钢成形工艺流程（共7篇）
钢成形工艺流程 篇1
大型离心式空气压缩机作为我国西气东输工程中的重要机械装备,常因转子叶片破损失效造成机组停转,严重影响工业生产正常运行[1,2,3]。造成叶片损伤失效的原因主要有以下方面:受使用环境高温烟气腐蚀影响,叶片表面出现腐蚀凹坑,引发叶轮偏转;高速运行的微小粒子冲蚀和高速运转产生的离心力的交互作用,叶片出现掉块体积损伤;服役工况环境中,振动应力引起的高低周疲劳损坏等[4]。
针对该问题,已有研究主要采用微弧堆焊[5]、电弧喷涂[6]等方式对体积损伤部位进行体积恢复或表面强化,但微弧堆焊技术成形精度不高,热影响区及后续加工量较大,易对基材力学性能造成影响;而电弧喷涂涂层可实现厚度较小,并且结合强度较低,在压缩机叶片受高速粒子冲蚀及高速运转的情况下,涂层易剥落。
激光作为一种高能量密度热源,被广泛应用于重要装备部件再制造领域[7,8,9],并取得显著的工程和经济效益,激光熔覆在再制造成形中具有成形精度高,热影响区及热变形小,对基体力学性能影响小;熔覆层与基体形成致密的冶金结合[10],结合强度高;可实现较大面积和较深厚度的快速成形修复;结合智能化机器人技术,可适应不同区域和位置的柔性成形修复[11]等独特优势。
综上所述,激光熔覆技术为损伤压缩机叶片的再制造提供了技术途径。但由于叶片属于薄壁件,且形状复杂,激光熔覆再制造工艺不当易引起叶片的变形甚至开裂。因此,如何获得基体无形变或小形变的高精度仿形再制造成为叶片激光再制造的难点。
本工作针对体积损伤叶片模拟件激光再制造成形形状控制难点,以压缩机叶片常用材质FV520(B)钢为基体,并将其制 成叶片模 拟件,采用成分 接近的FeCrNiCu合金粉末为熔覆材料,通过搭接率及稀释率优化分析,选择最优工艺参数;通过规划成形搭接顺序及层间偏移量,优化成形工艺过程。实现叶片模拟件的激光再制造精度成形,为压缩机叶片的激光再制造提供理论借鉴和工艺参考。
1 成形工艺参数优化分析
1.1 层内搭接率优化分析
熔覆层内搭接率,作为激光再制造成形过程中的重要工艺参数,对激光熔覆层表面平整度具有重要影响,搭接率过大易造成成形层表面凸起而影响成形整体形貌,甚至出现“结瘤”等成形缺陷;而搭接率过小, 则容易使成形表面凹凸不平,影响成形部位表面平整度或造成成形尺寸缺失。因此,最优搭接率的选择,对激光再制造成形形状精度控制具有重要意义[12]。
对激光再制造成形最优搭接率的极限状态进行如下假设,如图1所示:搭接过程中,激光功率、送粉速率、扫描速率等工艺参数保持不变;单道成形层高度与宽度保持恒定不变,搭接熔覆层弧形对应中心O,O′在同一高度;粉末在熔池中充分熔化,即每道熔覆层成形质量相等;相邻熔覆道顶点、搭接区域表面处于同一平面。其中,W为熔覆道宽度,H为熔覆道高度,S为搭接区域长度,截面MNC为先成形 熔覆道截 面,截面NPQC为后成形搭接熔覆道截面。
由图1可知,在工艺参数不变的情况下:
其中:
将式(7)代入式(6)中,可得:
由上述可得,在假设的最优搭接率极限状态下,搭接率与单道熔覆层的熔高和熔宽相关,即激光再制造工艺参数一定的情况下,最优搭接率为定值。因此,通过对激光再制造工艺参数下单道熔覆层的熔宽与熔高的测量,可获得该组工艺参数下最优搭接率,实现成形形状表面平整度的控制。
1.2 稀释率筛选策略分析
稀释率作为评价激光熔覆层质量的重要参数,表示熔化基材混入熔覆层,引起熔覆层合金成分的变化程度,可用基材合金在熔覆层所占的百分率表示[13]。研究表明:稀释率在2%~10%之间时,熔覆层受基材元素稀释作用较小,能与基材形成良好的冶金结合,在激光再制造成形过程中,降低熔覆层间热累积效应而引起的熔覆层与基体的开裂可能[14]。如图2所示,稀释率计算方法如下[13]:
式中:δ为稀释率;H为熔高;h为熔深。
通过对熔覆层稀 释率进行 计算和评 价,实现工艺参数的进 一步筛选 和优化,提高激光 再制造过 程中的成形质量。同时,为保证激光再制造成形效率, 熔覆层稀释率相近 情况下,优先选择 熔高较大 的工艺参数。
2 工艺参数优化分析实验
实验采用压缩机 叶片用FV520(B)钢为基体 材料,选择成分接近的FeCrNiCu系合金粉末为熔覆材料,粒度为 -140~ +325目,实验前将FeCrNiCu合金粉末置于DSZF-2型真空干 燥箱内以150℃干燥2h,材料主要成分如表1所示,该熔覆材料具有较高的强度、韧性以及耐磨性。实验前对基材进行砂纸打磨, 去除表面铁锈及氧化膜,并用丙酮清洗。
实验采用YLS-4000光纤激光再制造系统,送粉方式为同轴送粉,熔覆过程对熔池施加氩气保护。样本分析实验用单道激光熔覆工艺参数如表2所示。
图3(a)~(e)分别为表2中序号1~5工艺参数下对应实验样本,由图3可知,各实验样本均具有较好的成形形状,其中,工艺参数3下实验样本(c)熔覆层两侧略有沾粉外,成形高度相对较小;工艺参数1,2下对应实验样本(a),(b)成形高度与成形宽度基本一致,但工艺参数5对应的实验样本(e)成形高度及宽度都相对较大。
图3 不同工艺参数下单道熔覆层宏观形貌 (a)工艺参数1样本;(b)工艺参数2样本;(c)工艺参数3样本; (d)工艺参数4样本;(e)工艺参数5样本 Fig.3 The integral shape of single laser cladding layer (a)specimen for parameters set 1;(b)specimen for parameters set 2; (c)specimen for parameters set 3;(d)specimen for parameters set 4; (e)specimen for parameters set 5
在每个熔覆道中部进行线切割取样、镶样、打磨并抛光,利用4g CuSO4+20mL HCl+20mL H2O的腐蚀液配方腐蚀20~25s,利用Olympus GX-51型金相显微镜的微观测距功能,测量样本熔宽和熔高,并由公式(2),(3),(4),(8),(9)计算每组工艺参数下对应最优搭接率及稀释率,测量结果如表2所示。
基于表2所示工艺 实验数据,选择稀释 率接近2%~10%区间的样本(a)和样本(e)对应的工艺参数1和5,作为优化后的压缩机叶片模拟件的成形工艺参数,其中参数1具有相对较低的稀释率和热输入量,参数5成形高度相对较大,可减少成形堆积层数,实现快速成形。在实际成形过程中,对工艺参数1搭接率按照60%进行近似,工艺参数5搭接率按照50%近似。图4为采用工艺参数5进行的单层搭接熔覆,图4(a) 搭接率为50%,图4(b)搭接率为30%,可以看出,图4 (a)所示表面平整度明显优于图4(b)。
图4 不同搭接率下熔覆层宏观表面形貌 (a)50%搭接率;(b)30%搭接率 Fig.4 The surface morphology of cladding layer for different lapping ratios (a)50%lapping ratio;(b)30%lapping ratio
图5(a),(c)分别为采用工艺参数5,按照50% 搭接率进行熔覆的搭接部分顶部 及底部金 相组织; 图5(b),(d)为采用工 艺参数5,按照30% 搭接率进行熔 覆的熔覆 层顶部及 底部金相 组织。从 图5 (a),(b)可以看出,相同位置取样的熔覆 层顶部,均为等轴晶组织,搭接率为50%的熔覆层顶部等轴晶较搭接率 为30% 的试样细 小,分布密集;从图5 (c),(d)可以看出,底部均以粗 大的树枝 晶为主 ,搭接率为50% 的熔覆层 底部树枝 晶及胞状 晶都较搭 接率为30%的试样细小,分布更加密集均匀。综上分析,进一步验证基于表面平整度 假设的搭 接率选择的正确性。
