艺[J]工具技术，2003， 37（5）：37-39

[3]陈刚，杨全毅，周明哲等. M42/X32异种金属CO2激光焊接接头组织和性能的研究[J].湖南大学学报（自然科学版），2013， 40（11）

[4]朱海，任希凡，张忠信，王兴斌. 高速钢相变温度以下的摩擦焊[J].焊接学报，1996，01

[5]毛信孚，刘小文，王玉，冯红超. 碳素结构钢与高速工具钢摩擦焊与闪光焊接头的组织和性能[J]. 材料工程，2006，12：28-31

[6]杨仁山，胡廷法. W6Mo5Cr4V2-45#钢的相变超塑性焊接[J]. 工具技术，1996，30，：20-21

异种钢焊接性能分析与研究 篇3

1.1 熔点的差异

如果相焊的两种金属熔点相差很大, 接头性能难以得到保证, 16Mn R熔点1430℃, 00Cr19Ni10熔点1398℃~1420℃, 两种金属熔点相差不是很大, 一般能获得一个满意的焊接接头。温度是焊接的一个重要因素, 控制好焊接时的温度, 能够有助于焊接的效果, 对于不同的金属进行焊接, 温度是不相同, 这也是长期工作以来的一种积累, 对工作多多总结有助于提升焊接技术。

1.2 线膨胀系数差异

金属受热的涨幅程度, 金属本身的延展性, 金属的熔点, 都是在焊接过程中必须注意、考虑的要素, 金属的这些特点在焊接过程中尤为重要, 如果对金属的特性认知不够清楚, 很容易出现焊接裂纹。由于低合金钢与奥氏体型不锈钢两种金属线膨胀系数相差很大, 产生的应力容易使焊缝热影响区产生裂纹。

1.3 热导率的差异

热导率是金属本身的特性, 不相同的金属热导率一般不会相同, 这就导致了焊接上的一个难点。通常解决这种问题的方法, 一般采用的都是提前预热, 将导热较低的金属先进行一个提前预热已达到两种金属同时融化, 这样有助于金属的焊接。但是, 这要求操作者必须对各种金属的导热率极为熟悉。

一般低合金钢的热导率为0.288~0.504W/cm·℃, 不锈钢的热导率为0.168~0.336W/cm·℃, 低合金钢随温度的增加, 热导率是下降的, 不锈钢随温度的增加, 热导率是上升的, 所以热导率的不同可使被焊材料熔化不同步, 导致金属之间结合不良。

1.4 形成脆性的化合物

有些金属本身就是合金, 在焊接过程中, 很有可能和另一块金属发生反应, 出现新的合金。新合金的属性不确定, 很有可能出现硬度不够、韧度缺乏, 导致焊接部位脆弱, 容易出现断裂。

异种钢焊接时由于在焊接热循环的作用下可能会形成某些金属这种化合物会降低焊缝的热胀冷缩的环境下, 可能脆性断裂。

2 异种钢焊接性分析

上文已经提到了金属焊接的一些重难点, 针对这些难点, 我们的焊接师傅们也在长期的工作中找到了一些解决的办法。提前预热, 减缓冷却、焊接后的热处理等等办法。不同金属的焊接, 在国际上都是一个难题, 因为这主要是依靠人工来完成的。人工完成焊接, 凭借的全都是从劳动中获得的经验, 而不能依靠现代科技技术的准确计算, 这就造成了在焊接过程中多多少少都会出现偏差。下面就简要介绍一下, 对于焊接技术的一些处理:

在对于中厚板的处理之中, 一般会出现拘束力比较大的情况, 这样的焊接, 如果技术出现偏差就会导致冷裂发生, 要解决这种问题, 我们就需要采用一些预热或者减缓冷却的方法, 这样可以有效地减弱焊接的接应力, 降低冷裂的风险。当然, 这样做不是百分百安全, 只能说尽可能的降低风险。

焊缝金属化学成分分布不均匀, 在焊接金属的时候, 容易导致焊缝裂缝、扭曲等等后果。要确保焊缝金属成分尽可能的均匀, 防止焊缝因为金属化学成分分布不均匀而导致成品出现问题, 我们应该在焊接时尽量控制住焊接参数, 减小熔合比对成品带来的影响。

我们在焊接时, 常常会遇到碳元素迁移, 而导致最后的焊口可塑性下降以及硬度升高, 造成成品韧性不足, 易损坏。只要我们采用隔离层堆焊的方法, 就能够轻松解决这个问题。从而不会再出现低合金钢侧母材脱碳, 而高合金钢侧增碳的烦恼。

不同的金属膨胀系数自然不同, 我们在异种钢焊接的时候, 常常会遇到这样的问题。即使我们使用了消应力热处理也无济于事, 最后常常是接口绷断。这是由于异种钢的膨胀程度不一样, 造成最后两种的金属之间的残余应力依然存在, 而且力量极大。对于这种情况, 我们建议采用隔离层堆焊后用同种钢焊条焊接, 这种方法不一定能够完全解决该问题, 但是还是能够使焊口有较为大的改善。

我们这里采用的方法, 是工人师傅们在日常工作中所领悟出来的, 也是得到印证的。也许还有其他更好地方法, 只是我们不知道而已。不过我们相信, 在未来的日子里, 一定会涌现出更多更好地焊工师傅, 然后用他们的智慧解决一个又一个的难题。

3 焊接工艺的制定

在设备筒体上用火焰割刀开坡口。用砂轮机将坡口打磨干净光滑, 并对坡口表面做100%PT, 符合JB/T4730.5-2005, I级合格。用电加热带或火焰对坡口200mm范围内预热至150℃, 达到规定温度后进行坡口堆焊。

采用A302, φ3.2mm小直径焊条, 小电流, 多层多道堆焊坡口, 减小熔合比和焊缝的稀释率, 堆焊3层, 厚度至少8mm, 堆焊完毕后打磨坡口, 清除有害熔渣。坡口表面作100%PT, 符合JB/T4730.5-2005, I级合格后作100%UT, 符合JB/T4730.3-2005, I级合格。用电加热带对堆焊坡口进行620±20℃, 保温2.5h消应力热处理。热处理后100%PT, 符合JB/T4730.5-2005, I级合格后作100%UT, 符合JB/T4730.3-2005, I级合格。组对接管与筒体D类焊缝, 保证装配间隙尺寸, 然后用同种钢A002焊条先焊内侧焊缝, 内侧焊接完毕后外侧气刨清根, 彻底打磨掉渗碳层后作100%PT, 符合JB/T4730.5-2005, I级合格后进行外侧的焊接, 焊接完毕后将焊缝打磨圆滑。焊后内外100%PT, 符合JB/T4730.5-2005, I级合格后100%UT, 符合JB/T4730.3-2005, I级合格。

