高强钢热处理工艺（精选5篇）
高强钢热处理工艺 篇1
随着高强钢连续退火工艺技术的发展, 各种快速冷却技术不断被开发出来。本文具体列举了常用的几种方法, 具体如下:
1 气体喷气冷却 (GJC)
20世纪60年代初, 美国GE、M-R公司相继开发出气体喷射冷却技术, 其发明是早期连续退火技术的一大进步, 其冷却速度比最早的辐射冷却大为提高, 但相比其它后来开发的技术, 冷却速度较慢。
2 冷水淬技术 (WQ)
冷水淬是日本原NKK公司于20世纪70年代初研究开发的技术, 是到目前为止应用于连续退火速度最快的冷却方法。该方法的主要缺点是需要另外增加酸洗及再加热设备, 生产工艺复杂, 能源消耗大, 另外, 在水淬过程中由于带钢表面蒸气膜去除不均匀导致冷却不均, 从而使淬火后带钢力学性能不均及板形较差, 影响到后续通板。水淬工艺的关键在于如何保证淬火过程中钢板宽度方向上的冷却均匀性以保证均匀的力学性能及良好的板形, 对此, 有的钢铁公司采用高速喷射高压水的方法来去除带钢表面的蒸气膜以实现冷却的均匀性, 这需要摸索以确定优化的喷射压力、喷嘴间距等工艺参数。
3 辊式冷却 (RQ) 及相关冷却技术
辊式冷却是日本NKK公司于20世纪80年代初开发成功的冷却方法。辊冷是使带钢与内部用水冷却的铜辊接触, 通过热传导来实现带钢冷却, 其局部的最大冷却速度可达 (100~300) ℃/s。冷却速度的控制可通过带钢与水冷辊的接触时间来调节, 接触时间则通过钢带运行速度及水冷辊的移动位置来控制。这种方法冷却速度较快并可准确控制带钢冷却的终点温度, 而且免去了后续的酸洗工序, 因而降低了生产成本, 尤其适合于要求能同时生产高表面质量的软钢和低强度等级高强钢的机组。辊式冷却的主要特点是带钢在冷却过程中要与辊子接触, 而且必须很均匀的接触, 否则带钢将产生不均匀冷却, 因此辊冷前后必须设置张紧辊来加大张力以增加接触的均匀性, 但仍然不易实现均匀冷却, 尤其是高强钢在辊冷后的收缩及发生相变时的膨胀导致的板形不良, 这使冷却不均并进一步加剧了板形恶化。此外, 由于带钢与辊子之间存在相对滑动, 影响了带钢的表面质量, 同时水冷辊的工作条件较恶劣, 因此辊子的寿命不长。辊冷和水淬复合冷却 (RQ+WQ) 以及喷气冷却和辊冷 (RQ+GJC) 复合冷却[14]是NKK对连续退火冷却技术的进一步发展, 其中, 辊冷和水淬复合冷却 (RQ+WQ) 工艺是先采用辊冷将带钢冷却到一定温度后进行水淬, 这种工艺提高了带钢的冷却速度;喷气冷却和辊冷 (RQ+GJC) 复合冷却则是在带钢水冷辊的背面施加喷气冷却, 这不仅提高了带钢冷却速度, 而且有利于带钢的板形。
4 高速气体喷射冷却 (H-GJC)
高速气体喷射冷却是日本川崎和新日铁公司于20世纪80年代开发成功的冷却方法, 通过使用相对设置的喷嘴对高温带钢高速喷射保护气体以实现快速冷却。80年代初, 川崎钢铁公司 (KSC) 和三菱重工有限公司 (MHI) 合作建造了多用途连退机组KM-CAL, 该机组采用的就是HGJC。在HGJC方面, 继川崎之后, 新日铁也做了很多研究开发工作, 并于1987年左右正式应用到八幡2号连退线上, 随后新日铁在国内外建造了近10条采用了H-GJC的连退线主要用来生产镀锡板, 后来也用于汽车和家电板。喷嘴形式多采用有规律排列的圆筒状喷嘴, 后来进一步发展成为窄缝状喷嘴。与普通的气体喷射冷却相比, H-GJ C的喷气速度很快而且喷嘴与带钢间的距离缩短, 其冷却速度比辊冷和水淬小, 但冷却的均匀性好得多, 所以对板形的影响较小。
5 气-水双相加速冷却 (Ac C)