图5 不同搭接率熔覆层不同部位金相组织 (a)50%搭接率,顶部; (b)30%搭接率,顶部;(c)50%搭接率,底部;(d)30%搭接率,底部 Fig.5 The metallographic structure of the laser cladding layer on the top and near the bottom (a)50%lapping ratio, the top;(b)30%lapping ratio,the top;(c)50%lapping ratio,the bottom;(d)30%lapping ratio,the bottom
3 再制造量化成形与精度分析
3.1 量化分析及成形过程
实验用基体 材料为进 气边存在 体积损伤 的FV520(B)钢压缩机叶片模拟件,对体积损伤部位进行机械加工去除,为避免成形部位熔覆层内应力集中而造成开裂,在待成形 部位开设 钝角坡口 (20mm×14mm,120°),成形前,对该部位进行砂纸打磨去除氧化膜,并用丙酮及无水乙醇清洗,如图6所示。
基于工艺参数2中实验获得的优化结果,结合激光再制造成形过程工艺特点,对FV520(B)钢叶片模拟件激光再制造成形过程进行量化分析,通过数学模型建立,对成形过程量化控制,提高激光再制造成形精度。
图7所示为待成形叶片模拟件待成形部位整体形貌,设坡口部位缺口高度为h,上底长为d1,下底长为d2,待成形部位坡口宽度为k;工艺参数1单道熔覆层成形高度为h1,宽度为m1,工艺参数5单道熔覆层高度为h2,宽度为m2。
结合激光再制造成形工艺特点,对叶片模拟件激光再制造过程进行量化分析,过程如下:为避免底面与侧面斜坡相交的两条底边S1,S2成形过程中热应力过大而开裂(如图7所示),首先采用低功率工艺参数1进行单道熔覆。然后对坡口各边进行单道成形熔覆, 在以较低稀释率形成良好冶金结合的同时,可以形成良好的成形边界,防止后续成形过程中形成过大的加工余量。随之在成形 边界内部 进行单道 搭接填充1层,搭接率为60%,为避免激光光闸频繁开闭而对成形稳定性造成影响,激光光束扫描方向与Y方向平行,单道熔覆层之间熔覆时间间隔0.5s,使成形层充分冷却,防止熔池 过热而过 度成形。设 成形高度 为h1,剩余成形体积高度为H,则
为减少熔覆层层间热累积,实现快速成形,应减少堆积成形层数。首层成形后,采用参数5进行体积快速成形,扫描方向与X方向平行,使部分熔覆层残余应力在不同方向抵消[15],层内搭接率为50%,单道之间成形时间间隔0.5s,每一成形层与前一成形层向内或向外平移半 个光斑位 置进行[16],如图8所示。采用该工艺可以实现快速成形并保持较好的表面平整 度,则
在进行成形层堆 高过程中,每层熔覆 层需向两 侧斜坡方向各扩展成形偏移p,如图9所示,以实现体积高度方向最 终成形的 同时,完成侧面 斜坡的堆 积成形。
设每层熔覆层较前一熔覆层向侧面斜坡偏置为p,则
由式(11),(12)可得:
由坡口开设方 式可知,h=5.2mm,d1=20mm,d2=14mm;由表2中相关工 艺参数可 知,h1= 1.02mm,h2=1.34mm。
根据模拟件体积损伤结构特点,分析归纳相关成形难点,按照选定的优化工艺参数,进行叶片模拟件激光成形再制造:
(1)坡口边界及底面相交边单道成形。如图10所示,采用工艺参数如下:激光功率1.1kW、扫描速率180mm/min、送粉速率21.4g/min、载气流量150L/h、搭接率60%;底面与侧面斜坡相交的两条底边单道成形1层,成形高度为1.02mm,然后以同样工艺参数在各边界成形1层,与Y方向平行进行边界内部填充成形,如图10所示。
图10 叶片模拟件首层成形过程示意图 (a)底部相交边单道成形;(b)底部Y 方向填充成形 Fig.10 The schematic diagrams of the forming course for the first layer (a)single layer forming for the bottom intersecting line;(b)filling forming in the Y direction
(2)坡口体积成形逐层堆积。 采用工艺 参数如下:激光功率3kW、扫描速率600mm/min、送粉速率42g/min、载气流量250L/h、搭接率50%,进行堆积成形,单层成形 高度1.34mm,将相关参 数代入公式(11)中可知,实现坡口 堆积成形 共需堆积4层,激光束扫描方向与X方向平行,将相关参 数代入公式 (4)可知,每层熔覆 层向两侧 斜坡各偏 移0.75mm。
3.2 成形尺寸精度分析
图11所示为再制造成形后模拟件整体形貌,可以看出,整体具有较好的表面平整度,进一步验证优化搭接率选择的合理性。为分析再制造成形后叶片模拟件熔覆层表层缺陷情况,对成形修复后叶片模拟件表层进行渗透探伤实验,表面喷涂白色渗透试剂部分无红色试剂渗出,表明成形部位表层无气孔、裂纹等缺陷存在。
为进一步精确测量激光再制造成形修复后叶片模拟件尺寸恢复精度,利用金相显微镜对基材和成形部位斜面弯折角度进行测量,结果如表3所示,w为成形部位宽度,α为成形部位原件弯折角度,β为该部位成形前角度,“-”表示尺寸与原件一致。尺寸测量结果表明:激光再制造后叶片模拟件尺寸恢复较好,成形后加工余量在2mm之内,角度精度控制在3°内。
渗透探伤实验和尺寸精度分析结果表明,叶片模拟件再制造过程参数优化选择正确,成形过程量化分析合理,能够实现成形过程精确的量化控制,修复后模拟件具有较好的尺寸和角度精度,相关工艺优化方法及过程对该类型结构件激光再制造成形具有一定的借鉴意义。
4 结论
(1)确定对应材料体系下优化工艺参数为:激光功率1.1kW,扫描速率180mm/min,载气流量150L/h, 送粉速率21.4g/min;激光功率3kW,扫描速率600mm/min,载气流量250L/h,送粉速率42g/min。
(2)结合激光再制造成形工艺参数特点,量化分析激光再制造成形过程,提升成形形状控制水平及精度。
(3)渗透探伤实验结果表明:表层无裂纹、气孔等缺陷存在。测量结果表明:激光再制造成形部位尺寸与原件精度误差控制在2mm之内,成形部位扭转角度精度误差控制在3°以内。
钢成形工艺流程 篇2
关键词：超高强度钢,车身B柱加强板热成形,工艺参数优化,多目标,正交试验设计
0 引言
车身轻量化已经成为汽车(特别是轿车)工业的发展趋势之一。使用高强钢后,可以通过减小壁厚来减轻零件重量,实现车身轻量化,同时其超高的强度又能提高车辆碰撞安全性,满足轻量化和提高安全性的要求,因此高强钢在汽车领域的应用越来越广泛。但是高强度钢板随着强度的提高,其冲压成形性能降低,强度越高,成形难度越大,尤其是当强度超过1000MPa时,车身B柱等一些形状复杂的零件用常规的冷冲压工艺几乎无法成形。热成形技术是一项专门用于成形高强度钢板冲压件的新技术,可以成形强度高达1500MPa的冲压件,而且高温下成形几乎没有回弹,具有成形精度高、成形性能好等优点,因此引起业界的普遍关注并迅速成为汽车制造领域的热门技术[1]。