4 焊接操作要点

焊条焊接时不允许焊条作横向的摆动, 多层多道焊, 堆焊前一定要预热到规定的温度, 中间停止焊接需重新预热, A302焊条焊接时控制层间温度在150℃左右, 坡口至少堆焊3层, 堆焊时尽量采用小线能量焊接, 减少碳的迁移和熔合比, 保证焊缝成分的均匀性, A002焊条焊接时控制层间温度70℃左右, 减少高温停留的时间, 提高耐腐蚀性能, 每道焊缝焊接结束后及时清除熔渣, 防止产生夹渣等缺陷。

处理之后的成品, 人工测试应该具备焊接部位平整、光洁, 无裂缝、无焊渣。成品应该还具备韧性强、硬度高的特征, 保证成品的牢固程度, 不易损坏。现代科技可以也有专门针对焊接成品检测的技术, 在下面第五点将会介绍到。

5 焊接工艺评定试验

为验证该焊接工艺的正确性, 确保焊接接头能达到理想中的使用要求, 按照JB/T4708-2000制定焊接工艺评定试验方案, 试板采用δ=42mm的16Mn R板材坡口堆焊A302后与00Cr19Ni10Ⅲ锻件相焊, 按照拟定的焊接工艺施焊, 焊接完毕后经100%RT检测, 符合JB/T4730.2-2005, I级合格, 焊接接头经拉伸、弯曲、冲击力学性能试验, 完全符合相关标准要求。

6 结束语

异种钢焊接 篇4

关键词：7075铝合金；6063铝合金；焊接技术

中图分类号：TG456 文献标识码：A 文章编号：1006-8937（2015）23-0016-01

1 7075与6063铝合金的化学成分、用途与力学性能

1.1 化学成分与用途

7075铝合金为AL-Cu-Mg-Zn超硬铝合金，其在航空航天、各种模具及机械设备中得到大量应用，特别用于制造飞机结构及其他要求强度高、抗腐蚀性能强的高应力结构体。该合金中Zn、Mg是主要的合金元素，可在热处理时形成MgZn2金属化合物，提高合金抗拉强度，提高承载力。它经热处理强化后具有高强度，易于加工，耐磨性好，也有优良的耐蚀性与抗氧化性能，但焊接性差。

6063铝合金为AL-Mg-Si系中具有中等强度的可热处理强化铸造铝合金，其广泛用于建筑、航空航天、交通、包装与印刷等行业。耐腐蚀性好，冷加工性较好，并具有中等强度。该合金中Mg和Si组成强化相Mg2Si，热处理强化效果随着Mg2Si量的增加而增大，其化学成分见表1。

1.2 力学性能

7075与6063铝合金经固溶处理与人工时效（T6）处理后的力学性能见表2。

2 焊接性分析

2.1 易氧化

铝合金在焊接高温的作用下易于氧化，且生成的Al2O3薄膜熔点远远高于铝的熔点，会在焊缝中形成夹渣，降低焊缝的力学性能，也会影响电弧的稳定性，阻碍焊接过程顺利进行。

2.2 易产生热裂纹

上述两种铝合金均为共晶型合金，结晶温度区间较宽， Mg2Si、MgZn2与Al在焊接热源的作用下，会形成低熔共晶体，呈连续薄膜状或网状分布于晶界，使晶粒分离；加之铝合金的线膨胀系数比钢大约1倍，在焊接拘束条件的作用下会产生很大的焊接应力，出现结晶裂纹。而7075铝合金为超硬铝合金，其强度高，又因有铜的存在，显著增加了裂纹倾向，因此防止裂纹是该焊接接头的关键所在。

2.3 焊接接头的软化

由于这两种铝合金均为热处理强化状态（T6），在焊接热源的高温作用下，焊接热影响区出现“过时效应”，即热影响区强化相脱溶析出，并聚集长大使强化效果消失，焊后接头的强度均低于母材的强度；加之焊缝的晶粒粗大，为了预防热裂纹所选用的焊材成分与母材也有较大的差别，均导致焊缝的强度、塑性低于母材，特别是强度更高的7075一侧影响更大。

2.4 其 他

此外，由于铝合金的导热率大，焊接时散热快，当焊接参数选用不当时，软化区会显著增宽，焊件变形倾向增大；当焊件表面没有清理干净时也会产生氢气孔。

3 焊接工艺分析

3.1 焊接方法选择

目前铝合金焊接中较常用的方法是钨极氩弧焊与熔化极氩弧焊，考虑焊件壁厚较薄及“阴极破碎”作用，采用手工交流钨极氩弧焊进行焊接。

3.2 焊丝选择

由于两种铝合金不论在化学成分还是力学性能方面都存在很大差异，而焊缝是机械性能的过渡区域，所以焊丝的选择要兼顾两侧母材的成分与性能。目前常用的铝合金焊丝有Al-Cu、Al-Si、Al-Mg、Al-Mn四大类，考虑焊接时焊缝与母材成分相近的原则，宜选用Al-Si、Al-Mg系列。Al-Si合金焊丝流动性好，抗裂性高，但接头强度低，远低于7075一侧母材的强度，而Al-Mg焊丝有较强的耐腐蚀性，接头强度高，焊丝中较高的含镁量也可以补偿焊接过程中Mg的烧损，综合考虑焊缝抗裂性、力学性能与耐腐蚀性能的要求，该接头采用铝镁合金焊丝ER5356（HS331）焊接，其化学成分见表3。

3.3 坡口形式

该焊件为对接接头，焊件厚度5 mm，考虑接头两侧不等强度及对焊缝金属熔合比的控制，7075铝合金一侧开30 ？觷坡口，6063铝合金一侧开35 ？觷坡口，钝边2 mm，装配间隙1.5～2 mm。

3.4 焊前清理

由于铝合金对污垢十分敏感，焊前需彻底清理，本接头采用化学清理与机械清理相结合。先用丙酮擦拭焊件表面，以清除焊件表面的油污，再在坡口两侧各30 mm范围内用风动钢丝刷（不锈钢丝，直径小于φ0.15 mm）清理氧化膜，并用刮刀将坡口内表面清理干净，清理后尽快焊接，装配时要防止再度弄脏。

3.5 焊接参数

采用钨极直径4 mm，喷嘴直径12 mm，焊丝直径4 mm，焊接电流180～240 A，氩气流量10～15 L/min，进行焊接。在焊接时宜采用较大的焊接电流，配合较快的焊接速度，以减少气孔。焊接操作时注意正常焊接，防止单边过热与熔化。

3.6 焊接检验

焊后焊缝外观质量良好，后经100%X射线检验，未发现裂纹，做压力试验，未渗漏，焊接效果良好。

4 结 语

为了获得满意的该异种接头性能，避免接头裂纹、软化、气孔等缺陷，焊接时宜开非对称坡口，7075铝合金一侧坡口角度略小一些；焊件应严格清理，采用化学法除油，机械法清除氧化膜，焊接时宜采用较粗钨极直径、较粗焊丝，采用较大焊接电流较快焊接速度，既可避免焊件过热，控制软化区，也可减少焊缝中的气孔，获得满意的焊接接头性能。

参考文献：

[1] 吕世雄，李俐群，石经纬，等.ZL101A和LF6异种铝合金的脉冲交流TIG焊工艺[J].焊接，2007，（9）.