Ac C技术于20世纪80年代由新日铁开发成功。传统的GJ C冷却速度较低, 为了增加冷却速度在GJC气相中加入微细液相水 (水雾) , 就发展成了Ac C技术。其喷嘴为口琴式, 具有气体侧向喷射窄槽, 确保了喷嘴在带钢宽度方向上的均匀冷却;Ac C的冷却能力可通过改变供水量来控制, 实现了对不同厚度的带钢保持相同的冷速;为确保带钢冷却的终点温度, 设计的喷嘴布置须确保其带钢的湿霖减至最少, 并采用气刀喷嘴和水刀喷嘴等湿霖阻隔装置。Ac C法的缺点是由于水雾和带钢直接接触, 带钢表面易氧化, 因而在后续工序中需增加酸洗及Ni薄镀层处理工序, 增加了设备投资及运行成本。
6 热水冷却 (HOWAC)
热水冷却是比利时冶金研究中心及比利时Cockerill-Sambre公司在1984年共同研究开发的冷却技术。它采用的热水温度在90℃以上, 一般在98℃左右, 冷却速度为30~150℃/s, 一般在热水槽后部还设有水雾喷射冷却装置或他们最近开发出来的湍流冷水淬装置 (TWICE) 以调节冷却速度。HOWAC通过沉没辊组的上下移动, 使得冷却终点温度控制方便, 而这点对冷水淬技术而言是不可能实现的, 但HOWAC法后续工艺中需增加酸洗工序及酸再生设备, 而且生产的带钢板形较差。
7 高氢保护气体喷射冷却 (H2-HGJC)
高氢保护气体喷射冷却 (H2-HGJC) 是欧洲STEINHEVRTEY公司近年新发展起来的一种快速冷却技术, 由于H2导热系数是N2的7倍, 该技术采用高氢气含量的保护气体高速喷射到需要冷却的带钢表面, 使冷却速度可达150℃/s, 可以较好的实现以相变强化为主的现代高强钢的连退和热镀锌生产。与普通高速喷气冷却一样, H2-HGJC的冷却非常均匀, 因此冷却后的带钢板形良好, 另外, 由于高浓度氢的还原特性, 使得被冷却带钢的表面变得非常洁净, 故改善了表面质量同时大幅度提高了高强度热镀锌产品的可镀性。高氢保护气体喷射冷却的开发成功为一条机组同时生产高表面质量板和高强钢创造了条件。由于氢气的易燃、易爆的特点, 高氢保护气体喷射冷却工艺的关键在于如何实现预定工艺而保证炉体的安全运行。
以上各种方法中, 采用与水有关的快速冷却技术易使带钢表面氧化, 后续工序需要增加酸洗工序, 这不仅降低了带钢的表面质量而且使工艺复杂化, 因此, 不用水冷的“干式”快冷技术如高氢保护气体喷射冷却 (H2-HGJC) 引起了人们的重视。现代冷轧超高强钢的发展, 从某种意义上说, 就是快速冷却技术的发展, 如何提高快速冷却速度同时不使工艺复杂化是各钢铁公司研究的重要方向。
参考文献
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高强钢热处理工艺 篇2
关键词：支架结构,高强钢,钢焊接技术,焊接工艺
通常来说, 高强钢合金的体系都比较的复杂, 且钢板在强度增加强度之后, 其焊接裂纹的敏感性也会增加, 淬硬的倾向也就更大。由此, 在支架选用时, 需对所选用高强钢焊接的性能有一定的了解。本文即针对屈服强度为900MPa级的高强度钢焊接性能作为研究的事例, 介绍高强钢焊接性的研究方法及过程。
1 高强钢焊接的特性
在液压支架中, 通常都会选择使用高强钢, 这已经成为了不可逆转趋势, 可由于高强钢对于缺口敏感性, 使焊接件容易出项开焊、裂纹等的问题。统计显示, 液压的支架结构件中由裂纹引发结构件失效的事故占了所有事故70%~80%。当高强钢板的屈服强度大于500MPa时, 集中的敏感性会有所增强, 屈服强度的利用率也会显著的减小。高强钢对于应力的集中高敏感性会使高强钢焊接结构的强度低于低强度的钢, 这就失去选择高强钢的意义。因此, 更具科学性的选择有良好焊机性高强钢合金的体系, 对所选的具体材料来进行焊接工艺制定就显得尤为的重要。