热成形过程中工艺条件对制品质量的影响存在诸多非线性时变和不确定因素,是成形过程工艺优化和质量控制的一大难点。传统的试模方法不仅费时、成本高,而且过于依赖经验和以往案例,精确度不高,难以满足新产品投放周期短的要求。数值仿真虽然可以降低试模的成本,也可以对工艺调整作出定性指导,但这种指导缺乏定量的精度,要想获得好的结果,经验和反复试验调整仍是必需的。试验设计方法在一定程度上可以减少反复试验的盲目性,能以较少的试验次数得到试验范围内较优的工艺组合。
现选取某车型典型冲压件车身B柱加强板,对其热成形工艺进行研究,并利用正交试验理论找出其中的主次影响因素,得出一组最优的工艺参数组合以指导该车身B柱加强板的实际生产。
1 模型的建立
1.1 有限元模型
在前处理软件HYPERMESH的LS-模板下建立有限元模型见图工具和板料都使用四节点Hughes-Liu壳单元,沿厚度方向上有5个积分点,同时在关键字*CON-TROL SHELL设置TSHELL=1,使得热计算中壳单元被当成十二节点Brick单元[2],以考虑单元厚度方向上的热传递。板料和工具的初始温度假设为各向同性;板料和工具接触面间的传热系数取3000W/(m2·K),同时考虑工具和板料与周围环境的辐射换热及对流换热,环境温度假设为20℃,工具和板料的表面发射率考虑为0.6[3]。工具和板料间仅考虑静摩擦而不考虑动摩擦。为了缩短仿真计算时间,把仿真过程中的冲压速度放大为实际冲压速度的50~100倍,同时相应地放大热导率、传热系数和热辐射因子以补偿由于速度提高带来的误差。
由于车身B柱加强板形状较为复杂,为保证其成形性能,布置了8条等效拉深筋(图2),阻力系数根据成形的难易程度设为0.03~0.40不等板料的初始厚度为1.5mm,尺寸为1680mm×540mm。
1.2 材料模型
材料基本参数参考NUMISHEET2008标准考题BM03[4],见表1和表2。LS-DYNA中使用材料号*MAT 106[2]可方便输入这些材料参数。
1.3 成形模拟结果及分析
为了使后续的优化设计更有针对性,先对B柱加强板进行成形仿真试验,以获得一组能够满足各项成形指标的工艺参数,这些参数将作为确定正交试验各因素水平的基准。参考生产实际经验,并多次试算后,获得了以下一组工艺参数:冲压速度取2m/s;压边力取100kN,静态摩擦因数取0.125,板料初始温度取810℃,工具初始温度取75℃。在上述热成形工艺参数下,B柱加强板的各项成形性能指标结果见图3~图7。
成形极限图(FLD)是评价材料成形性的一个有效工具,如图3所示,本文研究对象车身B柱加强板的成形性较好,没有裂纹和过分变薄现象,有少量起皱和变形不充分的地方。
成形后板料最大厚度1.596mm,最小厚度1.130mm(图4),相应的最大减薄率是24.667%。最小厚度出现在图4圆圈处,该处位于凹模底部过渡圆角区域,且此处的拉深深度达81.4mm最大厚度出现在图4矩形处,该处局部形状较为复杂,材料容易在较小的凹槽处堆积。
塑性应变(图5)最大为0.4997,最大塑性应变没有超过材料的极限应变。
拉深终止时刻板料或工具的温度分布如图6图7所示。板料在模腔部分的温度较高,模腔外部分的温度较低,最高温度为637.2℃。该现象可解释为:板料的热成形是内部温度场与应力场同时共存,相互作用、耦合的变化过程。模腔部分的板料发生了相对较大的塑性变形,而模腔外的板料基本上无塑性变形或变形较小。变形能转化为内能,因此温度较高。塑性变形越大,由变形能转化而来的内能越大,温度就越高。压边圈温度分布则受热接触影响较大,与板料先接触的部分温度较高。由于图7圆圈处的压边圈部分最早与板料接触,所以获得最多的接触传热,温度最高。
虽然在上述工艺参数下,车身B柱加强板的各项成形性能指标均已合格,但这种凭借经验和多次试算所得到的工艺参数并不是最优的组合,有进一步优化的必要。
2 热成形工艺参数优化设计方法
正交试验设计是利用规格化的正交表,恰当地设计出试验方案和有效地分析试验结果,提出最优配方和工艺条件,进而设计出可能更优秀的试验方案的一种科学方法[5]。热成形工艺是一个复杂的过程,影响制件成形性能的工艺参数很多,为了减少试验次数,同时获得足够多的参数,模拟试验采用正交试验法,通过分析试验结果,提出最优的热成形工艺条件。
2.1 优化目标设计
对某些热冲压产品,起皱和减薄等缺陷是一些无法彻底消除的问题,只能通过工艺参数的优化,减轻制件的这些缺陷,从而满足制件的设计要求。常用的评价板料成形性能的指标有最大减薄率T1、危险点的主应变ε1和成形极限图。FLD虽然直观,但不便于数值化以用做正交试验指标;最大减薄率T1和危险点主应变ε1的数值越小,表示成形质量越好[6]。因此,本文针对最大减薄率、最危险的5个点主应变均值εe两个指标的综合值,讨论得到使综合指标达到最优的工艺参数组合这里取每次试验中最危险的5个点主应变均值εe作为评价指标的原因是为了避免取单个点造成的片面性,使评价指标更合理、更有效。
2.2 正交试验的设计
分析的目标是确定最大减薄率T1和每次试验中最危险的5个点主应变均值εe两个指标的综合值。为保证制件的成形质量和使用要求,必须满足以下条件:T1≤30%,εe≤0.7。
影响B柱加强板热成形质量的因素很多,选取对热成形过程影响较大的4个因素,每个因素设置3个水平。因素分别设置为冲压速度A、压边力Fbinder和静态摩擦因数fs组合B、板料的初始温度C和工具的初始温度D。由于板料和压边圈之间的摩擦力是由压边力和摩擦因数共同决定的,因此将压边力和摩擦因数视为一个组合因素因素水平表见表3。
根据4因素3水平,选取正交表L9(34)。按照正交表所规定的试验方案,经过LS-DY-AN971分析,提取成形后车身B柱加强板的最大减薄率和危险点的主应变数据。
2.3 正交试验结果数据处理
模拟试验所选取的目标指标对车身B柱加强板成形质量的影响程度各有侧重,同时各指标的量纲并不一致,为兼顾各个指标,有必要建立一个使各个指标都尽可能好的综合评判方法,从而将多目标问题转化为单目标,实现多目标问题的综合优化。因此,采用模糊数学中的映射函数[7]进行处理,将各个指标值统一映射到[0,1]的数值区间中,结合加权评分法,在模糊处理的基础上再对权值进行分配。权值分配根据正交试验分析结果和指标对制品综合质量的影响程度,按百分制加权,最大减薄率和危险的主应变的权值分别为:k1=70,k2=30。加权综合评分值Ln的计算公式如下:
根据各目标的约束条件,采用L-R型模糊函数[8]来实现对各目标的映射,函数式如下:
式中,p>0,通常取1、2、3等,本文取p=1;n为试验号,n=1,2,3,…,9;i为目标指标,最大减薄率和危险点主应变均值的i分别为1、2;Ln为第n次试验的综合评分;Lni为第n次试验的第i项指标的映射值;xni为第n次试验的第i项指标的实验值;x0、x1分别为各个目标指标映射函数的边界点取值。
各参数取值见表4。综合评分结果见表5。
将上述仿真试验的指标值,利用极差分析法(也简称为R法)来进行处理[8,9]。这种极差分析法的计算内容和主要步骤如图8所示。其中,ljk为第j因素k水平所对应的试验指标,为ljk的平均值。由大小可以判断j因素的优水平,各因素优水平的组合即为最优设计组合。另外,Rj为第j因素的极差,其计算式为
Rj反映了第j因素水平变动时试验指标的变动幅度。Rj越大,说明该因素对指标的影响越大,也就越重要。依据极差Rj的大小就可以判断因素间的主次。这种极差分析法充分体现了正交设计的灵活性和直观性,因此该处理方法也叫直观分析法,极差分析结果见表6。