异种钢焊接 篇5

异种钢焊接目前被广泛应用于核电、火电、石油化工等装备制造领域。异种钢焊接技术可以充分发挥不同材料的优势,降低成本,并提高结构设计的灵活性,是大型装 备制造中 的关键技 术之一[1,2]。

异种钢焊接接头大多工作在高温环境下,其蠕变特性 和持久性 能对结构 的服役安 全性至关重要。

对于异种钢焊接接头,常规的蠕变和持久试验存在难以克服的局限性。首先,蠕变和持久试验均是针对均匀材料而设计的,难以反映异种材料之间的相互作用;然后,蠕变和持久试验均采用单轴拉伸的加载方式,而非均匀结构必然存在复杂的多轴应力状态[3,4],与试验假设并不相符;最后,蠕变和持久试验周期长、成本高,严重制约了整个产品的设计和生产。因此,采用有限元计算方法模拟异种钢接头的蠕变过程并预测其寿命是行之有效的措施。

对耐热钢蠕变 过程的模 拟已有很 多研究。Kachanov[5]提出了经典的K-R蠕变损伤模型;文献[6-7]将K-R蠕变模型 推广到多 轴应力条 件下;刘学等[8]拟合了P91钢的蠕变损伤模型,并进行了多轴应力条件下的有限元计算。还有很多学者从组织劣化方面研究了蠕变损伤模型的物理本质[9]。除了上述对均匀材料蠕变模型的研究以外,还有一些学者对焊接接头非均匀结构的蠕变行为进行了 研究。张建 强等[4,10]对T91钢和HR3C钢焊接接头的蠕变失效 进行了有 限元模拟,但只采用了简单的幂律蠕变模型,而未对接头的损伤情况进行表 征;Sunil-Goyal等[11]利用有限元方法对2.25Cr1Mo钢热影响区的IV型裂纹进行了预测,同样只采用了幂律蠕变模型,而未反映加速蠕变阶段应力应变的剧烈变化。可见,对焊接接头,特别是对异种钢接头这种复杂的非均匀结构进行蠕变模拟还有待进一步研究。

本文采用K-R蠕变损伤模型和θProjection模型分别研究含有2.25Cr1Mo过渡层的马氏体钢与珠光体钢焊接接头的蠕变行为,以期探索一种合理的异种钢接头寿命预测方法。

1异种钢接头结构与蠕变试验

为了解决异种钢母材回火参数的矛盾,本文研究的异种钢接头采用了带有过渡层的结构。首先在马氏体 钢母材一 侧用埋弧 焊堆焊若 干层2.25Cr1Mo过渡层,焊后进行 (670~690℃)×12h回火,并将过渡层加工成坡口形状。然后用TIG打底焊连接带有过渡层的马氏体钢与珠光体钢,并用2.25Cr1Mo焊丝埋弧焊填充。最后进行(650~660℃)×20h回火。焊接接头的结构如图1所示。图2所示为经过硝酸酒精腐蚀后的焊接接头的照片。焊接接头的母材和焊丝的主要成分见表1。

为了确定接头持久性能的薄弱环节,对整个接头进行了高温持久试验。分别采用提高温度和增大应力的加速试验方法进行试验,试验温度在500~620℃之间,试验应力 在80~180 MPa之间。试样横跨接头的各个区域,通过断裂位置即可判断其薄弱部位。试验发现,所有试样均在过渡层内断裂,如图3所示。

可见过渡层是接头持久性能的薄弱环节。因此,在有限元计算中着重研究过渡层的蠕变行为,模型包括马氏体钢母材、过渡层和焊缝三部分,而省略了珠光体钢一侧的建模。

过渡层是多层结构,由于对高合金的马氏体钢母材逐层稀释,故各层过渡层的成分有所不同。但是每层过渡层厚度都很小,无法单独制取蠕变试样,只能忽略各过渡层之间在蠕变特性上的差别。过渡层材料的不均匀性将通过弹性模量的差别来体现。

在600℃、不同应力下分别对马氏体钢母材、过渡层和焊缝进行蠕变试验,得到其蠕变曲线。蠕变试样直径为10mm,小于焊缝和过渡层的宽度,试样标距为55mm。以马氏体钢为例,测得其蠕变速率与时间的关系如图4所示。

2蠕变模型的拟合

2.1K?R蠕变损伤模型的拟合

蠕变过程一般分为蠕变硬化、稳态蠕变和加速蠕变3个阶段。其中,前2个阶段可用幂律模型很好地描述,而第3阶段通常采用K-R蠕变损伤模型来描述。

K-R蠕变损伤模型应用广泛,它不仅可以计算加速蠕变过程中构件的应力应变情况,还能预测构件的损伤部位。K-R蠕变损伤模型可用2个方程来表述,即与损伤变量耦合的蠕变速率方程和损伤演化方程,其形式如下:

式中,ε为应变;σ为应力;D为损伤变量(初值为0,单调增大,变为1时表示完全损伤);A、B、n、p、φ为常数,由材料性质决定。

在应力恒定的条件下,对式(2)积分:

式中,t为时间。

则有

将式(4)代入式(1),得

将蠕变硬化和稳态蠕变阶段的应变率表示为幂律形式,得到完整的应变率方程:

式中,q、C、m为系数。

利用蠕变试验获得的数据,采用非线性拟合的方法对式(6)进行拟合,分别得到马氏体钢母材、过渡层和焊缝的蠕变模型常数。该蠕变模型可以获得良 好的拟合 度,以马氏体 钢母材在600℃、100MPa下的蠕变速率曲线为例,其拟合情况如图5所示。

2.2θProjection模型的拟合与改进

θProjection模型将蠕变过程视为蠕变硬化和加速蠕变2个阶段,分别采用指数函数来描述,其表达式为

式中,ai、bi、ci、di为系数。

式(7)为蠕变曲线方程,即应变ε与时间t之间的关系。其中,θ1、θ2、θ3、θ4为参数,它们都可表示为温度T和应力σ的函数,如式(8)所示。若温度不变,式(8)仅为应力的函数,则最少只需测得2条不同应力下的蠕变曲线即可得到全部常数。

采用θProjection模型拟合的马氏体钢母材100MPa下的蠕变曲线和蠕变速率曲线如图6所示。

由图6可见θProjection模型的拟合效果并不理想,主要原因是蠕变硬化阶段的蠕变速率与试验数据差别过大,而且最小蠕变速率也远低于实际值。由图6b可见,蠕变硬化阶段的蠕变速率在对数坐标下近似呈直线,应符合幂函数形式,因此蠕变曲线在硬化阶段也应符合幂函数形式。考虑到θProjection模型对加速蠕变阶段的拟合度较好,因此保留θProjection模型的加速蠕变项,而将硬化阶段改为幂函数形式。改进后的θProjection模型表达式为

其中,θ1、θ2、θ3为材料常数,θ4、θ5为温度和应力的函数,表达式见式(8)。用改进后的θProjection模型拟合马氏体钢母材在600℃、100MPa下的蠕变曲线和蠕变速率曲线,并与改进前的拟合结果进行对比,如图7所示。

