复合接头（通用5篇）
复合接头 篇1
0 引言
套管接头运用螺纹的连接作用, 把几百根套管连接起来形成长度达到几千米的管柱, 从而能够开采到贮藏在地表下石油。螺纹接头在套管连接中是最容易失效的位置, 其性能直接决定了整个套管柱的使用寿命。油套管螺纹接头一般分为两种: (1) 按照API标准而生产的螺纹接头, 包括圆螺纹和偏梯形螺纹的; (2) 各个厂家根据实际使用环境而自行研究开发的特殊螺纹接头[1]。虽然对圆螺纹和偏梯形螺纹的接头的研究较早, 同时加工这两种螺纹的设备和技术都比较完善, 能够减少很多不必要的成本。但是其存在很多缺点, 如接头连接强度较低、接头应力水平高易失效, 密封性能不可靠。随着油气资源钻采技术的不断提高, 出现了很多深井、超深井和天然气井, 使得油套管接头的使用条件更加的恶劣, API螺纹由于本身存在的缺点已经不能满足日益恶劣的使用环境, 各大油套管接头的生产厂商开始认识到特殊螺纹接头的研究的重要性和必要性[2,3]。随着计算机技术的不断发展, 有限元方法逐渐成为了一种方便有效的分析问题的方法, 已经在很多领域得到了非常广泛地使用。利用有限元方法对在复合工况下套管螺纹接头进行力学性能分析, 可以降低套管设计的周期和设计成本, 也为套管设计提供了比较科学详细的论据[4,5,6,7]。
本研究选择使用ANSYS有限元分析软件, 对外径为177.8 mm、壁厚为9.19 mm的特殊螺纹套管接头进行有限元建模和性能分析, 利用ANSYS中接触分析功能模块分析特殊螺纹套管接头在上扣过盈配合、递增的轴向拉力、递增的内压以及复合载荷下的连接性能和密封性能。
1 套管螺纹接头模型简化和网格划分
该螺纹套管接头的螺纹牙形是对偏梯形螺纹进行了稍微的调整改造而成的, 同时选择使用锥面对锥面的主密封与负角度的扭矩台肩的双重密封形式, 来加强套管接头的密封性能。选择-2.5°的扭矩台肩的设计形式是为了对接头上扣进行定位控制, 同时有利于提高接头的抗粘扣的能力以及抗过扭矩能力, 保证接头不被破坏。套管接头的主要结构参数如表1所示。螺纹接头的结构示意图如图1所示。
为了保证分析结果的准确性, 笔者在建模过程中考虑圣维南原理, 有限元分析模型管体长度应该大于整个螺纹长度的2倍[8]。为分析螺纹套管接头的管体和接箍的几何结构特征和材料特性, 本研究在建模过程中运用以下几个假设条件[9,10]:套管接箍内螺纹在接箍的中间面两边是对称的, 所以取中间面的一边进行有限元建模;接头和套管关于中心轴线对称, 连接螺纹有螺纹升角, 考虑到它的值很小, 它对计算结果的影响忽略不计, 使用二维弹塑性轴对称有限元简化模型;套管接箍和管体的材料均满足各向同性, 同时当接头应力超过屈服极限后满足材料各向同性强化准则。
本研究根据套管接箍结构对称性和实际的载荷情况, 约束住接箍中面沿轴向的移动, 径向方向不施加约束。笔者选取PLANE182单元, 然后在材料特性中设置套管材料的相关参数:材料的弹性模量E为1.94×105MPa, 密度为8 000 kg·m3, 泊松比为0.3, 屈服强度为758 MPa, 抗拉强度为862 MPa。根据以上条件, 本研究使用自由网格对套管接头模型进行网格划分, 对螺纹和密封面的接触处的网格进行细化网格处理来增加分析的准确性。
螺纹接头在上扣后是非常复杂的非线性边界条件接触问题, 套管螺纹接头的接触是典型的面-面接触, 本研究采用CONTA172和TARGE169接触单元建立面-面接触对, 划分完网格后在有限元模型的接触面上建立接触对;对有限元模型进行分析时, 选择库伦摩擦模型来模拟套管主密封面和螺纹牙接触表面的摩擦。摩擦系数和套管的加工质量、套管的使用条件、螺纹表面粗糙度等很多原因有关, 通常情况下取0.015~0.035, 本研究在分析时摩擦系数取为0.03。由于考虑到材料在受载荷后表现出几何非线性的特点, 求解过程中在ANSYS的求解器中把求解类型设置成大变形情况。
根据上面的描述对套管接头进行简化建模, 设置单元属性并进行网格划分后得到套管接头有限元模型及加载示意图如图2所示。
2 计算结果分析
套管上扣时, 螺纹接头产生过盈配合, 随着螺纹的不断旋进, 套管接头的应力分布和接触压力的水平会不断地变化。为了了解各载荷对螺纹接头的使用性能的影响, 笔者主要研究了套管在上扣后轴向力和内部压力对接头性能的影响。
2.1 套管接头上扣后管体和接箍的应力水平分布
套管接头采用过盈配合来模拟上扣扭矩, 在螺纹处标称过盈量为0.14 mm, 密封面标称过盈为0.321 5 mm。套管接头在上扣后Von Mises应力水平和分布情况如图3所示。