2 高强钢焊接的研究目的及内容
高强钢焊接研究主要是为了对材料焊接性进行研究, 通过对材料中出现的焊接问题的研究, 进一步改进所选材料;对焊接的工艺进行初步的制定, 其中焊接的工艺包含有焊接的材料、焊接的方法、焊接的参数等;对于焊接性实验方法中初步拟定参数, 进行调整和检验。
高强钢焊接的主要内容包括工艺焊接性的试验、基础的试验及使用焊接性的试验。
3 高强钢焊接的工艺性研究
钢焊接的工艺是整个钢焊接质量控制重要的环节, 应通过具有较可靠焊接性的焊接工艺作为焊接的依据。焊接的工艺是焊件制造的施焊要求及加工的方法, 其中包含有制定工艺的措施, 比如焊接前预热的温度、焊接后热处理的方法等;确定焊接的工艺参数, 比如焊接的热输入量、各层间温度控制等。在低合金高强度的钢焊接中, 所面临的主要问题有:防止裂纹;在确保高强度的要求同时, 需进一步提高焊接热影响区及焊缝金属冲击的韧性。本文就是从焊接裂纹的防止及焊接热影响区冲击韧性的提高这两方面来研究屈服强度为900MPa的高强钢的焊接工艺性。
3.1 确定预热温度
在进行焊接之前对试件的局部或者全局加热, 这一焊接措施称为预热, 其最主要的作用就是为了使接头处热影响区温度的梯度有所降低, 使其能在比较宽范围内得到相对均匀温度的分布, 以此来减少温度的应力峰值。同时, 也通过预热控制焊接接头冷却的速度, 延长奥氏体的冷却, 使其转变为温度范围内冷却的时间, 以此来减少或者避免淬硬组织。此法还有利于加快焊缝中氢扩散和逸出, 来防止产生冷裂纹。冷却的时间值并不一定是越高就越好, 如果选择过高了, 会对工作条件有所恶化, 也会在局部预热的条件下产生附加的应力, 使裂纹的倾向进一步加大。故, 预热的温度应该根据焊材和钢材的焊件厚度、焊材成分、焊接方法、结构的刚度及环境的温度等运用相关的焊接试验来加以确定。
3.2 焊接的输出热和层间的温度
焊接热循环主要的影响因素是焊接线的能量。如果焊接方法和材料一定, 焊接接头组织和性能就取决于线能量大小。不符合条件的焊接线, 其将导致最终焊接接头的性能恶化, 其中低合金高强钢的表现尤为敏锐。而随着焊接线的能量不断增加, 焊接接头屈服的强度及其抗拉的强度就呈现有规律下降的趋势, 冲击的韧性也会显著下降。这主要是由于随着焊接线的能量不断增加, 焊接的热循环在相变温度之上停留的时间也有所增加, 特别是在焊接的热循环为800~500℃时, 随着冷却的时间增加, 热影响区的晶粒也随之长大, 金相的组织发生了变化, 其性能也变差, 并使热影响区的范围增加, 软化带也随之变宽。
3.3 金相的分析
在不同焊接的工艺参数条件之下, 焊缝金属的组织就是均匀细小针状的铁素体及贝氏体混合的组织。当焊道的温度从150℃提升为200℃时, 焊缝金属金相的组织变化不太显著, 焊接的热输入量也由1.04KJ/m m, 提升为1.45k J/m m, 焊缝金属金相的组织中也出现粒状的贝氏体。在不同焊接工艺的参数体条件之下, 屈服强度为900的钢焊接过热组织都是马氏体及贝氏体混合的组织。当热输入层为1.04KJ/m m、层间150℃时, 钢焊接的过热组织为马氏体和少量的贝氏体;当热输入为1.04KJ/mm、层间为200℃时, 焊接过热区的组织为马氏体和下贝氏体, 其中下贝氏体占有较多的比重;当热输入为1.45KJ/m m、层间为150℃时, 焊接过热区的组织为马氏体和少量的下贝氏体。由此可见, 随着钢焊接过热量地提升, 焊缝的金属组织中, 粒状的贝氏体组织和重热区所占有的比例将逐渐减少, 最终导致焊缝金属低温的降低。如果道间的温度由150℃升至200℃, 高强钢韧性的提升致使焊接过热区中下贝氏体所占有的比例也提升。综合上述因素, 考虑到焊接的接头冲击韧性, 焊接的热输入量应控制在1.04KJ/mm左右, 而焊道间的温度也应控制在150℃左右, 从而得到较理想焊接的接头组织。