由图7可见,改进后的θProjection模型在蠕变硬化阶段具有良好的拟合精度,而且最小蠕变速率与实际值很接近,蠕变加速阶段蠕变速率的陡升特性也与实际相符,只是加速阶段开始时间比试验结果略晚。

与K-R蠕变损伤模型相比,改进后的θProjection蠕变模型不仅同样获得了良好的拟合度,而且保持了简洁的表达式形式,对有限元计算比较有利。但是K-R蠕变损伤模型可以预测构件发生蠕变损伤的部位和程度,仍具有一定优势。下面分别采用以上两种模型对焊接接头的蠕变行为进行模拟。

3蠕变过程的有限元模拟

3.1材料弹性模量的确定

除上文中拟合得到的蠕变模型外,进行弹性范围内的蠕变模拟还需要知道材料的弹性模量和泊松比。泊松比通常取0.3,而弹性模量的测试存在困难。过渡层成分梯度很大,尺寸又很小,常规拉伸试验只能反映过渡层的平均弹性模量,而无法体现材料的不均匀性。因此,本文采用通过显微硬度换算弹性模量的方 法。Bao等[12]研究了硬度测量过程中的外力做功、能量耗散与材料弹性恢复,提出了弹 性模量与 硬度之间 的理论关系:

其中,H为硬度,F为常数,Rs为恢复阻力。对于Berkovich或Vickers压头,F取0.6647。Er为接触模量,其表达式为

其中,E、μ分别为被 测材料的 弹性模量 和泊松比,Ei、μi分别为压头的弹性模量和泊松比。式(10)中的Rs反映的是材料在加载和卸载过程中的能量耗散,其表达式为

式中,pm为加载时的最大载荷;hs为压痕边缘线在载荷方向上的弹性恢复位移。

由于本文研 究的焊接 接头各部 位均属于CrMoV系耐热钢,具有相似的弹塑性特征,可以假设其具有相同的恢复阻力。因此,根据式(10),接触模量与硬度的平方根成正比。利用对整个接头的显微硬度测试结果,以及对均匀母材的弹性模量测试结果,可以换算出不同部位的接触模量,再通过式(11)推算出各部位的弹性模量,如图8所示。

图8中包含马氏体钢母材、焊缝和3层过渡层的显微硬度测试数据。根据硬度的变化趋势,将接头离散成31层,每层根据其平均硬度换算弹性模量。这样可以完整地表现出各层过渡层熔合区的软化层、热影响区的淬硬区、正火区、回火软化区等区域的不均匀性。

3.2焊接接头的有限元建模

典型的焊接接头高温持久试样断口附近的解剖金相照片如图3所示。以图3中的过渡层结构为依据在ABAQUS软件中进行建模,采用平面应变模型,在一侧施加120MPa拉伸载荷,如图9所示。

图9中包含马氏体钢母材、焊缝以及交错排列的3层过渡层。根据弹性模量的变化,在各层熔合区附近的软化层部位细分了多层结构,并减小网格尺寸,以更好地体现材料的非均匀性,如图10所示。

3.3焊接接头初始状态应力应变分布

在拉伸载荷作用下,焊接接头初始状态的应力应变分布如图11所示。

由图11可见,初始状态下硬度和弹性模量较低的过渡层区域整体应变较大,而且过渡层之间的熔合区软化层存在应变集中。另外,各层过渡层的淬硬区存在应力集中,特别是焊道交错排列形成的尖角处应力集中现象更加明显。

3.4两种蠕变模型的对比

经过1000h蠕变后,两种蠕变模型的计算结果如图12所示。本文仅关注应变分布情况,因为蠕变失效往往是由应变决定的。

由图12可见,两种蠕变模型得到的应变分布类似,都是在较软的过渡层部分蠕变变形较大,并出现缩颈现象,但是θProjection模型的变形程度更大。另外,过渡层熔合区软化层在初始状态下存在的应变集中现象,经过蠕变后得到缓解。这是因为蠕变应变逐渐增大,比初始状态的应变大2个数量级,因此软化层的应变集中现象被掩盖。

观察图3所示的实际断口,发现断裂发生在过渡层之间的熔合区,并在熔合区出现正在扩展的裂纹。由于有限元计算 中没有引入裂纹的因素,只能反映出过渡层危险性较高。实际上在蠕变的开始阶段,应变集中的软化层可能出现微裂纹,成为过渡层中的薄弱环节。因此,两种模型对实际结构蠕变行为的预测都是合理的,但仍存在一定局限性。

以过渡层中最危险部位的应变为例,对比两种模型的差别,如图13所示。

由图13可见,改进型θProjection模型的蠕变加速阶段出现时间较早,但蠕变率的增长比较平缓,而蠕变损伤模型的加速蠕变阶段出现较晚,但蠕变率突然快速增长。结合损伤变量的分析发现,采用蠕变损伤模型对加速蠕变开始时间的预测更为精确,而改进型θProjection模型对应变的预测比较保守,安全性较高。

3.5材料非均匀性对蠕变行为的影响

非均匀结构的蠕变行为不同于均匀材料,这是因为结构各部分的蠕变特性不同,变形量存在差异,因此相互之间会产生拘束作用,出现复杂的多轴应力状态。为了研究材料非均匀性对结构蠕变行为的影响,将相同载荷下焊接接头中的焊缝内最危险部位的蠕变曲线与均匀焊缝材料的蠕变曲线进行对比,如图14所示。

由图14可见,两种模型的计算结果都显示,在焊接接头中的焊缝的蠕变量要大于均匀的焊缝材料的蠕变量。这说明材料的非均匀性会使结构整体的持久性能比其中最弱的单一材料更弱。

4结论

(1)K-R蠕变损伤模型和改进型θProjection模型对马氏体钢与珠光体钢异种接头中各部分材料的蠕变数据都能获得良好的拟合结果。

(2)在非均匀结构的蠕变模拟中,蠕变硬化阶段两种模型计算结果基本相同。改进型θProjection模型更早进入加速蠕变阶段,但应变速率增长比较平缓;K-R蠕变损伤模型加速蠕变阶段开始较晚,但应变速率快速增长。K-R模型对加速蠕变阶段开 始时间的 预测比较 精确,而改进型θProjection模型安全性更高。

异种钢焊接 篇6

焊接已经成为制造业中非常重要的共性工艺技术,在国民经济建设中具有不可替代的重要作用。焊接接头质量直接影响焊接件的可靠性和寿命。焊接裂纹是焊接接头中常存在的主要缺陷,它具有尖锐的缺口和大的长宽比特征,是焊接结构件最严重的安全隐患。焊接时焊缝易出现焊接缺陷,这是由于焊缝金属在冷却时收缩应力大。同时,对于异种材料焊接,由于其物理性能参数相差较大,焊接接头中更容易产生裂纹等缺陷,严重影响焊接质量[1,2,3,4]。