由图3可以看出, 特殊螺纹接头上扣后, 套管外螺纹和接箍内螺纹彼此之间产生挤压作用, 从而在螺纹接头密封面和扭矩台肩上的Von Mises应力都较大, 密封面为732 MPa而扭矩台肩达到824 MPa;应力沿着套管大端方向逐渐减小直到接近0;在扭矩台肩面与主密封面交汇的地方存在应力集中, 应力值已经大于材料的屈服强度758 MPa, 表明在交汇区域已经产生了轻微的塑性变形。但是, 由于在这一区域产生的应力集中为压应力, 并不会损坏套管接头, 接头承载能力并没被破坏。接头管体的主密封面上的Von Mises应力值都处在屈服极限以下, 所以主密封面上并没有产生塑性变形, 防止了套管接头在旋紧过程中的粘结损伤。
2.2 轴向拉力对套管螺纹接头连接和密封性能的影响
由于套管柱受到重力的作用, 螺纹接头连接处承受轴向的拉力。靠近油井口, 在套管柱最上部的套管接头承受的轴向拉力最大, 即整个套管柱的重量, 增加了螺纹失效的可能性。为了降低风险, 减小损失, 必须研究不同的轴向拉力对特殊螺纹接头特性影响。
2.2.1 应力分析
计算得到套管螺纹接头在不同轴向拉伸载荷作用下的管体和接箍的应力分布云图如图4所示。与偏梯形螺纹接头不同, 特殊螺纹套管通过螺纹部分的相互啮合来抵抗轴向拉伸载荷;螺纹部分不再起密封作用, 而是通过设计的密封面和扭矩台肩的来达到密封效果。由图4可以看出, 随着轴向拉伸载荷的不断增大, 扭矩台肩和主密封面的最大等效应力从456 MPa增大到481 MPa, 应力的变化很小同时应力的分布变化很小, 说明轴向拉伸载荷对特殊螺纹套管接头密封部分的应力水平和分布影响不大;管体的应力从196 MPa增大到574 MPa, 靠近螺纹接头两端的几个螺纹牙的应力也由196 MPa增大到了667 MPa, 表明靠近接头两端的几个螺纹牙承受了大部分的轴向拉力, 轴向拉伸载荷过大, 两端螺纹应力超过屈服强度, 可能发生粘扣甚至失效。
2.2.2 密封性能的分析
套管接头上扣后施加不同轴向拉力下主密封面和扭矩台肩的的接触压力分布如图5所示。
由图5可知, 随着距套管端部距离的增大, 密封面上的接触压力的变化趋势都是先增大到最大值后迅速下降到0。轴向拉伸载荷使套管与接箍在密封部分的产生了分离的趋势。随着放入井下套管不断增加, 轴向拉力不断增加, 密封面和扭矩台肩面的过盈量不断减小, 降低了它们之间的接触压力, 同时接触区域的面积也不断减小。由于台肩面的接触压力是轴向的, 台肩面在轴向拉力的作用下接触压力下降得更为明显;当轴向拉伸载荷增加到3 000 k N时, 扭矩台肩处就没有接触压力, 从而失去了辅助密封的作用。本研究在有限元模型的主密封面取8个节点并查看它们的接触压力值, 绘制出主密封面在不同拉伸载荷下的接触压力曲线示意图如图6所示。随着轴向拉力的不断增大, 特殊套管接头主密封面的接触压力从上扣作用下的1 343 MPa减小到768 MPa, 下降的程度比较明显。但是轴向拉伸荷载为3 000 k N时, 密封面的接触压力为768 MPa, 即仍然能够有效地保证螺纹接头不产生泄漏。
2.3 复合载荷对套管螺纹接头性能的影响
本研究对套管接头在上扣+轴向拉力3 000 k N+不同内压的复合载荷工况下进行计算, 得到了密封面的接触压力分布云图。在主密封面上取8个节点并查看它们的接触压力值后绘制出的密封面的接触压力曲线如图7所示。特殊螺纹接头在内部压力的作用下使得套管管体和接箍出现向外扩张的趋势, 因此随着内部压力不断增加, 它们之间将会越来越紧。管体内部施加20 MPa压力时, 由结果可以看出接头主密封面上的最大接触压力为877 MPa, 台肩面的为438 MPa。随着内部压力的不断增大, 接头主密封面上的最大接触压力逐渐上升到了1 213 MPa, 台肩也上升到了539 MPa。说明在一定的范围内, 管体内压越大, 越有利于提高螺纹接头的密封性。
3 结束语
本研究选择使用ANSYS有限元分析软件, 对外径为177.8 mm、壁厚为9.19 mm的套管接头在上扣过盈配合、轴向拉伸载荷、内部压力载荷等复合载荷作用下的连接和密封性能进行了分析研究。通过对应力云图和接触压力云图的对比分析得到:轴向拉伸荷载对扭矩台肩和主密封密封性能影响较大, 内部压力的增大能够提高接头的密封性能。该研究结果为特殊螺纹套管的设计提供了一定的参考依据。
后续研究中, 笔者将对有限元模型进行参数化设计, 研究各结构参数对特殊螺纹接头性能的影响, 并且对套管接头进行优化设计以得到最优设计。
本文引用格式:
宋伟伟, 纪爱敏, 李堑, 等.复合载荷作用下特殊螺纹套管接头性能分析[J].机电工程, 2015, 32 (7) :954-957.