4 结语
通过对焊接的理论及高强钢焊接的分析, 选用SHT900的钢, 并通过一系列试验确定焊接后热处理工艺, SHT900的钢具有很好的焊接性。相信只要运用合适焊接的工艺就能获得良好焊接的质量。
参考文献
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[2]白玲, 史志强, 史永吉, 肖鹏, 王林.大型钢箱梁焊接收缩变形及其控制[J].钢结构, 2001.
高强钢热处理工艺 篇3
本文针对某型飞机的30Cr Mn Si A高强钢焊接模拟件,展开了力学特性研究。焊接模拟件为一次焊接板件,加工状态分别是焊后热处理与焊后不热处理。对焊接接头进行了拉伸、疲劳试验,测定其疲劳S-N曲线,分析其拉伸强度与疲劳寿命薄弱部位,研究了热处理对30Cr Mn Si A高强钢焊接接头力学性能的影响,验证热处理对焊后结构的力学性能的重要性。
1 试样制备与试验方法
1.1 试样制备
试验材料为30Cr Mn Si A高强钢,其化学成分如表1所示。依据航空标准HB 5287—1996《金属材料轴向加载疲劳试验方法》,试样采用标准试验件,试样结构及相关尺寸如图1所示。焊接母材为2.0mm厚的30Cr Mn Si A高强钢板材。
试样分为焊后热处理与焊后不热处理两种加工状态。模拟件的焊接采用CO2气体保护焊,焊丝采用H08Mn2Si A。焊接时不开坡口,直接焊接,单面一次焊透。焊接电流为68~70 A,焊接电压为17.2~17.5 V,气体流量为10~11 L/min。试样的焊接技术条件按HB/Z 5134—2000执行,焊缝为二级焊缝。焊接的起弧点和收弧点基本位于焊缝中点,在取样的时候避开起弧、收弧点。对于焊后进行热处理的试样,其具体的热处理工艺见图2。
所有试样的焊缝保留余高。焊缝的无损伤检测要求按照HB 5135—2000执行。试验件表面经过校平、吹砂并涂501防锈油。图号和编号采用喷码标识在两端。
1.2 试验方法
拉伸强度试验参照ISO 4136:2001金属材料焊缝破坏性试验,疲劳试验参照航空标准HB 5287—1996《金属材料轴向加载疲劳试验方法》。试验在MTS材料试验机上进行,试验环境为室温干态(RTD)。拉伸试验加载速度为1 mm/min;疲劳试验采取R=0应力比,加载频率为20 Hz,疲劳极限对应的加载次数取2×106。在KH—7700型数字显微镜下对两种加工状态的试样进行显微组织观察。
以上试验,拉伸试验每种加工状态取3件。疲劳试验采用成组法和升降法,每种加工状态升降法试验件数为13件,成组法不少于4组,每组不少于5件。
2 试验结果与讨论
2.1 对拉伸强度的影响
分别对焊后热处理与焊后不热处理试样进行拉伸破坏试验,试验结果如表2所示。可以发现,30Cr Mn Si A焊接件具有很高的拉伸强度。热处理对焊接接头的拉伸强度具有显著的影响,焊后热处理可以明显提高焊接接头的拉伸强度。根据拉伸试件宏观形貌特征可知,所有试样均在热影响区(HAZ)处破坏。这说明热影响区是30Cr Mn Si A焊接接头拉伸强度的薄弱环节。
2.2 疲劳强度