电磁热效应止裂强化是指向带有裂纹或者损伤的金属构件中通入强脉冲电流,利用欧姆效应产生热效应,实施裂纹止裂或者结构损伤修复的一种技术[5,6,7,8,9,10]。将该技术应用到焊接领域,可以改善焊接接头内部的应力状态,实现焊接接头热影响区组织的细化及裂纹的钝化,进而提高其力学性能。该项研究属于热磁弹性力学应用领域中的一个新分支。本文首先从数值模拟角度分析电磁热止裂强化技术对焊接接头中裂纹的强化作用,然后进行试验研究,对比分析脉冲放电对异种钢焊接接头力学性能的影响,数值分析和试验研究结果可为工程实际应用提供指导。

1 数值分析

1.1 异种材料焊接模型

采用通用ANSYS有限元软件进行数值分析,模型尺寸为50mm×15mm×10mm,如图1所示。V形坡口为45°,材料采用Q235和1Cr18Ni9,选用的焊条为奥307。常温下Q235材料物理属性和1Cr18Ni9材料物理属性如表1所示,奥307焊条元素的质量分数如表2所示,划分单元后的模型如图2所示。

1.2 焊接结果分析

采用焊条电弧焊,焊接电压U=30V,电流I=140A,效率η=0.70,采用高斯热源,其移动速度v=0.001m/s。

图3所示为焊接完成瞬时整个焊接工件的温度场,可以看出,焊接完成瞬时熔池附近温度梯度较大。图4所示为沿Z轴方向焊接接头内部的热应力曲线,其坐标零点位于焊接接头的焊趾部位。从图4可以看出,熔池附近的热膨胀受到了周围材料的刚性约束,表现为热压应力,远离熔池处表现为热拉应力。图5为焊接工件冷却到常温(20℃)时沿Z轴方向焊接接头内部的残余应力曲线,其坐标零点位于焊接接头的焊趾部位,从图5可以看出,焊后的拉伸残余应力很大,其中X、Y、Z方向最大值分别约为300.6MPa、270.4MPa、210MPa。这是由于焊缝冷却收缩而产生了拉应力,焊缝附近区域被急速加热到高温状态使焊缝区急速热膨胀,热膨胀受到周围金属的约束,同时变形将产生很大的压缩,当焊接工件冷却时,焊缝区金属冷却收缩,冷却收缩同样受到周围金属的约束,因此冷却后焊缝区金属将产生很大的拉应力,而这种拉应力甚至经常超过材料的屈服应力,易使焊接接头内部产生裂纹等缺陷。

由上述分析可知,焊接时较大的温度梯度和冷却过程中的温度不均,很容易使焊接接头内部产生焊接热裂纹,焊接残余拉应力加剧了外载荷作用下焊接接头的破坏,因此,有必要对焊接接头内部的应力状态进行改善。焊接接头中存在大裂纹缺陷时,利用脉冲放电可进行止裂,若焊接接头中只存在微小裂纹或夹杂,则可利用脉冲放电时缺陷夹杂处的电流密度绕流积聚进行强化。

1.3 焊接裂纹的止裂分析

焊缝在冷却过程中,由于其热应力很大且整体温度不均,故容易产生三维的空间热裂纹,这些裂纹可以简化为椭圆形空间裂纹[11,12],其三维模型如图6所示,椭圆型裂纹长轴为2mm,沿X轴方向,短轴为1mm,沿Y轴方向。如图7所示,脉冲放电后裂纹的两个尖端在放电瞬间温度达到了1951℃,超过了材料熔点,使裂纹尖端产生钝化。图8所示为放电瞬间沿椭圆X轴方向热压应力变化情况,图9所示为冷却至常温(20℃)时,沿椭圆X轴方向残余压应力变化情况。从图8、图9可以看出,放电后椭圆形裂纹长轴的两个尖端表现为压应力,其值在X、Y、Z方向分别约为1200MPa、900MPa、2378MPa,其值之所以非常大是由于在电磁热止裂模型中没有考虑裂纹受到压应力时产生闭合效应而使得其周围压应力减小的影响。

由以上分析得出,对含有空间椭圆形埋藏裂纹的焊接接头进行脉冲放电,可以使接头中裂纹的尖端熔化,与焊接后接头中的残余拉应力相比产生了有利于阻止裂纹继续开裂的压应力,继而使整个埋藏裂纹在这种压应力的作用下产生闭合的趋势,使焊接接头的力学性能得到提高。

2 试验研究

2.1 试验方案与设备

试验采用熔化极氩弧焊。将Q235和1Cr18Ni9不锈钢材料采用线切割加工成所需试样,如图10所示,焊接方式采用对接焊。采用TZ-2H型数字化超声波探伤仪对焊后的试件进行探伤,并挑选20个含有裂纹的试件,其超声波探伤仪输出图形如图11所示,然后将这20个试件均分为A组和B组。A组试件进行电磁热强化试验,B组试件不进行强化试验。进行强化的试件采用一次脉冲放电,放电电压为9000V。试验是在自制ZL-2型超强脉冲电流发生装置(图12)上完成的。试验设备的最小放电周期为250μs,最大输出放电电流为140kA。脉冲放电曲线如图13所示。

2.2 力学性能对比分析

未放电强化的试件和强化后的试件采用相同的试验条件,从A组和B组中各选取5个试件进行拉伸性能对比测试,A组和B组另外的各5个试件进行冲击性能对比测试。采用WDW3100微机控制电子万能试验机进行拉伸试验,冲击性能试验在JBS-300金属摆锤冲击试验机上进行,试验结果平均值对比如表3所示。

从拉伸试验数据可以看出,未进行电磁热强化的试件拉伸时承受的最大力为26 275N,进行放电强化的试件拉伸时承受的最大力的均值为31 393N,放电强化后的试件拉伸时所能承受的最大力得到了大幅度提高,抗拉强度提高19.4%。冲击性能测试试验数据表明,未放电强化试件的冲击能量为69.61J,放电强化后试件的冲击能量为78.01J,提高12.07%。这个两个试验反映了焊接接头电磁热强化的效果,说明放电强化后,焊接构件金属的抗拉强度和韧性都得到了提高。

3 结论

(1)数值模拟表明,异种钢焊接接头经过脉冲放电强化处理后,接头内部的拉应力变成了阻止焊接接头内部裂纹开裂的压应力,且裂纹在尖端处钝化,双重强化作用使得焊接接头的力学性能得到改善。

(2)试验研究表明,经过脉冲放电强化后的异种钢焊接接头力学性能明显提高,抗拉强度提高19.4%,冲击韧性提高12.07%。

(3)数值模拟和试验研究证明了电磁热止裂对异种钢焊接接头强化的可行性和有效性,为工程中焊接接头强化和力学性能改善提供参考。

摘要：采用电磁热止裂强化方法对异种材料焊接接头进行强化研究,对含椭圆形埋藏裂纹缺陷的焊接接头进行了脉冲放电数值分析,得到放电瞬间的热应力场和冷却到常温时的残余应力场,结果表明,脉冲放电瞬间焊接接头中的裂纹尖端温升超过材料熔点,裂尖钝化并产生了有利的残余压应力;对Q235和1Cr18Ni9焊接接头进行了电磁热强化试验研究,结果表明,试件通过放电强化,焊接接头的力学性能得到改善,抗拉强度提高19.4%,冲击韧性提高12.07%。