SONG Wei-wei, JI Ai-min, LI Qian, et al.Analysis on ability of premium thread casing connection under complex loads[J].Journal of Mechanical&Electrical Engineering, 2015, 32 (7) :954-957.《机电工程》杂志:http://www.meem.com.cn
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复合接头 篇2
1 主承力接头结构形式研究 复合材料主承力接头研究,在国外起于70年代末并取得一定的研究成果.如A-7飞机减速板接头、A-310和A-320[1]垂尾的主承力接头等,这些接头都是层压式结构,并与主结构融为一体.
作 者：史坚忠 黄维杨 Shi Jianzhong Huang Weiyang 作者单位：史坚忠,Shi Jianzhong(南昌飞机制造公司,南昌,330024)
黄维杨,Huang Weiyang(南京航空航天大学,南京,210016)
复合接头 篇3
关键词：激光-电弧复合焊接,高氮钢,显微组织,力学性能
0 引言
高氮钢具有优异的力学性能及耐腐蚀、耐氧化、耐磨损等性能。这些优异的性能使其迅速成为造船、航空及兵器等领域装备制造中的重要材料,而焊接技术是决定其推广应用的重要因素[1,2,3,4]。由于高氮钢自身具有氮含量高的特点,焊接过程中常因母材氮析出而导致焊接气孔问题,热影响区氮化物析出是固溶氮的一种主要损失方式,并可诱发其他硬脆相的形成,从而弱化材料性能[5],降低焊接接头的综合性能。
杜挽生等[6,7]的研究表明,高氮钢焊缝与热影响区的组织为奥氏体和δ铁素体,碳化物Cr23C6析出增多,致使14mm厚钢板的热影响区韧性下降;冷却速度越大,高温停留时间越长,δ铁素体总量越多。李冬杰等[8]对高氮钢焊缝冲击断口的分析表明,断口开裂位置均在富含δ铁素体区域呈大量短而深的裂缝及“骨架状”撕裂的界面。赵琳等[9,10]研究了高氮钢激光焊接的组织和性能,结果表明,焊缝和热影响区组织为奥氏体和δ铁素体,均没有出现软化区,随着焊接峰值温度降低,热影响区显微硬度逐渐减小,且其显微硬度均高于母材硬度,但随着冷却速度的增大,热影响区粗晶区的冲击吸收功先升后降,出现了两处脆化区,热输入减小,焊缝区平均硬度增大,而韧性提高。Lamboliev等[11]采用CO2激光焊接18%Cr-0.6%N-12%Mn的高氮钢时发现,采用N2保护时焊缝中的氮含量较Ar保护时的高,且接头中氮含量高的具有较好的拉伸性能。Yasuyuki等[12]研究2mm厚高氮钢搅拌摩擦焊接接头性能发现,焊接速度为100mm/min时,焊接接头具有优良的力学性能。
目前,高氮钢焊接技术的研究仍以传统熔化焊为主,激光及其复合焊接、搅拌摩擦焊接等先进连接技术已开始应用于高氮钢焊接中[13,14],焊缝氮含量损失、碳化物或氮化物析出以及焊接气孔问题仍有待深入研究。本文采用YAG激光-MIG电弧复合焊接方法进行焊接,研究了焊接接头组织与显微硬度及接头的拉伸、冲击性能,并分析了其断裂机理,旨在为激光-电弧复合焊接在高氮钢焊接领域的应用奠定基础。
1 试验材料及方法
采用TRUMPF公司HL4006D型Nd:YAG激光器和松下YD-350AG2HGE型MIG/MAG焊机组成的旁轴复合焊接系统进行焊接,试验材料为8mm厚高氮奥氏体不锈钢,其主要化学成分见表1,填充材料为1.2mm的奥氏体不锈钢焊丝。
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采用电弧在前、激光在后的旁轴复合形式进行焊接,试件尺寸为8mm×400mm×100mm,坡口角度为30°,钝边为5 mm,对接间隙为0.5mm。焊枪与激光束夹角为30°,热源间距为3mm,离焦量为-2mm,焊接速度为0.8m/min,电弧保护气体为流量为18L/min的5%CO2+95%Ar,焊丝伸出长度为12mm,A1~A4的激光功率为2.4kW,A5~A8的电弧参数为220A/24.8V(电流I/电压U),其他主要参数见表2。