2.4 结果分析
由表6中结果可以判断:影响综合评分的主次因素依次是板料初始温度C、冲压速度A、摩擦力和压边力组合B、模具初始温度D,同时还可以直观地看出各因素的优水平。最后可以挑选出其中最优的一组因素水平组合方案,如表6最后一行所示,即C1、A1、B2、D1。表5中没有相应的组合方案,因此需要经过试验验证。经LS-DYNA分析得该方案的最大减薄率为23.31%,危险点应变均值为0.417,综合评分值为17.830。与表5比较可知,该方案的综合评分最高,表明该方案为较优方案。
3 结论
(1)热成形可显著提高超高强度钢板的成形性能。
(2)试验证明,采用分析软件LS-DYNA结合正交试验及运用综合评判法,可以对超高强度钢车身B柱加强板热成形工艺参数进行优化,能够通过较少的试验就得到一组综合评分较高的工艺参数组合,证明这种方法是可行的。
(3)该车身B柱热成形最优工艺参数组合,即板料初始温度取760℃;冲压速度取1m/s,;压边力取100kN,静态摩擦因数取0.125;工具初始温度取75℃。由于热成形数值分析对材料的物性参数以及热边界条件依赖较大,因此还需要进一步试验验证。文中的方法可为相关研究提供参考。
参考文献
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钢成形工艺流程 篇3
飞机起落架是飞机的重要承力部件,在飞机安全起降过程中担负着极其重要的使命。飞机起落架的许多零件均采用螺栓连接,起落架安装螺栓在飞机着陆、滑跑过程中会承受非常大的交变剪切载荷,因此起落架螺纹连接的可靠性对起落架的使用寿命起着至关重要的作用。
采用内螺纹冷挤压成形工艺净成形是当今起落架抗疲劳加工的一个发展趋势。其优势在于能够在内螺纹表面和次表面中保存冷作硬化状态,这不仅可以提高材料的强度和硬度,而且可以提高内螺纹的疲劳寿命。
传统的内螺纹冷挤压加工仅适合于强度低、塑性好的有色金属以及低碳钢的加工。而飞机起落架使用的是高强度系列钢,此类钢不仅具有较高强度,而且具有良好的横向塑性和断裂韧性,塑性成形抗力大,传统的冷挤压技术无法适应这种材料的加工。目前,国内外在此领域的研究均处于起步和探索阶段,相关研究成果较少[1,2,3,4]。本文针对Q460高强度钢,从微观结构角度讨论了冷挤压内螺纹的组织强化机制,研究了内螺纹挤压成形过程及其金属流动规律,实现了高强度钢内螺纹的连续挤压成形,为进一步研究应用提供了指导。
1 内螺纹冷挤压成形过程
内螺纹冷挤压成形工艺是在普通机床上采用专用挤压丝锥实现内螺纹整体加工成形的一种工艺技术。这种成形方法是通过金属在塑性条件下的体积转移,在不需要切除多余金属的情况下形成内螺纹的。该技术的实质是当挤压丝锥锥部的第一个棱齿挤入零件时,棱齿首先挤入零件的表层金属,该层金属不断地滑过棱齿面,受到棱齿面的挤压和摩擦作用后逐渐翻转直立起来,最终在棱齿面处发生弹塑性变形,当这个棱齿脱离零件后,被加工零件产生的弹性变形得到恢复,塑性变形被保留。在棱齿挤压被加工零件表面层金属的同时,又通过下一个棱齿的二次挤压,使材料又一次产生弹塑性变形,当这个棱齿脱离后,该挤压处的金属又产生弹塑性变形,弹性变形得到恢复,而塑性变形被保留,依此类推,直到挤压丝锥锥部的棱齿全部脱离后便形成一个完整的牙形,使传统意义上的“挤压”以牙形的形式牢固地竖立在零件上。挤压丝锥在多次连续运动后,便形成符合形状和尺寸要求的内螺纹[4,5],如图1所示。
冷挤压内螺纹在其成形过程中受到挤压丝锥棱齿的挤压作用,与普通切削内螺纹相比,螺纹表面粗糙度有很大差别。冷挤压内螺纹表面非常光滑,带有滑移平面的错位特征。金属变形区所承受的负荷呈周期性变化,其变化频率取决于机床转速和挤压丝锥的棱数。机床转速越快,挤压丝锥棱数越多,金属变形区承受负荷的变化频率就越大,即牙形的成形速度就越快。
内螺纹挤压成形是通过挤压丝锥在工件上沿螺纹升角的滑动而形成的,如图1所示。为了从宏观上很好地理解内螺纹挤压成形的实质,将其与传统滚压外螺纹作对比:滚压外螺纹是通过滚丝轮在工件上沿螺纹升角的滚动而形成的,这是一个连续成形的过程,同时兼有少量的滑动;而内螺纹挤压成形的方法不同于外螺纹成形的滚压方法,为了减小工件与丝锥之间的摩擦力,通常将丝锥的横截面设计成多边形,如四边形、六边形等,因此内螺纹的挤压形成是一个断续滑动成形过程,这是内螺纹挤压成形的一个重要特点。
由于内螺纹挤压变形过程是在挤压丝锥两棱齿之间构成的挤压腔内完成的,金属沿着丝锥棱齿面方向流动,因此对挤压过程进行分区就是沿丝锥棱齿面方向,按不同的功能、作用和变形特点进行分段。
(1)初始咬合区(Ⅰ区)。
坯料被挤压丝锥棱齿面压住到开始挤压变形前的这一段区域(图2的Ⅰ部分)。在该区内,坯料除由于挤压丝锥齿顶压下咬入时产生的少量凸起变形外,基本不再发生其他的塑性变形。坯料与棱齿两侧壁接触,在设备运转时牙凹内已衬有一定的润滑液,该润滑液有利于棱齿面与坯料之间的相对滑动和脱落,从而在Ⅰ区内可产生足够的驱动力使后面的金属发生挤压变形。
(2)挤压变形区(Ⅱ区)。
坯料在前面Ⅰ区驱动力和后面阻力的作用下,沿丝锥棱齿面法向产生挤压变形(图2的Ⅱ部分),使坯料由原来的断面逐渐挤压变形到与两棱齿面构成的挤压腔断面形状。此区的变形过程实际上是变形空间间隙被逐渐填充的过程。
(3) 挤压翻转区(Ⅲ区)。
在此区(图2的Ⅲ部分)内,由于坯料逐渐充满变形空间,随着挤压运动的进行,被挤出的金属层沿丝锥棱齿面法向流动时,由于不同位置的流动速度不同,外部金属流动最快,因此,在棱齿面进一步的挤压和滑动作用下,金属层逐渐翻转起来。
(4) 弯曲成形区(Ⅳ区)。
在丝锥棱齿面上翻转起来的那层金属,最终受到后面挤压变形区金属的进一步挤压而发生塑性弯曲(图2的Ⅳ部分),随着成形过程的进行,挤压层金属逐渐形成了牙形。
2 试验材料与方法
试验材料采用Q460高强度钢,其化学成分(质量分数)为:w(C)=0.14%,w(Si)=0.35%,w(Mn)=1.45%,w(Ni)=0.27%,w(Cr)=0.46%,杂质元素w(P)、w(S)均小于0.05%,其余为铁。其室温(20℃)下的力学性能为:抗拉强度(σb)为570MPa,屈服强度(σ0.12)为410MPa,伸长率(δ5)为27%,断面收缩率(ψ)为45%。
试验采用挤压丝锥在国产6250机床上进行内螺纹的加工,工件的底孔直径为21.25mm,挤压丝锥为Q460钢专用冷挤压丝锥,丝锥材料为HSS高速钢,表面进行氮化铝钛处理,采用圆锥式棱齿结构,选用专用扭矩夹持装置装夹挤压丝锥。具体的挤压工艺参数为:挤压温度20℃,机床转速25r/min,加工螺纹长度40mm,采用10号润滑液对挤压丝锥进行润滑,挤压过程如图3所示。经过挤压成形后将其完整取下,沿螺纹法向线切割取样、抛光腐蚀后,在LEICADM 2500M光学显微镜下观察其成形过程及其金属流动规律[6,7,8]。内螺纹室温拉伸试验在液压式万能材料试验机上进行,拉伸速率为5mm/min,拉伸试样尺寸如图4所示,拉伸试样中与内螺纹相配合的外螺纹采用滚压加工,外螺纹试样材料为高强度钢,并经过调质热处理,以保证拉伸试验能够检测到内螺纹的力学性能。
3 试验结果与分析