关键词：焊接接头,埋藏裂纹,脉冲放电,裂纹止裂,力学性能

参考文献

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异种钢焊接 篇7

关键词：拖拉机用后桥驱动器,焊接,试验

拖拉机用后桥驱动器是经常承受冲击和交变载荷的零件的制造。而且多为厚壁管件, 增加了焊接的难度。一般多采用焊条电弧焊方法, 用A146焊条对35Cr Mo和55Si Mn VB钢进行焊接。但是A146焊条属于非常用焊条, 需向厂家订购, 且价格较高, 在其使用工艺上也多有诸多不便。为了降低成本, 应用现有生产条件进行焊接。运用多种焊条多次进行35Cr Mo和55Si Mn VB钢的焊接试验, 确定了合适的焊条和相关的焊接工艺。

1 试验用材料与试验方法

1.1 试验用材料

试验用35Cr Mo和55Si Mn VB钢为调质态板材。两钢种的金相组织、化学成分、物理性能、机械性能均差异很大, 可焊性差异也很大。由于基体金属的熔化, 不可避免地要产生成分过渡区, 过渡区的性能与基体金属及熔敷金属的性能都不相同。因此两种钢材均产生具有不同程度冷裂纹敏感性。此外, 焊接构件在焊接、热处理和高温下使用时, 异种钢材焊接接头的过渡区中, 可能产生各种形式的脆性层和低强度层, 而降低焊件的性能, 都能造成焊接接头在化学、金相组织以及机械性能上的不均匀, 因此选择适宜的焊接材料, 确定合理的焊接方法及工艺, 便可实现这种差异较大的异质钢焊接。在选择适宜的焊接材料方面, 应该考虑到:a.防止焊接缺陷;b.组织稳定性;c.物理性能与机械性能。保证在实际使用温度下, 焊缝金属强度不能低于侧母材强度。由于试验用钢的含碳量及合金元素含量偏高, 故液-固两相共存区间较大, 偏析也严重, 焊接时具有产生较大的热裂纹倾向。又由于材料的淬硬倾向也较大, 且在调质状态下进行焊接, 易得到马氏体组织, 故焊接热影响区的硬化和脆化的问题相对突出, 冷裂纹的倾向也较大。焊后的冷却速度越快, 生成的高碳马氏体越多, 热影响区脆化也就越严重。因此焊接性差。由于奥氏体不锈钢的伸长率、断面收缩率和冲击吸收功均很高, 决定利用奥氏体不锈钢的良好韧性来解决35Cr Mo和55Si Mn VB钢的焊接性差的问题。

1.2 试验方案

1.2.1 焊前准备

a.焊机:ZX7-400IGBT逆变焊机;焊条:A137、A146、A137加J507和A146加J507。

b.将35Cr Mo和55Si Mn VB钢加工成300 mm×150mm×20 mm的板状试样20块, 双边V型坡口, 钝边为2mm, 坡口角度为60°焊前仔细清除Y形坡口附近的油污、铁锈及其他杂质, 将坡口及两侧和内壁10mm范围内打磨光亮, 用洁净棉布蘸丙酮清洗后进行定位组对。焊前A146焊条经150~200℃烘干1~2 h, A137和J507焊条经400℃烘干2 h, 然后放入保温筒中随用随取。

1.2.2 焊接工艺参数

a.焊接电压36 V, 焊接电流150~170A, 焊接速度大约控制在1.9~2.5mm/s。

b.焊条直径5 mm。

c.焊接顺序:用双面多层焊, 一面焊完清根后再焊另一面, 采取反变形法控制焊接变形。焊前仔细清除母材表面的氧化物和油污等其他杂质。

1.2.3 试验过程

在上述工艺条件下分别进行了:

a.用A146焊条打底, J507焊条盖面焊。

b.用A137焊条打底, J507焊条盖面焊。

c.全用A137焊条。

d.全用A146焊条。焊后均不进行其它处理。

本试验进行了A137、A146、A137加J507和A146加J507四种情况进行对比试验, 取平均值对比分析。

1.2.4 焊接检验与评定

焊后对焊缝进行X射线检测和显微组织分析, 并进行接头拉伸和弯曲试验。拉抻和三点弯曲。试样分别按GB2651-89和GB232-884规定取样。X射线检测采用XXQ-2005型X射线检测设备;拉伸和弯曲试验在WE-300型万能试验机上进行;显微组织分析采用日本OLYMPUS PMG-3型金相显微镜;试样焊接使用ZX7-400型IGBT逆变焊机。

2 试验结果分析

试样焊后经X射线检测均未发现裂纹。焊后试样的拉伸强度和弯曲强度见表1。

可以看出, 奥氏体焊条和J507配合使用所焊接头的拉伸强度低于奥氏体焊条所焊接头的拉伸强度;A137焊条和A146焊条焊后接头的拉伸强度和弯曲强度基本相当, 这说明在合适的工艺条件下A137焊条可以替代A146焊条用于35Cr Mo和55Si Mn VB钢的焊接。

由于本试验中焊条成分与母材成分差异巨大, 焊缝形成过程中将存在明显的多元素扩散行为, 这将在焊缝边缘处产生一个凝固过渡区, 此凝固过渡区的组织种类和形态将是整个焊缝质量控制的重要区域。就本试验中的c、d两种情况而言, A137焊条的含碳量小于0.08%, 同时含有Cr、Mn、Si、Ni等合金元素, 在焊接快速冷却条件下, 焊缝两侧的凝固过渡区中易形成较为细小的铁素体和珠光体, 仅伴有少量的马氏体, 如图1 (a) 所示;而A146焊条含碳量为0.12%, 在用A137焊接的焊缝 (a) 、用A146焊接的焊缝 (b) 组织×100却条件下焊缝两侧尤其是55Si2Mn VB侧的凝固过渡区中出现较粗大的马氏体和少量魏氏组织, 见图1 (b) 。

加入焊前预热与后热处理工艺将零件进行具体施焊:a.焊前仔细清除Y形坡口附近的油污、铁锈及其他杂质, 焊条经400℃烘烧2h后放入保温筒内, 随用随取。b.焊件经整体预热300~350℃, 保温2h后进行定位焊。焊件沿圆周对称点固。c.焊接时采用短弧、快速施焊。电源极性为反极性, 多层多道焊。d.连续完成整条焊缝的焊接, 中间清渣过程要迅速。e.焊接过程中应避免焊缝局部打磨过多, 以防止焊件变形过大, 影响结构尺寸。f.焊后检查焊缝, 不允许存在咬边缺陷, 若发现缺陷应立即补焊。g.焊缝外观检查合格后, 立即把焊件放入400℃加热炉内, 保温2h, 进行后热处理。h.后热处理完毕, 放置24h后, 进行X射线探伤, 按GB 3323-87标准, Ⅱ级以上为合格。验证结果可行。