利用数码显微镜和Leica DM2700M型金相显微镜观察接头形貌与显微组织,采用Instron5982试验机进行拉伸测试,夏比V形缺口低温冲击(-40℃)则通过SANS ZBC2452试验机完成,同一试板选取2个试样,测试后取其平均值。断口观察设备为日本电子株式会社(JEOL)生产的JSM-6510LA型扫描电子显微镜(SEM)。利用TCH-600氧氮氢分析仪进行焊缝氮含量测定。
2 试验结果与分析
2.1 接头组织与焊缝氮含量分析
2.1.1 典型接头显微组织分析
图1所示为不同焊接电流时的接头截面形貌,焊缝截面呈“高脚杯”状,激光作用明显,焊缝下部为典型的匙孔形焊缝形貌,各区域分布界限分明。
图2所示为不同激光功率下的接头截面形貌,焊缝截面仍呈“高脚杯”状,当激光功率为1.6kW时,焊缝未熔透,随着激光能量的增大不仅熔透而且焊缝形貌也发生了改变,“上肥下瘦”的特征渐强。
由图1和图2可知,试验中的工艺参数能够获得成形良好的焊接接头,经X射线探伤显示,焊缝中存在少量的焊接气孔,一般位于焊缝近熔合线附近,其中A8试板焊缝气孔率最低,仅为0.14%。
焊缝是由母材和焊丝经电弧与激光共同作用而熔化并发生冶金反应,冷却后形成的铸态组织。由于熔化与凝固过程短暂,致使接头成分、组织与性能呈非均匀性分布。图3所示为典型接头的微观组织形貌。图3a显示,在熔合线处有大量柱状晶生成,方向近似垂直于熔合线。在熔池结晶开始时,母材和熔池中金属成分相同,它们的原子排列及晶格等基本一致,以熔池壁上晶粒为基底极利于晶核形成,焊缝区组织沿着热扩散快的方向生长,具有定向快速凝固特征[15],当长大趋向与散热方向不一致时晶粒将停止生长,新晶粒与原来长成的晶粒会有夹角出现,垂直于熔池边界方向上的温度梯度较大,晶粒散热速度最快,因此,以柱状晶形式向熔池中心长大,形成联生结晶,这种粗大的组织将会严重增大其脆性。但在焊接过程中,熔池在热循环的作用下温度梯度变化不同,各晶粒长大趋势和方向也不尽相同,当晶粒长大方向与散热方向一致时,最有利于晶粒长大并有可能长至熔池中心,形成较粗大的柱状晶,如图3b所示。激光作用使焊缝下部熔池较小,而其冷却速度快,不利于等轴晶的生长,致使焊缝中心的等轴晶并不明显;温度梯度随着激光束的移动而变化,晶体生长方向沿着激光作用的方向均匀生长,且方向与焊接方向一致。
图4所示为不同工艺参数下焊缝区微观组织形貌。从图4中可知,焊缝组织均由奥氏体和δ铁素体组成,这与高氮钢的凝固模式有关[1,16]。当焊接能量较小时,有少量“树枝状”δ铁素体生成,如图4a所示,熔池凝固速度较快,能够抑制氮的析出行为,使得奥氏体具有良好的稳定状态,但不利于δ铁素体生长,并且其生长时间很短,因此其晶轴较小且分布不均匀。随着激光功率和焊接电流的增大,熔池冷却速度较缓慢,析出的δ铁素体越来越多,焊缝有明显的“树枝状”δ铁素体生成,并沿着一定的方向生长呈辐射状,构成“树枝状”δ铁素体束,各束间成一定的夹角,并且一次晶轴变长,二次晶轴密集地分布在一次晶轴两侧,如图4b所示,“树枝状”铁素体的大小与焊接能量对熔池的作用程度有关。
2.1.2 焊缝氮含量分析
高氮钢能否得到广泛应用在一定程度上取决于其焊后焊缝的性能。采用熔化焊方法焊接时,氮气孔的形成、气液界面处的氮溢出与氮化物的析出都会造成焊缝的氮损失,焊缝固溶氮含量的减少将直接造成接头性能下降。因此,降低焊接熔池氮的逸出速率,抑制氮气孔和氮化物的形成,减少焊缝中的氮损失十分重要。影响焊缝氮含量的因素较多,而调控焊接热输入是获得合适焊缝氮含量的重要手段。
图5为线能量与焊缝氮含量(质量分数,下同)关系曲线。从图5中可知,当电弧参数变化引起线能量增大时,焊缝的含氮量呈递减趋势,电弧参数为180A/23.2V(A1)时,焊缝氮含量达到0.49%,而电弧参数增至200A/24V(A2)以后,焊缝氮含量趋于平稳,其主要原因为电流为180A时,电弧熔滴的过渡模式为大滴或短路过渡,熔滴对焊接熔池的扰动效应较弱,使得熔池内析出的氮不能够充分逸出,或以气泡形式滞留于焊缝内,造成焊缝氮含量较高。而当电流达到200A后,电弧熔滴以射流过渡为主,熔滴对液态金属的扰动效应加强,加速了熔池内析出氮的外逸,且熔池液态金属中氮的溶解近于饱和,即使焊接电流增大,焊缝氮含量依然趋于恒定。
激光-电弧复合焊接中,激光匙孔对焊接过程的稳定性和抑制气孔方面有一定作用。从图5中可以看到,随激光功率的增大,焊缝氮含量呈降低趋势,当激光功率为1.6kW(A5)时,尽管线能量高于A1略低于A2,但激光功率未达到形成稳定匙孔的阈值,此时并不利于气泡的逸出,而当激光功率增至2.0kW(A6)后,焊接过程中的匙孔维持在稳定状态,促进气泡逸出液态金属的作用相当,所以A6、A7、A8的焊缝氮含量与A2、A3、A4焊缝氮含量接近。激光功率为2.8kW(A8)时,激光匙孔在试板背面处于开口状态,有利于气泡外逸,也会改善液态金属的流动,促进析出氮重新溶于母材熔化和向焊缝过渡的液态金属中。此外,部分氮气泡随匙孔坍塌而留于焊缝内,使其焊缝氮含量略有增大。