从试件宏观形貌特征可见,所有试件疲劳断裂位置均为焊缝处,说明其疲劳寿命薄弱部位为焊缝处。并且根据疲劳试验结果,得到焊接件不同生产状态下的疲劳极限,对应加载循环数为2×106。综合所有的疲劳试验数据,拟合S-N曲线方程如下:
疲劳极限以及式(1)方程中常数m和C见表3。
由表3可知,焊后热处理可以明显改善30Cr Mn Si A高强钢焊接接头的疲劳强度,热处理的焊接接头的疲劳强度比未热处理的接头疲劳强度提升了10%以上(升高35.5 MPa)。根据试验数据绘制中值S-N曲线如图3所示。可以发现,在高应力低周疲劳区,两种加工状态的焊接接头疲劳强度近似。随着循环载荷应力的降低,两者的疲劳强度的差别逐渐拉大,即在高周疲劳区,焊后热处理的焊接接头疲劳强度明显优于焊后不进行热处理的焊接接头。
2.3 疲劳断口形貌
图4通过对比两组加工状态的断口图,可以发现热处理减少了焊缝区的气孔缺陷。焊后进行热处理,减小了残余应力,进一步释放了焊缝金属中的有害气体,使焊缝的气孔缺陷减少,这对提高接头的疲劳强度十分有利。
3 结论
(1)30Cr Mn Si A高强钢焊后不进行热处理的焊接接头的拉伸强度为1 079.86 MPa,中值疲劳强度为316.0 MPa;焊后热处理的焊接接头的拉伸强度为1 229.89 MPa,中值疲劳强度为351.5 MPa;经过热处理后,30Cr Mn Si A高强钢焊接接头的力学性能得到明显改善,拉伸强度提高近14%,中值疲劳强度提高10%以上。
(2)热影响区是焊接接头拉伸强度的薄弱部位,而接头疲劳性能的薄弱部位则是焊缝。
(3)焊后热处理可以减少焊缝区的气孔缺陷,改善焊接接头的疲劳性能。
参考文献
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高强钢热处理工艺 篇4
Q690D高强板屈服强度较高,热影响区淬硬倾向和氢致裂纹敏感性较大,焊接过程中容易产生冷 裂纹。目前国 内Q690高强钢JCOE钢管焊接工艺还不成熟,处于研发阶段。与此同时,招商局重工江苏有限公司要建造一台3000t浮吊,让我公司为他们试 生产一批Q690D高强钢JCOE钢管,钢管外径800mm,厚度分别为26mm、28mm、30mm。为了满足用户需求,我公司决 定对Q690高强钢的 焊接工艺 进行研究,开发Q690高强钢JCOE钢管新产品。通过不断地进行焊接工艺评定试验,总结出一套合理的焊接工艺,通过小批量试生产,最终生产出了合格的Q690D高强钢JCOE钢管。
1材料准备
(1)Q690D钢板生产厂家为河北钢铁集团 舞阳钢铁 有限责任公司,规格为30×2500×9500,其化学成分和机械性能如表1、表2所示。
单位:%
(2)埋弧自动焊焊丝和焊剂生产厂家为德国OERLIKON公司,焊丝牌号FLUXOCORD42,直径4.0 mm;焊剂牌号OP121TTW。焊丝和焊剂化学成分及熔敷金属力学性能如表3~5所示。
单位:%
单位:%
(3)气体保护焊焊丝生产厂家为德国DRAHTZUGSTEIN公司,焊丝牌号STEIN -MEGAFIL742M,直径1.2mm。焊丝化学成分及熔敷金属力学性能如表6、表7所示。
单位:%
(4)20%CO2+80% Ar混合气体。
2焊前准备
(1)铣边、铣焊接坡口,钢板宽度及坡口尺寸示意图如图1所示。
(2)焊剂烘干:焊剂为烧结焊剂,烘干温度300~350℃,烘烤时间2h,随后在烘烤箱中缓冷。
(3)钢管预弯、成型后,将内焊道坡口两侧30 mm范围内母材上的油、锈、水等污物清理干净。
3施焊
3.1合缝、预焊
钢管边合缝边预焊,预焊采用手工气 体保护焊,焊接工艺如下:
(1)焊前用火焰预热,预热温度150~200℃,要求边预热边焊接。