图5~图7分别为从挤压内螺纹牙形全貌、牙底和牙顶三个位置沿层深观察到的显微组织。内螺纹挤压成形实际上是一个使金属流动而形成螺纹牙形的过程。金属在丝锥棱齿的挤压作用下发生塑性变形,而向棱齿周边区域以及轴向流动,晶体结构发生明显变化,晶粒内部出现滑移带,同时各晶粒将沿金属变形的方向而定向延伸和扭曲,当变形量很大时,晶界变得模糊不清,晶粒难以分辨,最终被拉成条形纤维组织,条形纤维组织沿齿形连续分布。随着金属变形程度的增加,定向性也提高,晶粒被拉长,位错迅速提高,滑移宽度也逐渐增大,同时滑移带呈现歪曲,原来的晶粒和夹杂物逐渐被压碎、细化,并形成新的晶粒或亚晶,新晶界和原始晶界的差别逐渐模糊,难以区别。由于塑性变形过程中牙顶、牙侧和牙底三个位置受到的压应力各不相同,导致其晶粒的细化程度也不相同。从图5~图7可以看出牙底处晶粒最细,牙顶处晶粒最粗,牙侧部分介于两者之间。
由于在牙顶、牙侧和牙底三个位置上受到丝锥棱齿的压力不同,金属的流动性也不同,导致金属组织的变化也不完全相同。在挤压过程中金属将沿着受到阻力最小的方向流动。因此丝锥棱齿与工件表层接触区的金属材料向牙顶方向流动的速度高于向牙形中心方向流动的速度,工件表层晶粒的变形最大,随着离表层距离的增大,晶粒的变形程度随之变小。牙顶处金属材料受到丝锥棱齿的压力相对比较小,并且金属流向牙顶两侧上方的区域时受到的阻力最小,而牙顶两侧,金属流动就逐渐变得不太明显,最终导致牙顶两侧凸起,拉长的金属纤维组织也沿牙顶法向变得稀疏,如图7所示。因丝锥棱齿的两侧同时作用于工件牙侧部分,牙侧部分受到的压力比牙顶大,所以牙侧部分金属表面层拉长金属纤维的流线密集程度大于齿顶,呈近似于直线形流动,如图5所示。而牙底部分受到丝锥棱齿的压力最大,该部分金属表层的纤维组织被压紧到难以分辨出晶粒的程度,形成一层流线,平稳绕过牙底并沿牙侧方向流动,因此,牙底部分变形最大,形成拉长纤维组织的密度也就最大。沿着离开牙底接近牙形中心这一方向,材料流动性逐渐减弱,至中心部材料呈原始组织状态。
在内螺纹冷挤压过程中,拉长的金属纤维组织未被切断,随着塑性变形的发展,晶粒破碎和细化,位错密度增加,使得金属组织呈流线形沿牙面法向分布,如图8所示。并且随着工件材料塑性变形的进一步发展,其塑性变形抗力迅速增加,硬度和强度也显著增加,而塑性和韧性出现下降,产生加工硬化现象,这就大大提高了冷挤压内螺纹的表面质量和机械强度。
图9给出了冷挤压、车削内螺纹在室温状态下的力-位移曲线。从图中可以看出,车削加工的内螺纹能够承受的最大拉力为175.11kN,而冷挤压加工的内螺纹能够承受的最大拉力为192.55kN。内螺纹的冷挤压加工可明显提高其抗拉强度,这是由于内螺纹冷挤压成形能够在内螺纹表面和次表面中保存冷作硬化状态。但两者屈服阶段都极短,几乎可以忽略不计,原因是螺纹在拉伸断裂时由某一个牙的断裂而瞬间引起其他所有牙的断裂,内螺纹屈服过程只体现了先断裂那个牙的屈服过程。上述事实说明冷挤压加工能够提高内螺纹的抗拉强度。
(b)冷挤压内螺纹
4 结论
(1)内螺纹冷挤压成形能够在内螺纹表面和次表面中保持冷作硬化状态,不仅可以提高材料的强度和硬度,而且可以提高内螺纹的疲劳寿命。
(2)冷挤压内螺纹金属变形区所承受的负荷呈周期性变化,其变化频率取决于机床转速和挤压丝锥的棱数。机床转速越快,挤压丝锥棱数越多,金属变形区承受负荷的变化频率就越大,即牙形的成形速度就越快。
(3)内螺纹冷挤压过程中牙顶处金属材料受到丝锥棱齿的压力相对比较小,并且金属流向牙顶两侧上方的区域时受到的阻力最小,而牙底部分受到丝锥棱齿的压力最大,金属表层的纤维组织被压紧到难以分辨出晶粒的程度,形成一层流线,平稳绕过牙底并沿牙侧方向流动,此部分变形最大,形成拉长纤维组织的密度也最大。
(4)由于塑性变形过程中牙顶、牙侧和牙底三个位置受到的压应力各不相同,导致其晶粒的细化程度也不相同。牙底处晶粒最细,牙顶处晶粒
最粗,牙侧部分介于两者之间。
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钢成形工艺流程 篇4
双相钢激光拼焊板兼有双相钢板与激光拼焊板技术的优点,但是在常温下难以成形[5,6,7]。近年来,板料的温塑性成形方法开始得到广泛使用[8],可以运用到双相钢激光拼焊板成形中以提高其成形性能。然而,随着板料强度的增加,其成形性变差,特别是在拉深成形过程中,容易引起模具磨损、工件破裂等缺陷,双相钢激光拼焊板温拉深过程也不例外。
在工程实践中,工件多为非轴对称回转形状,而盒形件具有典型非回转对称形状特征,特别是其拉深过程中各部分的应力应变分布状态与复杂覆盖件有着诸多共性。因此本工作以盒形件为分析对象对双相钢激光拼焊板温拉深性能进行了研究,通过温单拉实验、盒形件拉深过程的有限元模拟与实冲实验以及金相实验,分析了双相钢激光拼焊板由常温到500℃各个温度下的力学性能与拉深性能,为双相钢激光拼焊板非回转特征工件的温拉深工艺及模具设计的优化提供了一定依据。
1 双相钢拼焊板母材及焊缝在各个温度的流变应力
流变应力是研究板料成形最基本的信息,并且其应力应变关系对于成形过程的有限元仿真也是必要的。因此本工作进行了B340/590DP双相钢母材和拼焊板由常温到500℃的温单拉实验,得到了拼焊板和母材的应力应变数据,通过等应变法[9,10]计算得到焊缝的应力应变曲线,最终经实验和计算所得的母材和焊缝的真实应力应变曲线如图1(a),(b)所示。
(a)母材;(b)焊缝
(a)base sheet;(b)weld
由图1(a)可以看出,双相钢母材在200～300℃之间存在明显的加工硬化现象,并且随着温度的升高发生了强度增大、塑性和韧性降低的现象。与常温下母材的拉伸实验相比,在200～300℃区间双相钢的成形性能几乎没有提高。在400～500℃区间成形时,主要是发生加工硬化和动态回复,根据拉伸真实应力-应变曲线可以看出,材料有明显的软化现象,双相钢强度小于室温拉伸时的强度,成形性能较好。由图1(b)可以看出,在室温～500℃区间,焊缝的强度要远高于母材。
2 双相钢拼焊板的温拉深研究
2.1 盒形件温拉深Abaqus有限元模拟
由于温拉深过程是一个复杂的动态非线性接触过程,因此,本工作选择ABAQUS/Explicit动态显式算法作为模拟平台。在ABAQUS前处理模块里完成板料和模具几何模型的建立。在ABAQUS的Property模块中赋予拼焊板的材料性能,B340/590DP双相钢激光拼焊板的母材和焊缝力学性能由前述实验得到,其中弹性模量为210GPa,泊松比为0.3,材料密度为7826kg/m3。需要定义4个接触面,3组接触对,它们分别是:板料上表面与凸模,板料下表面与凹模,板料上表面与压边圈下表面。选择刚体表面作为主面,变形体表面为从面。板料与模具接触面换热系数为3483W/(m2·K)。本分析过程是一个几何非线性、材料非线性和接触非线性的过程,选用C3D8R六面体缩减实体单元划分模具和板料网格。根据对焊缝和热影响区的综合考虑,拼焊板焊缝的宽度定为2mm。为节省计算时间,提高计算效率,采用1/2模型,如图2所示。其中,模具设置为刚体,板料为变形体。细化焊缝区网格,板料厚度方向划分为五层单元,焊缝与母材采用刚性连接处理,板料及焊缝网格划分如图3所示。
对1.0/1.0厚度比的拼焊板在室温、200℃、300℃、400℃和500℃下的等温拉深过程进行数值模拟。各温度下拼焊板的成形工况一致,即压边力为10MPa,冲压速率为10 mm/s,摩擦因数为0.1,根据工程实际情况,本工作采用厚度减薄率达到30%为破裂准则[11]。各温度下,拼焊板盒形件模拟的极限拉深高度如图4所示。可以看出,在同一成形工况下温度对拼焊板盒形件的极限拉深高度影响比较明显。在各成形温度下,拼焊板盒形件的最大等效应变位置均处在凸模圆角或凹模圆角区域,其中凸模圆角为减薄区,凹模圆角为增厚区。焊缝区与周围母材区的等效应变基本一致。随着温度的升高,焊缝区强度足够,不易发生破裂失效。