2.2 接头拉伸强度分析
2.2.1 能量参数对拉伸强度影响
由图6a可知,拉伸强度随焊接电流的增大呈现先升后降的变化趋势,当焊接电流为200A时,拉伸性能最好,而当焊接电流为240A时,拉伸性能最差。从图6b可以看出,拉伸强度随着激光功率的增大呈先降后升的变化趋势,当激光功率P=1.6kW时,拉伸强度最高,而当激光功率P=2.0kW时,由于焊接气孔较多致使拉伸强度降低。
能量参数不同时,焊接线能量也随之变化,导致熔滴过渡模式、熔池液态金属流动状态、熔池内温度分布梯度不同,进而使得焊缝氮损失及组织成分均匀化程度、焊缝气孔率差异较大,因此拉伸强度具有较大差异。
2.2.2 典型拉伸断口分析
氮损失与焊缝区的气孔缺陷致使断裂位置均发生在焊缝区,选择典型拉伸断口进行分析。图7所示为典型的拉伸断口形貌,断口处均有较明显的韧窝,为典型的韧性断裂。A2-1与A8-1相比,断口韧窝较浅,断口中存在小微孔,有裂纹缝隙产生,韧窝有一定的方向性,撕裂棱较低,这是由于裂纹源先于焊缝缺陷(如气孔)处产生再向四周扩展。随着载荷的逐渐增大,缺陷处先断裂使得无缺陷区域受力不均,因此无缺陷处金属内部形成的大量显微空洞还来不及长大就已经被撕裂开,从而无缺陷区域发生了较小的塑性变形,形成了较浅且具有明显方向性的韧窝。而A8-1中韧窝大小均匀,大韧窝中包含小韧窝,撕裂棱较高,表明焊缝区无显著缺陷,拉伸过程中焊缝区承受的拉力均匀,塑性变形较大,使其断裂消耗的能量较高。此外,A8与A2相比,焊接热输入较大,延长了熔池中液态金属的停留时间,使熔池中气体有较充足的时间逸出,焊缝中气孔缺陷也较少,因此其拉伸强度也较高。
2.3 接头冲击性能分析
2.3.1 能量参数对焊缝冲击性能影响
图8为焊缝冲击功随能量参数变化的曲线,由图8a可知,随着焊接电流的增大,焊缝冲击功呈现出先变大后逐渐降低的变化趋势,当焊接电流为200A时,焊缝平均冲击功最大为47.6J。这是由于焊接电流过低或过高都会对电弧与激光的耦合产生影响,二者的共同作用直接影响熔池的流动及凝固速度,进而影响焊缝组织形成及生长,同时也会对焊缝气孔产生影响,在本质上影响焊缝的冲击功。随着激光功率的增大,焊缝的平均冲击功波动不大,说明当电流I=220A时,激光功率的变化对焊缝的冲击功影响较小,如图8b所示。
2.3.2 能量参数对熔合线冲击性能影响
由图9a可知,熔合线冲击功随着电流的增大呈现先降低后升高的变化趋势。当焊接电流为180A时,平均冲击功最大,其值达到62.85J,当焊接电流为220A时,平均冲击功最小,其值为44.55J。但熔合线冲击功随激光功率的加大急剧上升后略降,整体呈现出升高的变化趋势,如图9b所示,当激光功率为2.0kW时,熔合线平均冲击功最大,其值达到55.75J。
采用激光-电弧复合热源焊接高氮钢,在熔合线附近均出现不同程度的微孔,这些微缺陷对焊接接头的力学性能产生重要影响。图10所示为A3和A5熔合线附近的显微形貌,从图10中可以看到,熔合线附近的微孔较多,且A3熔合线附近有较大的柱状晶向熔池中心生长,晶粒粗大。但A5熔合线附近枝晶细小,微孔数目较多,是其冲击功低的主要原因。
2.3.3 典型冲击断口分析
选取焊缝和熔合线冲击试样中的典型断口,然后采用扫描电镜对其进行观察分析。图11所示为焊缝冲击断口形貌,从图中可以看到,A2-1断口中有明显的韧窝,为韧性断裂,但韧窝较浅,大小均匀,撕裂棱较小。由于材料的内颈缩较难发生,所以生成较多的显微空洞或通过剪切断裂而连接,导致韧窝小而浅。
与A2-1比较,A8-4断口中韧窝平均直径和深度都较大,大韧窝周围布满小韧窝,韧窝中有第二相粒子出现,由较大尺寸的夹杂物或第二相粒子作为韧窝而形核形成显微空穴,当显微空穴长大到一定尺寸后,较小的夹杂物或第二相粒子将形成显微空穴并逐渐长大,与先前形成的显微空穴在长大过程中发生连接,产生了大小不一的韧窝形貌。因此,其断裂需要消耗的冲击功较大,冲击韧性优良。
2.4 典型接头显微硬度分析