(2)焊接参数如表8所示。
(3)焊后缓冷:边焊接边保温。焊接完成后,即时用石棉垫进行保温,缓冷至室温。
3.2引、熄弧板焊接
采用手工气体保护焊。
(1)引弧板和熄弧板的厚度及坡口尺寸必须与钢管的厚度和坡口尺寸相一致。
(2)焊前用火焰预热,预热温度150~200℃。
(3)引、熄弧板焊接参数如表8所示。
3.3钢管内焊、外焊
(1)焊前用电加热箱进行预热,焊接采用单丝多层多道焊,焊接工艺参数如表9所示。
(2)内焊完成后,应即时用石棉垫进行保温,缓冷至室温。
(3)外焊缝根部用碳弧气刨进行清根处理,气刨完成后,用磨光片将坡口表面的渗碳层全部清理干净。
(4)外焊前用电加热箱进行预热,焊接采用单丝多层多道焊,焊接工艺参数如表9所示。
(5)内、外焊缝结构示意图如图2所示。
(6)外焊完成 后,应立即用 电加热箱 对钢管焊 缝进行200℃/2h焊后热处理,然后再进行保温,缓冷至室温。
(7)焊接完成后,按工艺要求对钢管进行整圆处理,确保钢管圆度满足用户要求。
4检验
(1)钢管焊接完 成48h后进行无 损检测,结果如表10所示。
(2)焊缝力学性能检测结果如表11所示。
(3)焊接接头宏观金相、维氏硬度检测如图3、图4所示。
1)焊缝宏观金相图片显示,内、外焊缝全部熔合,重合量约3mm。
2)焊接接头维氏硬度(HV10)检测结果如表12所示。
5结语
高强钢热处理工艺 篇5
高强铝合金具有密度小、强度高、加工性能好等特点, 广泛应用于航空、航天及民用工业, 是航空航天工业的主要结构材料之一[1,2,3], 具有重要的战略地位。其中Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金是目前高强铝合金中综合性能最好、研究最充分、应用最广泛的合金材料之一。所研究的7050铝合金是在7075合金基础上, 通过增加Zn和Cu含量、调整Cu/Mg比值并添加Zr代替Cr后, 开发出的强度、断裂韧性和塑性等都较高的Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金。7050高强铝合金承载能力优良, 适合制作各类结构件, 其热加工工艺主要有铸造、挤压、轧制和锻造等[4,5,6,7], 而锻造工艺得到的结构件强度最大、断裂韧性最高, 更适合用于航空航天等工业领域应用。但是, 坯料在锻造过程中存在位错运动剧烈并大量塞积的现象, 导致局部应力集中, 而且, 未经热处理锻件中存在大量的第二相颗粒, 严重降低了锻件的塑性和韧性, 并有可能使锻件在使用过程中发生断裂与失效, 为此需要对锻件进行合理的热处理。现有研究发现, 固溶处理能将绝大部分非平衡结晶相固溶, 并消除第二相颗粒对锻件韧性和后续加工性能的影响[8,9];固溶后的冷压变形能消除淬火导致的残余应力, 同时使锻件中存在一定数量的位错滑移和攀移, 因此, 能够阻碍锻件时效后析出的第二相粒子的运动, 提高锻件强度;同时, 时效处理能析出大量的弥散粒子, 这些细小的粒子能起到钉扎位错的作用, 使位错运动受阻, 从而大大提高锻件的强度。
本文以铸坯改锻工艺为例, 结合有限元软件DEFORM-3D对7050高强铝合金的锻后热处理工艺进行模拟分析。研究固溶、冷压和时效处理过程对锻件残余应力影响, 降低7050高强铝合金锻件的残余应力, 提高其强度和韧性, 满足航空航天工业对Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金锻件的更高技术要求。
1 锻件热处理仿真模型
1.1 热处理技术要求