(a)室温;(b)200℃;(c)300℃;(d)400℃;(e)500℃
(a)room temperature;(b)200℃;(c)300℃;(d)400℃;(e)500℃
2.2 盒形件温拉深实冲试验
为了研究B340/590DP双相钢激光拼焊板在各个温度下实际的温拉深性能,本工作进行了方形盒形件实冲实验。图5显示了各个温度下双相钢激光拼焊板盒形件的极限拉深高度,图6指出了400℃时破裂发生在盒形件圆角处,焊缝界面没有发生破裂失效,其他温度下,破裂位置与焊缝界面情况与之相同。
实验结果表明,在同一温拉深工况下,温度对双相钢拼焊板盒形件的极限拉深高度影响显著,200℃和300℃拼焊板盒形件由于钢的蓝脆现象其成形性能不如室温,而400℃和500℃的成形性能则高于室温。在室温到500℃温度范围内,焊缝具有足够的强度和刚度,而不致发生失效破裂。
这些实冲结果与有限元模拟基本一致,验证了有限元模拟的可靠性,拼焊板盒形件的数值模拟预测高度与实验拉深高度比较如图7所示,模拟值比实验结果偏大,但其误差小于7%。
400℃和500℃时拼焊板成形性能要明显好于室温、200℃和300℃。这除了400℃不在拼焊板的蓝脆区的原因以外,还有动态回复和部分动态再结晶的产生使得材料出现了软化现象。为了进一步分析研究,本文用光学显微镜对400℃拉深后的盒形件分区域进行了微观组织观察,分别是:盒形件的平面凸缘部分(区域①)、盒形件拐角的直壁部分(区域②)、凸模圆角部分(区域③)和盒底部分(区域④),四个区域的金相组织如图8所示。可以看出,变形程度较大的区域②和③处于动态再结晶的起始阶段,发生了少量的动态再结晶但是动态再结晶程度较低。变形程度较低的区域①和④动态再结晶几乎为零。从金相分析实验来看,400℃和500℃时双相钢盒形件成形性能提高的原因主要是由于动态回复产生的软化。
3 结论
(1)通过温单拉实验,盒形件温拉深数值模拟与实验分析对B340/590DP双相钢激光拼焊板的温拉深性能进行了研究。通过实验分别得到了B340/590DP双相钢激光拼焊板从室温到500℃的力学性能和盒形件温拉深的极限拉深高度,为实际工程应用提供了一定的参考价值。
(2)成形温度对双相钢激光拼焊板盒形件极限拉深高度的影响比较显著,随着温度的上升,拼焊板盒形件的极限拉深高度呈上升趋势,但在200～400℃温度范围内出现了蓝脆现象。研究表明双相钢拼焊板在400～500℃温度范围内进行温成形,能获得较好的成形性能。
摘要：板料的温塑性成形方法已经得到广泛使用,可以运用到双相钢激光拼焊板成形中以提高其成形性能。以盒形件为分析对象对双相钢激光拼焊板的温拉深性能进行了研究,通过温单拉实验、盒形件温拉深过程的有限元模拟与实冲实验以及金相实验,分析了双相钢激光拼焊板由常温到500℃各个温度下的力学性能与拉深性能。结果表明:成形温度对双相钢激光拼焊板温拉深影响比较显著,在400～500℃温度范围内进行温成形,能获得较好的成形性能。
关键词：激光拼焊板,温拉深,盒形件,双相钢
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钢成形工艺流程 篇5
金属旋压成形技术是先进制造技术的重要组成部分, 它是使毛坯产生连续的局部塑性变形而成为所需空心零件的一种少、无切削的先进制造工艺,广泛应用于航空、航天和兵器等领域[1，2]。与其他成形方法相比,旋压技术具有加工工艺柔性好、设备简单、产品质量高、 易实现产品轻量化和柔性化等一系列优点[3，4]。
D406A全称为30Si2Mn Cr Mo VE,属于超高强度钢[5],广泛应用于航天领域。 发动机金属壳体一般通过旋压工艺实现, 而旋压毛坯主要靠加工锻件获得,材料利用率低,成本高,而采用板料卷焊方式代替锻件可以大幅度降低成本。 国内中南大学梁宝军等人[6]对覬1.2m D406A钢圆筒的旋压道次及工艺参数的选择进行工艺试验,最终摸索出符合产品要求的工艺参数。 北京科技大学侯宏亮等人[7]对覬1.4m D406A钢卷焊毛坯圆筒旋压工艺进行研究,调质处理后壳体焊缝位置抗拉强度达到母材强度92%,满足设计要求。 可见,采用板料卷焊圆筒旋压的加工方案可行。
2毛坯准备及试验条件
2.1毛坯准备
毛坯设计依据体积不变原理,并加一定余量,卷焊毛坯几何尺寸如图1 所示, 圆筒外径覬420.50+0.5mm,长度650mm,壁厚6.50+0.2mm,圆度0.8mm。 圆筒采用氩弧焊焊接,焊缝质量要求达到Ⅰ级标准,焊后进行X射线行探伤检验。 内外焊缝打磨,焊缝低于基材不超过0.3mm,且不允许有突起,卷焊外形无鼓肚、束腰、错口等缺陷[7]。
2.2试验条件
试验设备选用卧式三轮数控旋压机, 模具采用中空式旋压模胎,材质Cr WMn,旋轮形状为双锥面,圆角半径为R6, 锥角25°, 材质Cr12Mo V, 硬度HRC56。 旋压方式采用三轮错距旋压。
3试验方案
3.1旋压工艺方案
试验开始前,针对试验件的技术指标,制定了具体的旋压工艺参数,如表1 所示,整个旋压过程分两道次完成。
3.2热处理规范
试验结束后,在圆筒上截取试样36 件,包括环焊试样( 焊缝处环向试样) 、环向试样和轴向试样三类,每类试样各12 件,再将每类试样分为四组,每组3 件,分别研究材料在室温( 旋压态) 、650℃退火、720℃退火、调质态的机械性能。 具体的热处理制度如下: ①650℃退火( 去应力退火) 。 加热到( 650±10) ℃ , 保温( 90±10) min, 随炉冷却;② 720℃退火( 再结晶退火) 。 加热到( 720±10)℃,保温( 90±10) min,随炉冷却;③调质。 加热到( 930±10) ℃,保温( 60±10)min,油淬,300℃回火,保温180min,空冷。
4结果讨论
4.1圆筒体检测结果
旋压结束后,沿圆筒轴向每间隔200mm取一个截面,每个截面从焊缝位置处取点( 定义该点处在圆截面的第一象限) , 沿圆周顺时针方向每90°取一点, 共取4 个点, 测得每点处的壁厚及该截面的外径,如表2 所示。
从表2 可以看出,二道次旋压结束后,焊缝位置壁厚差较大, 整体来看, 圆筒壁厚在2.26mm~2.32mm之间, 外径覬410.10mm ~覬410.30mm, 截面1处外径明显大于其余截面,原因同前文所述一致。圆筒外径和壁厚换算成内径覬405.45mm~覬405.50mm,符合圆筒内径覬405.00+0.5mm设计要求。
4.2材料组织性能研究
4.2.1环向裂纹分析
一道次旋压结束时,圆筒焊缝处没有裂纹产生,中间未进行热处理退火,接着进行二道次旋压,旋压结束后,圆筒焊缝位置( 白带区域) 出现多处环向裂纹,呈现白色鱼鳞状,如图2 所示。
在电子显微镜下对焊缝裂纹区进行金相分析,断口呈锯齿状,如图3 所示。 究其原因:①该处位于焊接区域, 金属呈铸态组织, 晶粒粗大且分布不均匀,塑性较差;②一道次旋压结束后,没有进行再结晶退火, 旋压过程产生的加工硬化未及时消除而导致断裂。
4.2.2机械性能分析
在整个圆筒上截取未出现裂纹的筒段400mm,然后进行剖切,加工成标准的板形拉伸试样,再进行拉伸试验,研究室温( 旋压态) 、退火态、调质态下材料的机械性能, 获得了环焊试样( 焊缝处沿环向取样) 、基材( 未焊接区域) 环向试样和基材轴向试样的抗拉强度指标,如表3 所示。