焊接接头的显微硬度可以间接反映其力学性能,显微硬度主要由晶粒度和组织决定。图12所示为A3焊缝的显微硬度,分别为距母材上表面2、4、6mm处从焊缝左侧母材到焊缝右侧母材的显微硬度,测量间距为0.2mm。从图12中可以看到,焊缝区的显微硬度集中于280~320MPa,而母材的显微硬度约为450MPa,因为复合焊接时采用的奥氏体焊丝硬度较低,致使焊缝区显微硬度低于母材显微硬度。
从图12可知,靠近母材上表面的焊缝宽度较宽,而远离母材上表面的热影响区则较窄,因为它处于焊缝下部,具有显著的激光作用特征。近焊缝的热影响区由于经历了温度相对较高的热过程,使得晶粒尺寸较大,导致显微硬度下降。远离焊缝区,因焊接热作用的减弱,晶粒长大受到抑制,显微硬度逐渐增大。图12中三条显微硬度曲线变化趋势基本一致,焊缝区显微硬度最低,所以拉伸测试均断裂于焊缝区。
3 结论
(1)焊缝主要为奥氏体组织,焊接热输入较小时,有少量“树枝状”δ铁素体生成,随着热输入的增大,焊缝中析出的δ铁素体越来越多,构成“树枝状”δ铁素体束。
(2)当电流达到200A后,熔池液态金属中氮的溶解近于饱和,即使焊接电流增大,焊缝氮含量依然趋于恒定;而当激光功率增至2.0kW后,焊接过程中的匙孔维持在稳定状态,焊缝氮含量也近于恒定。
(3)拉伸断裂位置均在焊缝区,当焊接电流为200A时,平均拉伸强度可达967.58MPa;当激光功率为1.6kW时,平均拉伸强度可达962.88MPa。
复合接头 篇4
当前,树脂传递模塑成型(Resin Transfer Moulding,RTM)、引入缝纫的RTM和共胶接成型工艺常用于复合材料结构件的制备。然而,有关RTM复合材料T接头疲劳性能方面的研究工作迄今为止鲜有报道。为此,本工作对3种工艺制备的十字型接头(由两个对称T接头组成)进行对比实验,研究成型工艺对接头疲劳性能的影响,并分析其破坏机理和特点。
1 实验
1.1 原材料及性能
试样增强体采用国产EW220平纹玻璃布,单层厚度为0.22mm,单位面积质量220g/m2,经向密度18束/cm,纬向密度14束/cm,经向强度1000N/25mm×100mm,纬向强度500N/25mm×100mm。基体采用北京航空材料研究院生产的5284RTM环氧树脂。其他辅助材料包括10%(体积分数)定型剂(溶剂为丙酮溶液)和用于填充接头根部的单向玻璃纱REM800。
1.2 试样制备
分别采用RTM、引入缝纫的RTM和共胶接成型工艺,如图1所示,制备了3种十字型接头,如图2所示。为保证对比试验的有效性,全部试样选用完全相同的材料和几何形状与尺寸,如图3所示。十字型接头由上下两个对称T接头和一块中间层板组成,十字型接头的上下两个T型接头的纤维布铺层方式如图4所示,其每边厚度3mm,铺放18层纤维布,在接头根部存在富树脂三角区,通过填充单向纤维纱的方式,进行一定程度的增强。十字型接头的中间层板厚度为2mm,铺放12层纤维布。
通过树脂基体流动数值模拟,优化出RTM成型的工艺参数:注射压力P=0.3MPa;注射温度60～80℃;树脂黏度η=0.1Pa·s。RTM成型过程如下:将纤维布铺放在模具内,定型,然后合模,抽真空;按照优化工艺参数,将树脂注入模具内,再放入烘箱中,以1～5℃/min的升温速率将模具升至160℃,恒温1h;此后,以同样速率升温至180℃,恒温2h,再自然冷却到室温;最后,脱模,得到十字型接头制件,如图1a和图2a所示。引入缝纫RTM工艺先定型,后缝纫,再按RTM工艺固化成型,如图1b和图2b所示。缝纫使用的单向纤维纱为芳纶,针孔直径2mm,针距8mm,行距8mm。而共胶接工艺则首先通过RTM工艺制备出两个T型接头和中间层板,然后,在需粘接的位置铺放胶膜,进行二次升温固化,使3个部件粘接起来,如图1c和图2c所示。
(a)RTM成型;(b)引入缝纫的RTM成型;(c)共胶接成型
(a) RTM; (b) stitching; (c) co-bonding
1.3 性能测试
对3种工艺制备的十字型接头进行拉-拉疲劳试验,加载方式如图5所示。将试件安装在MTS880-100kN试验机上,试验环境为室温大气,正弦循环加载,试验加载频率为15Hz,应力比R为0.1。疲劳试验的最大载荷一般取静破坏极限载荷的60%～70%,参考文献[11]的接头静力试验结果,选取的最大载荷值为4300N。
(a) 加载方式;(b) 实验装置图
(a) load mode; (b) experimental equipment
2 结果与讨论