3 结论

3.1 在合适的焊接工艺条件下, 可用A137焊条替代A146焊条进行35Cr Mo和55Si Mn VB钢钢的焊接, 焊后接头性能完全满足使用要求, 且成本大大降低。以菲亚特拖拉机为例, 每台使用0.8 kg焊条计, 若年产2500台, 仅此一项每年即可节约10万元。此工艺已在该厂使用。

异种钢焊接 篇8

超超临界(Ultra-supercritical,USC)机组作为目前世界最先进的洁净煤发电技术,以其高效、环保和节能等优势成为我国目前及未来一段时期内火力发电的必然趋势[1]。我国已经成为目前世界上拥有USC机组最多的国家,而发展USC机组的关键技术之一就是新型耐热钢的开发和应用,其中T92钢和Super304H钢正是应用于1000MW超超临界机组的新型耐热钢。目前我国USC机组所用T92钢、Super304H钢及其焊接材料全部依靠进口,因此国家非常重视对新型耐热钢技术的研究[2,3,4,5]。

T92钢(NF616)是一种细晶强韧化铁素体耐热钢,比传统的9Cr铁素体钢具有更高的蠕变断裂强度[1,6]。Super304H钢是一种新型细晶奥氏体耐热钢,由于添加Cu、Nb、N合金元素和改进成材工艺,具有比TP304H更高的蠕变断裂强度和抗高温蒸汽氧化性能[7,8,9]。在USC锅炉过热器各区域蒸汽温度不同,对所用管材的抗腐蚀性、抗氧化性和高温蠕变性能的要求也不同。因此,在机组过热器管部件中会出现大量的T92和Super304H异种钢焊接接头,当T92钢和Super304H钢进行组对焊接时,除了各自的焊接性特点外,还必须考虑异种钢焊接时存在的问题,如熔合区过渡层脆化和C的迁移扩散等[10]。T92和Super304H异种钢焊接接头性能的优劣将关系到机组的安全可靠运行,因此开展T92/Super304H异种钢焊接接头有关课题的研究具有十分重要的现实意义。本实验通过对T92/Super304H异种钢焊接接头拉伸性能、弯曲性能、冲击性能和显微硬度的研究,分析了接头性能特点,为指导T92/Super304H异种钢焊接工艺的制定提供了依据,并为机组的金属监督提供了参考数据。

1 实验

试验用T92钢管由瓦卢瑞克·曼内斯曼钢管公司提供,Super304H钢管由日本住友公司生产,它们的规格为Φ45mm×9mm。T92和Super304H异种钢焊接时采用镍基焊丝HIG-370,规格为Φ2.4mm。

它们的化学成分如表1所示(质量分数/%)。

采用手工钨极氩弧焊(GTAW)技术焊制T92和Super304H异种钢对接接头,坡口为V形,坡口面角度为30～35°,钝边为0.5～1mm,对口间隙为2.5～3.5mm,置于45°固定位置施焊,焊接工艺参数见表2。全部焊接操作完成后,将焊件缓冷至室温,再进行焊后热处理,其热处理参数为:升、降温速度小于等于150℃/h,加热温度(760±5)℃,保温时间1h,冷却至300℃以下可在保温层内冷却至室温。

焊后经无损检测合格后按照标准[11]采用线切割方法加工T92/Super304H异种钢焊接接头试验试样。采用WES-600D液压万能试验机进行拉伸试验和弯曲试验,采用JB-30B冲击试验机测试接头的常温冲击性能。将待测试样制备成金相试样,采用MH-6微观硬度计测量试样的显微硬度(实验载荷200g,加载时间15s)。

2 结果与分析

2.1 接头拉伸和弯曲性能

T92/Super304H异种钢焊接接头两个拉伸试样一个断于T92侧热影响区,一个断于焊缝上,说明焊接接头的强度低于T92钢和Super304H的母材。两个试样的抗拉强度值和延伸率都高于二者母材规定的最小值,T92/Super304H钢焊接接头常温拉伸试验结果满足要求。

制备面弯和背弯试样各2个,进行弯曲试验,试验参数为:压头直径和支座间距分别为40mm和57mm,试样弯曲角度180°。弯曲后观察试样表面,4个试样的弯曲表面均无裂纹产生,试样表面完好,说明焊接接头弯曲性能符合要求。

2.2 冲击性能

分别加工T92/Super304H异种钢焊接接头焊缝和T92钢侧热影响区冲击试样,试样规格为10mm×5mm×55mm,“V”型缺口,进行常温冲击试验,结果如图1所示。焊缝金属冲击功远低于T92侧热影响区,约为T92侧热影响区冲击功的44%。

冲击试样断口形貌如图2所示,因材质和所处接头的位置不同,断口形貌存在很大差异。焊缝金属和T92钢侧热影响区的宏观断口都呈现延性纤维撕裂状,具有明显的撕裂形态。焊缝金属断口形态是以胞状晶界和树枝晶界撕裂棱为边界的类似于小韧窝的形貌,在韧窝内可观察到颗粒状的析出相,焊缝微观形貌反映了焊缝的组织形态,说明组织形态对冲击功有很大的影响。韧窝尺寸会对焊缝金属的冲击功产生一定影响,因此细化焊缝的一次结晶组织有利于改善焊缝的韧性。沿奥氏体晶界和枝晶界存在明显的撕裂棱,奥氏体晶粒之间的断裂面没有处于同一平面,这些均表明裂纹在扩展过程中将受到一定阻力,因此焊缝的韧性不论从数值还是断口形貌都呈现出较好的状态。

T92钢热影响区具有较高的冲击功数值,断口微观形貌表现为韧窝断裂,断口起伏不平,撕裂带呈现明显的塑性变形,韧窝内可观察到析出相颗粒和明显的滑移线,表明试样在断裂过程吸收了较多的能量。焊接条件下T92钢侧热影响区的组织主要是过饱和的α固溶体,经高温回火后,组织中将有析出相析出,使得基体的过饱和度降低,韧性提高。冲击试验时,基体产生明显的塑性变形而吸收较多的能量,从而表现出较高的冲击功数值。

2.3 硬度分布

采用显微硬度计测试T92/Super304H异种钢焊接接头的显微硬度,结果如图3所示。由图3可见,接头中焊缝金属的显微硬度最高,而T92钢侧热影响区的显微硬度最低,由于接头各区域组织形态及化学成分不同,因此它们的硬度也会存在一定的差异。在T92钢侧热影响区由于各点经历的焊接热循环不同,析出相和组织形态均发生了明显的变化,因此热影响区的显微硬度变化较大,粗晶区中因过饱和度较大显微硬度值最大,随着离熔合线距离的增大,过饱和度不断降低,其硬度值也基本呈下降趋势;Super304H钢侧热影响区在焊接过程中析出相的种类主要是Nb(C,N)和富Cu相,它们的高温稳定性较好,一般变化不是很大,经高温回火后各点组织中析出相变化没有明显差异,因此其整个热影响区的显微硬度值差别也不是很大。