从表3 可以看出,旋压态材料各向异性较大,退火处理后, 材料在环向方向的强度略高于轴向方向的强度,各向异性基本消除。焊缝处抗拉强度设计要求 σhb≥1490MPa, 实际焊接强度在1500MPa以上,满足设计要求。 抗拉强度设计要求 σb≥1620MPa,实际抗拉强度 σb=1546~1598MPa, 这是由于圆筒表面没有防氧化涂料,经调质处理后表面脱碳严重,导致强度有所下降。
如表4 所示为不同热处理状态下试样屈服强度指标。 四种热处理状态下,材料的屈服强度Rp0.2 从高到低依次为:调质态>>旋压态>>720℃退火>650℃退火, 四种状态材料的屈强比分别为:0.87、0.86、0.78、0.77,屈强比越小,材料发生塑性变形的程度越大,符合金属材料塑性变形理论。
如表5 所示为不同热处理状态下试样断后伸长率指标。 由图可见,退火态材料延伸率大于30%以上,较旋压态显著提高,这与退火态下材料的屈强比小有关。 调质态下基材延伸率为10%,而焊缝处材料延伸率小于8%,这是由于卷焊圆筒采用氩弧焊,焊丝与基材之间存在一定差异,焊丝强度低,导致延伸率偏低。
5结论
本文通过对D406A卷焊毛坯旋压成形工艺研究,以及热处理工艺对圆筒组织性能的影响,得到以下结论:
( 1) 对卷焊毛坯进行旋压工艺试验,获得的圆筒外形尺寸符合设计要求,而焊缝处出现环向裂纹,因此, 一道次旋压结束后, 必须对圆筒进行退火热处理,消除材料加工硬化现象。
( 2) 研究了板形拉伸试样在室温、退火态和调质态下材料的机械性能, 获得了焊缝处环向试样、基材环向试样和轴向试样的机械性能。 对比发现,退火处理可以消除材料各向异性,且材料具备良好的塑性。 调质处理前,必须在圆筒内外表面刷防氧化涂料,防止圆筒表面脱碳,确保其机械性能满足设计要求。
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钢成形工艺流程 篇6
正向成形加工过程如下:预先加工与要成形的产品形状一致的木模,将木模置于金属板材下方并且紧贴金属板材,然后用夹紧装置固定住金属板材。在计算机控制下,成形压头先走到模型的顶部设定位置,即加工轨迹的起点,对板材压下设定的压下量,然后按照第一层断面轮廓,以走等高线的方式,对板材施行渐进塑性加工。在模型顶部板材加工面形成第一层轮廓曲面后,成形压头再压下一个设定高度,沿第二层断面轮廓运动,并形成第二层轮廓曲面。如此重复直至整个工件成形完毕。原理如图1所示。
目前,国内外学者的研究主要集中在金属板材渐近成形中板料的成形性能、各种工艺参数对成形过程的影响、成形过程中成形力的变化、成形过程的有限元模拟、板料的回弹研究以及直壁件成形方法等。但是这些研究主要集中在理论基础方面[2],有关金属板材渐近成形技术的应用很少,由于实际产品的复杂性,在成形过程中会产生各种问题。本工作基于渐近成形技术对滚塑模具成形的研究,对比了三个单人滑梯滚塑模具的成形结果,根据产品的结构特征,针对成形过程中出现的产品失效以及缺陷问题,分析了产生原因,结合成形参数因素(成形工具头直径、Z轴进给量)对产品成形性能的影响,在此基础上提出改进措施。
1 滚塑模具的渐进成形方法
1.1 实验条件
单人滑梯滚塑模具的建模通过UG软件中的建模(Modeling)部分生成需要加工的几何模型,再通过UG软件中的加工(Manufacturing)部分生成加工轨迹,继而生成G代码用于数控成形设备加工;数控成形设备为研制的数控柔性快速成形机,其机床尺寸:L×W×H=6430mm×3500mm×3590mm,工作台尺寸:1960mm×1300mm,板料夹持尺寸:2200mm×1540mm,工作精度为±0.1mm以内。正成形所需的支撑模型材料选择高密度板,大型龙门式数控铣模机作为木模加工设备;板料夹具选用金属压板、大力钳和C形夹;成形工具为球头成形头。
1.2 产品结构特征以及成形方案
如图2所示,单人滑梯滚塑模具的滑道面有6条筋状结构,并且产品的头尾部分的成形角度比较大,分别为60°和65°。
为了分析成形过程中成形参数因素(成形工具头直径、Z轴进给量)对产品成形性能的影响,设计以下成形方案(见表1)。选用成形材料为厚度1mm的ST12钢板,其屈服强度与抗拉强度为130MPa和270MPa。
2 成形缺陷与分析
2.1 筋状结构
如图3所示,单人滑梯滑道面成形件中有6条筋状结构,经过激光扫描仪进行的曲面反求结果得出6条筋状结构之间的凸起和内凹之处都与设计数据有细微偏差,如表2所示。
由表2可知,在成形单人滑梯滚塑模具滑道上的筋状结构时,3个成形件均产生了两类缺陷(图4):(1)成形后筋状结构有突起现象;(2)筋之间的部分并非所期望的平整的零件,而是有局部内凹现象。如图4所示,第一类缺陷是由于渐进成形过程中,板料的变形并不是理想的单点变形,而是在很小的局部范围内,故形成局部突起,成形深度越深,凸起越明显;第二类缺陷的成因与第一类缺陷的成因相反,即远离成形工具头区域的材料虽然发生一定的变形,但与成形工具头周围的材料相比很小,从而在它周围的材料随着成形工具头下降的同时该区域却变形很小,从而形成局部内凹。相比之下2号成形件产生的缺陷要比1号和3号成形件大,因为2号件的工具头直径较小,压头和拟成形材料间的接触面积较小,故成形力也相对较小,对材料施加的贴模力不够,导致2号缺陷要比1号和3号成形件大。
2.2 破裂缺陷
在成形1号件尾部结构时,板材由于过度减薄而开裂,如图5所示,而在成形2号件与3号件时却无此现象。在金属板材渐近成形过程中,制件壁厚t与板材毛坯厚度t0及成形倾角θ遵循余弦法则(t=t0cosθ,t0表示初始厚度,θ表示此处切线与水平方向夹角,成形角),如图6所示。
金属板材渐进成形的成形极限与零件的成形角θ有关,如果成形角超过了其材料的成形极限角,则零件会产生破裂[3]。由于ST12钢板的成形极限角为68°[4],图2所示的单人滑梯滚塑模具尾部结构的成形角为65°,并未超过ST12钢板的成形极限角。
如图7(a)所示,采用大Z轴进给量(1.5mm)时,在已成形的上一个轨迹和正在成形的轨迹之间的深灰色区域,材料被滚压到靠模上,同时,水平位置上的区域2被拉进正在成形的区域。这种类似于滚动的过程应用了合页效果,对材料进行折弯而非拉伸,有效减少了对已成形区域的拉伸作用,因而降低了对板材的减薄效应。而采用小Z轴进给量(0.5mm)时,如图7(b)所示,成形下一轨迹时,成形头在上一轨迹的已成形区域上进一步成形,材料被挤压到成形头前端的未成形区,造成在成形头后的已成形区无可用材料;而板料在垂直方向受力远大于水平方向,造成已成形区域的拉伸减薄作用。
由于在成形1号件的时候采用了较小的Z轴进给量,而且单人滑梯滚塑模具尾部结构的成形角接近ST12钢板的成形极限角,因此板料由于过度拉伸减薄而破裂。
(a)大Z轴进给量;(b)小Z轴进给量
(a)big Z axis feed;(b)small Z axis feed
2.3 回弹缺陷
对3个成形后的整体产品进行曲面反求,数据对比发现成形后的3个成形件均产生了回弹(见表3),由于成形后要卸载压边力,因此积聚在板材内的残余应力得到了释放,而由于残余应力从成形初期开始就逐渐叠加,因此成形后期的板材内残余应力最大,所以3个成形件成形后期的回弹量均大于成形初期的回弹量。