在某一应力水平下,应力循环达到某一数值时,由于试样的损伤或裂纹扩展导致试验机停机,或载荷陡降,这时的应力循环数即被认为是该试样在此应力水平下的寿命,由此得到3种试样的疲劳寿命如表1所示。从表1可以看出,先固化后胶接试样的疲劳强度尤其低,在最大交变载荷为4300N的疲劳载荷作用下,循环不了几次就发生破坏;缝纫后再RTM成型试样的疲劳寿命比RTM试样低,仅为后者的1/4。由此可见,3种工艺成型试样中,RTM试样疲劳强度最高。同时,可看出复合材料疲劳强度存在严重分散性,因此,在对复合材料进行疲劳验证时,除寿命分散系数外,有时还应同时考虑载荷的放大系数。图6为3种工艺试样的疲劳破坏方式,从图6可以看出,RTM和缝纫RTM的接头破坏都是从根部富树脂区的尖端率先产生裂纹,然后裂纹沿着富树脂区和玻璃布的界面向下扩展,直至接头的整体破坏,如图6a和图6b所示;先固化后胶接的接头破坏,则表现为中间层板和T接头的胶层拉伸破坏,见图6c。由此可以得出,RTM接头和缝纫RTM接头的疲劳强度主要由根部富树脂区的强度决定,初始裂纹出现后,疲劳破坏表现为层间分层;而先固化后胶接接头的疲劳强度主要由胶层的强度决定。由于胶层强度远低于RTM构件的强度,故在相同的交变载荷下,先固化后胶接接头的疲劳寿命很短,可见,RTM成型保持了纤维排列的一致性,并减少制造缺陷,具有较好的疲劳性能;而引入缝纫后,虽然可以改善接头的层间性能,但由于缝纫工艺不规范,同时,缝纫线也破坏纤维的排列,造成接头疲劳性能的下降;先固化后胶接未能体现RTM成型T接头良好的性能,表明胶层的胶接强度远不如RTM成型的层间强度。
(a)RTM破坏;(b) 缝纫RTM破坏;(c) 先固化后胶接破坏
(a) RTM failure; (b) stitching failure; (c) co-bonding failure
3 结论
(1)复合材料的疲劳寿命对成型工艺条件非常敏感,相比其他两种工艺的接头,RTM整体成型十字接头具有良好的疲劳性能。
(2)RTM和缝纫RTM接头的疲劳强度主要由接头根部富树脂区的强度决定,先固化后胶接接头则由胶层的粘接强度决定。
参考文献
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复合接头 篇5
本工作选用了Ti-Zr-Cu-Ni-Co系新钎料,该钎料获得的TC4合金接头的强度均优于俄牌号钛基钎料ΒΠΡ16(名义成分为Ti-13Zr-21Cu-9Ni, 质量分数/%)[5],并且一定程度上改善了钛基钎料接头脆性问题。研究Ti-Zr-Cu-Ni-Co系钎料对钛基复合材料的接头界面组织及连接机理为该系钎料更广泛应用以及提高钛基复合材料接头强度具有应用价值。
1 实验材料和方法
实验用母材为SiCf/β21S,该材料是以β21S(名义成分为Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si, 质量分数/%)钛合金为基,通过SiC纤维增强的钛基复合材料。Ti-Zr-Cu-Ni-Co系新钎料成分见表1,该钎料制备方法如下:各元素组分混合后在氩气保护条件下采用电弧熔炼设备制成合金锭,之后将合金锭置于石英管中,再利用急冷态箔材制备设备将该钎料制成厚度约45μm的急冷态箔带。
实验前将SiCf/β21S母材采用线切割方法加工成7mm×5mm×2mm的试样,被焊表面经过细砂纸打磨后放置丙酮中进行超声清洗,试样采用搭接方式连接,钎料夹在上下两试样中间。采用真空钎焊方法,钎焊规范为960℃/10min,热态真空度不低于1.0×10-2Pa,加热速度为10℃/min。通过扫描电镜(SEM)观察了钎焊接头的微观组织形貌,使用X射线能谱仪(XEDS)分析了接头中某些微观区成分以及接头中各元素的面分布。
2 实验结果与分析
图1给出了采用Ti-Zr-Cu-Ni-Co系新钎料获得的SiCf/β21S接头组织的背散射电子照片,从照片中可以看出,采用该钎料获得了完整的接头,无气孔、未焊上等缺陷存在。钎缝组织与其附近母材组织相近,未出现层状结构。Ⅰ区为钎料与母材的扩散反应区,由于颜色与母材相近(见图1),只是成分略有差别(见表2中“1”和“2”),所以很难辨别宽度范围。Ⅱ区为钎缝基体区,其颜色较Ⅰ区略浅,宽度为60μm左右,中心分布着灰黑色块状相。