选用7050高强铝合金铸坯锻件为研究对象, 其主要化学成分如表1所示。锻件尺寸为290mm×290mm×465mm, 依据锻件厚度方向的尺寸和热处理技术规范要求 (T7452) , 制定了配套的锻后热处理工艺方案:固溶+人工时效:465±3℃固溶, 125℃×6h+180℃×12h时效。锻件固溶处理时水温要求不高于35℃, 且锻件固溶处理后冷压缩1%~5%永久变形以消除残余应力, 然后人工时效。同时控制固溶处理后转入下道工序的时间间隔不超过2h。7050高强铝合金铸坯锻件的锻后热处理工艺流程图如图1所示。
1.2 有限元分析模型
锻后空冷方式能够有效降低锻件的残余应力, 因此选择空冷后的锻件数值模型作为本文热处理分析的有限元模型[10], 即在DEFORM-3D软件中直接导入空冷后的7050高强铝合金锻件的“.db”模型文件。固溶处理模拟时, 炉温设定为465℃, 传热系数为0.2N/ (s·mm·℃) , 时间步长为2s, 步数为3600步。
固溶后的淬火过程工件模型直接取自固溶后的“.db”文件, 从而保证了残余应力的遗传性。淬火过程中介质温度设定为20℃, 传热系数为20N/ (s·mm·℃) , 时间步长为0.01s, 步数为3000步。
锻件固溶冷却后迅速对其进行1%~5%的冷压缩变形, 以有效改善锻件的残余应力, 并防止随后热处理过程中的锻件开裂现象。为分析冷压缩量对锻件残余应力的分布影响, 分别按照1%、3%和5%的冷压缩量进行了有限元模拟, 冷压缩工件模型直接取自锻件淬火后的“.db”文件。冷压过程中的压下速度为4mm/s, 时间步长为0.1s, 步数为60步, 最大压缩量为5%, 因此12步、36步和60步分别对应1%、3%和5%的冷压缩量。
2 固溶、淬火及冷压过程模拟
固溶处理能同时提高材料的强度、塑性和韧性并消除残余应力, 固溶后淬火能保留固溶组织, 同时提高材料的强度和硬度, 但淬火会产生较大的热应力, 需要对其进行一定量的冷压缩变形。采用DEFORM-3D软件模拟7050高强铝合金固溶和淬火过程, 并主要分析研究锻件固溶处理和淬火过程的温度与残余应力的变化规律。
2.1 温度场分析
模拟得出的固溶处理过程中的锻件温度变化规律如图2所示, 其中最小温度为锻件中心区域温度, 最大温度为锻件表面温度。
从图2可以看出, 在3900s处锻件中心区域温度达到465℃, 此时锻件全部热透, 余下时间为保温固溶时间, 7050高强铝合金锻件在上述热处理过程中, 粗大的第二相颗粒发生了固溶, 因此强度、塑性和韧性都有所提高[11]。
7050高强铝合金锻件在固溶处理后应当迅速淬火, 以保留其固溶组织, 防止晶粒长大, 提高材料强度和硬度。经计算, 淬火30s后锻件的温度分布如图3所示。锻件轴向端面到中心区域的距离最长, 为了描述锻件淬火30s时表面与中心区域的温度分布, 从纵向端面中心到锻件中心依次选取30个分析点, 这30个点的温度分布如图3所示。由于端面点的坐标很难确定, 导致该点悬浮在坯料外, 其温度为0℃, 但实际上表面温度至少为20.6℃。
结合图3和图4可知, 锻件在淬火时表面温度很快降到环境温度, 但中心区域的温度降的很慢, 淬火30s后中心区域的温度仍在400℃以上。图4中曲线上的拐点表示温度增长速率的变化, 这与有限元计算中单元温度的不连续有关, 而且还跟材料的热导率有关, 因为材料的热导率是温度的函数。
2.2 残余应力场分析
通过对固溶、淬火以及冷压缩过程进行数值模拟, 得到了整个热处理过程的残余应力分布, 图5、6、7分别表示了固溶、淬火以及不同程度冷压缩后的锻件残余应力分布。