由表3可知,1号成形件平均回弹量与最大回弹量最小,2号成形件的平均回弹量和最大回弹量最大。对比1号成形件与3号成形件(见图8),可知在成形工具头直径相等的情况下,Z轴进给量越大,回弹量越大。这是由于随着Z轴进给量的增加,板材已成形区对正在成形区的影响减少,因此板料的成形过程趋向于折弯而非拉伸。加工时间可以明显降低,但是零件表面粗糙度也增加很快,成形力也有很大增加,从而造成后续板料的面内产生大的压应力,随着成形的进行,板料内积聚的残余应力较大,当卸载压边力后引起的回弹也较大。
对比2号成形件与3号成形件(见图9),可知在Z轴进给量相等的情况下,成形工具头直径越小,成形后的回弹量越大。这是因为随着成形工具头直径的增加,成形工具头与板料之间的接触区域增加,成形力也相应增加,更利于板料贴紧支撑模,抑制回弹的发展。
3 改进措施
增大成形工具头直径对减小回弹有一定作用,这是因为随着成形工具头直径的增加,工具头与板料间的接触区域增加,使回弹不易发展。但成形工具头直径过大,对半径小的过渡圆角和尺寸小的结构加工不到,在成形类似于筋状结构时候不能保证成形精度。所以,工具头直径选择要根据成形工件形状结构复杂程度以及材料性能综合考虑[5]。在确定进给量时,也应该根据加工表面粗糙度、成形力、回弹等综合考虑。另外,根据前面所述的余弦法则可知曲面越陡,减薄效应越明显,会导致板材开裂[6],因此成形件工艺性也该考虑。
根据前面的失效分析,采用工具头直径为20mm,Z轴进给量为1.0mm的成形方案,得到的成形件如图10所示,经过曲面反求后得到的数据对比后发现可以解决上述缺陷问题。
4 结论
(1)金属板材渐进成形技术具有柔性加工优势,适用于快速成形复杂曲面钣金件,在滚塑模具开发方面具有很大的前景,可以满足现代滚塑行业产品更新快、品种多、批量小等特点。
(2)成形过程中,尽量避免加工成形角过大的成形件或者接近于直壁的成形件,如果遇到具有这种外观形状的成形件时,可以适当增加Z轴进给量,使成形工具头对材料进行折弯而非拉伸,以此减少对已成形区的拉伸作用,降低减薄效应,避免成形件过度拉伸而破裂。
(3)当成形件上有加强筋或者类似于加强筋的结构时,为了避免缺陷的产生,可以考虑在保证成形质量的前提下适当增加成形工具头的直径。
(4)采用金属板材渐进成形技术成形钣金件时应该综合考虑成形过程中的工艺、工具参数(成形角、工具头直径、每层进给量等),合理选择加工参数(如增大或减少成形工具头直径及增加或减少每层进给量)有助于板材的高质量成形。
摘要：将金属板材渐进成形技术应用于单人滑梯的滚塑模具成形。在介绍单人滑梯滚塑模具成形原理的基础上,实验比较了不同成形参数下单人滑梯滚塑模具的成形结果,根据产品的结构特征,针对成形过程中出现的产品失效以及缺陷问题,分析其产生原因,获得了成形参数(成形工具头直径、Z轴进给量)对产品成形性能的影响规律,并提出了改进措施。结果表明,金属板材渐近成形技术用于滚塑模具的成形是可行的,综合考虑成形件工艺性、进给量、工具参数和加工参数,能保证高质量的成形。
关键词：渐进成形,滚塑模具,缺陷,成形工艺
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楔块精锻成形工艺研究 篇7
楔块形状比较复杂, 锻造成形规律很难准确掌握。以往由于缺乏理论分析手段, 在工艺设计上采取试错法, 需要不断调整工艺参数以及修改模具, 不仅开发成本高, 而且周期长[1]。通过在锻造工艺开发中应用数值模拟技术, 即在计算机上模拟整个成形过程, 得到任一时刻坯料的变形场量信息, 从而指导工艺设计人员优化成形工艺。
1 工艺分析
楔块的材料为42Cr Mo, 外形复杂, 截面变化大, 底面开有镶铜条的凹槽, 增加了成形难度。摩擦吸能的使用工况决定了楔块3个摩擦表面的摩擦因子有一定要求, 须直接锻造成形, 并且对表面质量如平面度、氧化皮凹坑等也有严格要求[2]。所以, 楔块精锻成形的难点主要是较高的尺寸精度和摩擦面的直接锻造成形。
2 有限元模型的建立
楔块的成形是一个复杂的过程, 伴随着各种因素的交互作用, 比如坯料的尺寸、坯料在模具中的摆放位置以及各种边界条件等。为了分析这些因素的作用, 在专业软件Deform中建立了热力耦合有限元分析模型 (见图2) , 各种模拟参数如下:材料选用ANSI 4140 (与中国的42Cr Mo相近) ;采用1/2模型, 10万个四面体网格划分;摩擦因数0.3, 坯料与空气、坯料与模具的换热系数分别为0.02 N/ (sec·mm·℃) 和5 N/ (sec·mm·℃) ;上模下压速度250mm/s。
3 模拟结果分析
图3所示为精锻时坯料成形各个阶段的情况, 图4为行程—载荷曲线。从图3、4可以看出, 在模具刚开始接触坯料的初始变形阶段, 先成形底部的的凹槽和上表面的凹档, 此时的载荷小而平稳 (图4中的a阶段) 。在b阶段载荷上升比较平缓, 此时上模与坯料的接触面积增大, 底部凹槽基本成形。随着滑块下压, 坯料与上模紧密接触 (见图4中的c阶段) , 载荷快速上升, 并开始形成飞边。在上模接近打靠位置时, 载荷急剧上升, 挤出飞边, 零件最终成形, 最大载荷为638 t。
楔块底面的凹槽两端在成形过程中其金属流动比较复杂, 在刚开始成形时模具楔入坯料, 此处金属与模具之间的间距比较大, 最终打靠时很高的三向压应力迫使金属充填先前存在的空隙, 这样金属汇流容易造成折叠。图5的模拟结果表明了这一点, 而实际的情况如图6所示, 尤其是在坯料的宽度比较小的情况下出现折叠的概率比较高, 实际生产也证实了这一点, 通过采取出坯时严格控制宽度尺寸的措施减少了锻件的报废。
此外, 由于楔块下模成形凹槽的筋凸起9 mm, 精锻时坯料放正不易, 因此设置了坯料偏置2 mm、4mm、6 mm三种情况进行数值模拟。在坯料偏置4mm时还不会对楔块成形造成很大的影响, 但在偏置6 mm时出现了相应部位坯料充填不满的情况, 由此表明在实际生产中需要关注坯料在模具中的位置, 否则锻件将出现质量问题。
变形的基本参数—温度对锻件的晶粒度、晶粒均匀度、成形工艺和模具寿命均有直接的影响。为了控制好锻件的内在质量, 必须严格控制始锻温度和终锻温度。成形打靠阶段楔块剖面上的温度分布如图7所示, 可见温度最高的区域出现在楔块芯部, 尤其是在尾部飞边的桥部, 高达1 150℃, 而温度最低的区域出现在坯料与模具接触区。这主要是因为芯部一方面受模具冷却作用小, 另一方面随着变形过程的进行, 塑性功生成的热量对芯部温度也有一定的补偿作用[1]。由于上、下模的接触传热, 楔块表面温度较低, 而其表面和芯部的温差较大容易产生热裂纹, 所以必须控制始锻温度不能太高 (低于1 100℃) 以及缩短锻件在模具中的停留时间。
4 工艺路线
综合数值模拟和工艺试验所取得的结果, 为了保证降低切边造成的锻件变形, 增加了整形工序, 最终楔块精锻工艺路线为:下料→剥皮→出坯→终锻→切边→整形→喷丸, 锻造温度区间900~1 100℃, 锻造设备使用560 kg空气锤和1 000 t摩擦压力机, 并且加强对出坯宽度尺寸、坯料摆放位置和锻造温度的控制, 以保证精锻质量。
5 结论
采用Deform软件对楔块的精锻过程进行了数值模拟, 得到了变形过程中坯料的变形场量信息和载荷曲线, 为精锻工艺的优化设计指明了方向。此外数值模拟还准确预测缺陷产生的位置, 为生产过程中发现问题、解决问题提供了科学依据。综合数值模拟和工艺试验, 成功开发了楔块的精锻工艺。
参考文献
[1]吕成等.重型燃机叶片锻造过程数值模拟与工艺优化[J].大连理工大学学报, 2007 (3) :353-357.