3 结论

(1)根据制定的焊接工艺焊制了合格的T92/Super304H异种钢焊接接头,接头的各项力学性能满足使用要求。

(2)接头各区域的组织形态对冲击功数值有较大影响,焊缝韧性低与焊缝的结晶形态有关,而细化焊缝的一次结晶组织有利于改善焊缝金属的韧性。

(3)接头中焊缝金属的显微硬度最高;T92钢侧热影响区最低,并且热影响区不同部位显微硬度变化较大;Super304H钢侧热影响区显微硬度值差别不大。

摘要：根据新型耐热钢T92和Super304H钢的焊接特点制定了适宜的焊接工艺,研究了焊制的T92/Su-per304H异种钢焊接接头的力学性能。结果表明,T92/Super304H异种钢接头的各项力学性均能满足使用要求。焊缝金属的韧性远低于T92钢侧热影响区,焊缝金属的结晶形态对焊缝韧性有很大的影响。焊接接头中焊缝金属的硬度值最高,而T92钢侧热影响区硬度最低,并且不同热影响区部位显微硬度变化较大,Super304H钢侧热影响区硬度变化不大。

关键词：T92钢,Super304H钢,新型耐热钢,异种钢,焊接接头

参考文献

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[10]周振丰.金属焊接性[M].北京:机械工业出版社,1995

异种钢焊接 篇9

UNS S32750是一种强度及抗腐蚀能力较强的双相钢, 它具有较强的抗氯化物腐蚀能力, 较高的导热性和较低的热膨胀系数。较高的铬、钼及氮含量又让它具有很高的抗斑蚀、裂隙腐蚀及一般腐蚀的能力。主要用于化学加工、石油化工和海底等设备。

UNS S31254是一种高钼, 高铬, 高镍, 含氮超级奥氏体不锈钢。同常规不锈钢相比, 具有极其优良的耐点腐蚀和耐缝隙腐蚀的性能, 又具有极其优良的抗应力腐蚀破裂的性能的优势。主要用于海水淡化、石油生产、食品加工、化工处理、纸浆和纸厂的漂白系统、烟气脱硫塔以及大型的石油蒸馏塔等设备。

两种母材化学成分及机械性能见表1~表4。

中石化在沙特某项目中首次接触此类异种钢焊接并要求100%射线检测。由于工期紧, 加之阿美审批程序繁多、周期较长, 故快速准确确定其焊接工艺对项目执行至关重要。

2 焊接性能分析

2.1 双相钢UN S32750焊接性能

双相钢S32750焊接时产生冷裂纹的敏感性较小, 易产生热裂纹, 最主要的问题是焊接过程中如何保证焊缝的耐防腐性能及低温冲击性能。焊接接头的相比例及金属间相是影响耐防腐性能及低温冲击性能的关键因素, 所以必须制定合理的焊接参数和层间温度, 控制好冷却速度来保证合理的相比例, 减少金属间相产生。另外, 保持焊缝洁净, 防止铁离子污染也是保证抗腐蚀性能的关键因素。

2.2 超级不锈钢UNS S31254焊接性能

首先, 由于S31254奥氏体不锈钢具有导热系数小, 线膨胀系数大, 在焊接局部加热和冷却条件下, 焊缝处在高温的停留时间较长, 焊缝金属及热影响区在高温时承受较大的拉应力和拉伸应变, 冷却时会形成较大的拉应力, 这种拉应力容易产生凝固裂纹.在防腐介质作用下, 也会出现腐蚀开裂倾向;其次, 在焊接过程中, S31254也容易形成方向性很强的柱状晶焊缝组织, 一些杂质气体容易在晶间形成熔点低的液态薄膜, 这也是容易产生凝固裂纹的主要原因。

3 焊接工艺

母材UN S32750和UN S31254均为Φ60.3×3.91mm管

3.1 焊前准备

坡口采用机械加工, 坡口周围25mm之内除油并打磨干净。坡口形式如图1:

3.2 焊材选择

选用瑞典ESAB公司ER Ni Cr Mo3焊丝, 经光谱检测其化学成分见表5。

满足ASME Section II Part C SFA-5.14要求。

3.3 焊接工艺参数

常温下一般不需要预热, 当环境温度低于-5℃时, 需要将焊缝两侧100mm范围内预热至10~15℃, 预热过程要温和均匀。焊接时试件两端和焊缝用胶带完全封堵并充氩, 用气体检测仪检测试件中氧气含量, 当氧气含量低于0.05%时开始焊接, 焊接过程中要全程持续充氩并保持氧气含量一直处于0.05%以下。见表6。

4 试验数据

4.1 外观及射线检测

经第三方焊接检查员检查, 外观成形较好, 无明显缺陷, 射线检测符合ASME IX要求。

4.2 拉伸试验

根据ASME IX在00和1800位置进行拉伸试验, 试验结果合格。数据如下表7:

4.3 弯曲试验

根据ASME IX分别在450, 1350, 2250, 3150位置进行180度弯曲试验, 试验结果全部合格。数据见表8。

4.4 冲击试验

根据ASMT A923-B在-400进行冲击试验, 试验结果见表9。

4.5 硬度测试

根据ASTM E384-11对两种母材、热影响区及焊缝进行硬度测试, 硬度值详细位置及数据见图2。

4.6 腐蚀试验

根据ASTM A923-08测试方法A在40%氢氧化钠腐蚀试验, 试验数据下图3, 试验结果合格。

4.7 铁素体含量测量及金相观察

根据ASTM E562-11在40%氢氧化钠溶液中进行铁素体含量检测及金相观察, 试验结果和图像见图4。

4.8 点蚀试验

根据ASTM G48-11方法A和阿美标准SAES-W-16在6%氯化铁溶液中保持腐蚀72小时, 并且测试温度保持在35℃+/-2℃。

试验后发现, 当试件内氧气含量高于0.05%焊接时, 会出现明显点坑, 试验结果不合格;当氧气含量低于0.05%焊接时, 无点坑出现, 试验结果合格。

5 结语

(1) 该焊接工艺满足了双相钢UNS S32750和超级不锈钢UNS S31254异种钢焊接需求, 各种试验检测合格, 符合ASTM和阿美要求, 取得了良好效果;

(2) 焊接时, 正面和背面要全程持续充氩, 特别要严格控制试件内氧气含量, 确保氧气含量在0.05%以下, 否则背面焊缝金属很容易在焊接过程中氧化, 产生焊接缺陷, 造成焊缝金属的耐蚀性下降, 导致点蚀试验不合格。

参考文献

[1]ASTM A790 Standard Specification for Seamless and Welded Ferritic/Austenitic Stainless Steel Pipe.

[2]ASTM A312 Standard Specification for Seamless and Welded Austenitic Stainless Steel Pipes.

[3]Saudi Aramco Engineering Standard SAES-W-016Welding of Special Corrosion-Resistant Materials.