固溶处理后锻件的残余应力分布如图5所示, 观察可知, 固溶处理后锻件的残余应力基本消除, 特别是棱边的拉应力基本消除, 可以忽略。
淬火后锻件残余应力分布如图6所示, 锻件淬火后残余应力发生了很大变化, 这是由于锻件内外温降速率不同, 锻件中心区域温度与表面相差很大, 导致锻件表面产生了较大的拉应力。
观察图6可知, 淬火后锻件外表面残留有拉应力, 长轴向端面的拉应力稍小, 为30MPa左右, 而锻件侧面拉应力稍大, 为50MPa左右。与图5比较发现, 淬火后锻件表面残留有较大的拉应力, 这会影响到后续热处理过程和锻件性能。
淬火结束后对坯料进行不同程度的冷压缩变形处理, 通过对冷压缩过程的数值模拟, 得到了不同冷压缩量下的锻件残余应力的分布规律, 如图7所示。由图7a可以看出, 锻件冷压缩1%后, 淬火残余的拉应力基本消除, 长轴向端面较小区域残留着较大的压应力, 其他区域残留有非常小的应力, 这样的应力分布使高强铝合金的抗应力腐蚀性能很强。从图7b可以看出, 锻件经冷压缩3%后, 长轴向两端面和侧面都分布有压应力, 各顶点处残留有非常小的拉应力, 这样的应力分布可以有效地防止锻件裂纹的产生, 从而便于后续工艺的进行。从图7c看出, 在5%的冷压缩量下, 锻件与工模具之间摩擦作用明显, 并考虑上道工序变形鼓肚的影响, 使得长轴向端面上压应力减小, 拉应力增大, 同时在锻件各顶点及其附近出现较大的拉应力, 达到60MPa左右, 这些拉应力较大的区域在使用过程中更容易出现裂纹。
通过以上分析, 将锻件固溶淬火后的冷压缩量控制在3%比较合适, 能够达到消除淬火锻件表面的拉应力, 并使锻件大部分区域保留一定的有益压应力, 从而能够有效地抑制后续处理过程中的裂纹产生。
3 时效过程模拟
选择3%冷压缩量后锻件进行时效过程的有限元模拟, 模拟模型直接取自锻件冷压缩3%后的“.db”文件, 初始温度为20℃, 传热系数为0.220N/ (s·mm·℃) , 时间步长为6s, 步数为7200步。模拟得到的锻件时效后的残余应力分布, 如图8所示。
从图8看出, 锻件时效后长轴向端面残留有微小的压应力, 能够抑制裂纹的产生。锻件的残余应力非常小, 而且时效过程能有效地消除锻件表面剩余的残余应力。
4 结论
本文研究了7050高强铝合金锻件的热处理过程, 其中固溶过程能有效消除锻造残余应力, 而淬火过程使锻件表面残留有较大的拉应力, 这是由于较大的锻件内外温差造成的, 对比三种冷压缩量变形量发现, 1%的压缩量能有效减小锻件表面的拉应力, 并使锻件残余应力整体较小;3%的压缩量不但能消除锻件表面的拉应力, 还能使锻件残留有有益的压应力;5%的压缩量虽然消除了锻件表面的拉应力, 但由于摩擦等效应又会在锻件局部出现较大的拉应力。
摘要：通过有限元模拟分析, 研究了7050高强铝合金锻件的热处理工艺过程, 获得了热处理过程中的温度场分布与变化规律, 并计算了热处理过程中的残余应力分布。结果表明, 固溶过程能有效去除锻件成形过程中的残余应力, 但淬火过程又会在锻件表面形成较大的拉应力, 这与淬火过程中较大的锻件内外温度梯度有关。按照工艺要求, 在随后对锻件进行的不同变形程度的冷压缩后发现, 3%的压缩量不但能消除锻件表面的应力, 还能使锻件残留有非常有益的压应力, 从而能够有效地抑制后续处理过程中的裂纹产生。通过研究验证了7050高强铝合金锻件热处理工艺设计的合理性, 具有一定的工程参考价值。
关键词：7050高强铝合金,锻件,热处理,工艺,模拟
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