钎缝基体区较原始间隙(即钎料原始厚度45μm)增加了近1/3,扩散反应区Ni, Co含量有所增加,以及Ⅱ区与Ⅰ区颜色及组织相近,这都说明了在钎焊过程中液态钎料与母材基体发生了反应并且相互扩散。具体作用过程如下:当加热温度达到了钎料的熔点,钎料开始熔化,固态的SiCf/β21S母材与液态的Ti-Zr-Cu-Ni-Co钎料接触的表面层发生反应,由于反应发生在固-液两相的界面上,使得液态钎料对固态母材润湿,并且Ti, Mo, Al, Ni, Co等原子进行交换。该反应的发生破坏了β21S固态母材晶格的原子结合,此时液态原子与固态原子形成了新的键,这为固液相原子的进一步扩散提供了条件。本实验中采用的钎焊规范为960℃/10min,钎料处在液态的时间相对较长,该时间远大于相与相之间能峰的松弛时间,从而保证了各种原子扩散过程的充分进行。在随后的阶段,溶解的母材原子从边界扩散层向液态钎料中迁移,迁移通过扩散与对流实现。由于母材与钎料之间的成分差别,导致了初始扩散的母材原子在液态钎料体中出现了浓度差,这种浓度差为原子的扩散提供了动力;同时液态钎料内局部微区存在密度及温度不均匀,导致对流在液态内部的产生,这同样加速了原子扩散的进行。随着液态钎料与固态母材之间相互扩散过程的持续,使得液态钎料成分发生了较大的变化,钎料中Al和Mo含量有所提高,Cu, Ni和Co等元素扩散较为充分,在整个接头中分布均匀化。钎缝中这些元素成分的变化导致液态钎料熔点发生变化,当熔点超过钎焊温度即960℃时,钎缝进入等温凝固过程。在等温凝固过程中,液相基本消失,原子在固态钎缝中进一步扩散,且扩散速度变缓,降温冷却时扩散逐渐停止。
表2给出了图1中某些微观区域元素的含量,从中可以看出,Al和Mo在Ⅰ区和Ⅱ区中“3”的位置上含量相当,其中Al保持在2%～3%,Mo保持在14%～16%,较原始母材中的含量变化较小,由于Al和Mo为β相稳定元素,它们在钎缝中的含量决定了钎缝的相组成。Ⅰ区和Ⅱ区均以Ti作为基体,在这两个区域中Ti总体变化不明显,只是在钎缝中心的灰黑色块状相(见图1中“5”)中分布略多,达到89.57%,但是该相中只包含了Ti和Zr两种元素,而且这两种元素以固溶体形式存在,所以这些相的存在不会削弱接头的性能。Co, Ni两种元素分布趋势为由扩散反应区至钎缝中心逐渐增加,但增加量很少,Cu分布情况类似,但在扩散反应区即Ⅰ区中未检测到。在整个钎缝中, Cu,Ni,Co三种元素质量分数之和的最大值所对应的区域位于钎缝基体的中心区(图1中“4”所对应的区域),数值为6.47%,该值远小于原始钎料Cu+Ni+Co的质量分数(16.0%～25.0%),说明扩散较为充分,这在一定程度上降低了钎缝中脆性相的含量。
图2给出了钎焊接头元素的面分布图,从图中可以看出,Al和Mo两种元素的分布较为明显,在SiCf/β21S母材基体及扩散反应区(Ⅰ区)中分布较多,而在Ⅱ区含量变少,隐约出现钎缝基体的轮廓。Cu,Ni,Co三种元素由于在整个钎缝中扩散充分,单位区域内含量很低,导致从面分布图谱中观察其含量趋势不明显,而Ti与此相反,由于含量过多而使得面分布图白亮。Zr主要分布在Ⅱ区,但在纤维周围也出现了明显的分布,分析认为是试样制备时所致。
Al和Mo两种β相形成元素在钎缝中大量分布,导致钎缝基体与母材基体组织相近,均由β相组成,这在一定程度上提高了接头的性能。另外,Cu,Ni,Co三种元素在整个钎缝中扩散充分,单位区域内三者含量之和很少,使得与Ti基体反应形成的脆性化合物相减少,且这些物相均匀分布在整个钎缝基体中,从而对接头的抗拉强度及冲击韧性的提高起到了至关重要的作用。
3 结论
(1) 采用Ti-Zr-Cu-Ni-Co系新钎料钎焊SiCf/β21S获得了完好接头,实现了钛基复合材料的成功连接。
(2) Al和Mo两种β相形成元素在钎缝中大量分布,导致钎缝基体与母材基体组织相近,均由β相组成,这在一定程度上会提高接头的强度及韧性。
(3) Cu,Ni,Co三种元素在整个钎缝中扩散充分,这使得与Ti基体反应形成的化合物相在单位体积内减少,这对接头性能有利。
摘要：针对SiCf/β21S钛基复合材料,采用Ti-Zr-Cu-Ni-Co系新钎料,进行了钎焊实验和接头组织研究。实验结果表明:Cu,Ni,Co三种元素在整个钎缝中扩散充分,这使得与Ti基体反应形成的化合物相在单位体积内减少;同时,Al和Mo两种β相形成元素在钎缝中大量分布,导致钎缝基体与母材基体组织相近,均由β相组成。这两方面因素共同存在将提高接头性能。
关键词：SiCf/β21S,钎焊,接头
参考文献
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