08AI与65Mn的点焊及其接头组织性能分析

在厚1.2 mm的08Al与厚1.0 mm的65Mn异种材料的点焊过程中,为了减少可淬硬钢65Mn在焊接过程中所形成的缺陷以及获得优质的异种材料的点焊接头,对双脉冲点焊工艺进行了试验研究。详细分析了熔核的微观组织,测定了熔核直径和硬度分布,并对接头进行了剪切及拉伸试验。实验结果表明,当采用焊接压力3 800 N,一次脉冲电流7.7 kA,通电时间0.24 s;二次脉冲电流4.6 kA,通电时间0.7 s的点焊工艺时,可使点焊熔核得到充分回火,熔核中心未出现二次淬硬组织。其硬度值约HV400。点焊接头的抗拉伸载荷1 380 N,抗剪载荷3 580 N,塑性比38.5%,综合机械性能符合使用要求。     

燃料电池用镀镍钢片微电阻点焊接头组织性能研究

采用微电阻点焊对0.3 mm厚的燃料电池用镀镍钢片进行焊接,通过单脉冲和双脉冲对比的方法,研究了点焊接头的组织性能。结果表明:点焊接头的抗拉值随焊接电流的增大呈现出先增大后减小的规律。单脉冲接头的抗拉值优于双脉冲,硬度值也高于双脉冲。焊核中心分布着尺寸、形状不一的块状铁素体;双脉冲接头中镍元素的分布较为均匀,但不利于接头性能的提高,组织为贝氏体和粗大的柱状晶。焊核中心由富镍环组成,其成分为α-Fe和(α-Fe,FeNi3)的混合物。     

65Mn弹簧钢点焊接头组织及其分布

对６５Ｍｎ弹簧钢点焊接头组织及其分布进行了较为系统的研究，指出通过回火参数的调整，可以对接头组织及其分布进行较为精确的控制，从而改善接头的力学性能。     

0．3mm厚镀镍钢片微电阻点焊接头组织性能研究

本文采用微电阻点焊对厚度0．3mm的镀镍钢片进行了连接,利用光学显微镜,电子精密拉伸机等分析测试手段,研究了焊接电流、电极压力和焊接时间对焊接接头成形及组织,性能的影响。研究结果表明,当焊接电流为2．3kA、电极压力为160N、焊接时间为3cyc时,接头成形良好,抗剪切强度为552．1N,接头断裂形貌为“纽扣”状。焊接接头熔核区显微组织由粗大柱状晶构成,晶内析出针状铁素体及板条马氏体组织,焊接接头显微硬度高于母材。     

Mg/Al异种材料点焊接头显微组织研究

采用三相次级整流电阻焊机,对2mm厚AZ31B镁合金和LF6铝合金进行点焊试验,并采用扫描电镜、能谱分析、X射线衍射和显微硬度测试等方法,对Mg/Al异种材料电阻点焊接头进行了研究。结果表明,点焊熔核呈帽形,熔核组织形态以细小的等轴树枝晶为主,熔核边缘存在少量的柱状晶。Mg/Al点焊中Al原子的扩散速度远远大于Mg原子,在靠近镁侧形成了Mg17Al12金属间化合物层,其硬度高达251HV。     

镁合金电阻点焊接头组织结构特点

为了提高镁合金电阻点焊接头的力学性能,采用光学显微镜、激光共聚焦扫描显微镜、x射线衍射仪研究了接头的微观组织和相组成.结果表明,接头主要由熔核和热影响区(HAZ)所构成.熔核一般包括两种不同的组织形态,即熔核边缘的胞状树枝晶和熔核中心的等轴树枝晶.熔核是由大量的α-Mg相和少量的β-Mg17Al12相所组成.相对于未熔化的母材晶粒,热影响区晶粒变粗,并伴随晶界熔化.当焊接电流为23 kA,焊接时间为8个周波,电极力为4.5 kN时,熔核边缘的胞状树枝晶细化,而熔核中心的等轴树枝晶有向等轴晶转化的倾向,且平均晶粒尺寸为12.96μm.     

钛合金胶接点焊与电阻点焊接头性能对比分析

分别对1.5 mm厚的钛合金板进行胶接点焊和电阻点焊连接,获得了不同焊接电流下的胶接点焊和电阻点焊接头,从熔核的C扫描图像、接头的失效载荷和断口形貌等方面,对比分析了胶接点焊和电阻点焊的接头强度及失效样貌. 结果表明,通过观察A扫描信号的变化与C扫描图像的特征,能够很好的划分接头的热影响区、熔合区、熔核区以及检测出接头的熔核直径和焊接缺陷. 随着焊接电流(7.0～10.0 kA)的逐渐增大,接头熔核直径及失效载荷呈递增趋势;当焊接条件相同时,胶接点焊接头的熔核直径普遍大于电阻点焊接头,但接头的强度相当. 当电流在7.0～8.5 kA时,接头强度不足,熔核区的断口处出现大小不等的韧窝,呈现出韧性断裂特征;当电流为10.0 kA时,接头强度较高,主要呈现出韧性断裂与准解理断裂特征.     

2024铝合金电阻点焊与回填式搅拌摩擦点焊接头组织和性能

为了研究铝合金材料回填式搅拌摩擦点焊搭接接头与电阻点焊搭接接头的性能差异,采用2024铝合金材料分别开展了回填式搅拌摩擦点焊以及电阻点焊焊接试验。针对采用不同焊接方法获得的焊接接头的微观组织结构、显微硬度以及十字剥离强度进行了分析与对比研究。结果表明,2024铝合金回填式搅拌摩擦点焊接头相对于电阻点焊接头,焊点形貌更加美观,可获得小尺寸的等轴细晶组织,不存在柱状晶组织结构,焊接接头力学性能明显提高,体现出了该焊接方法的技术优越性。     

双相钢胶焊与电阻点焊接头性能对比分析

从接头的拉剪力、熔核的微观组织、动态电阻曲线和焊接性范围4个方面.对比分析双相钢透胶胶焊和电阻点焊的接头性能.结果表明,胶焊熔核开始形成时间提前于点焊,使得在小电流情况下胶焊的焊点拉剪力要普遍高于点焊;胶焊在中等电流情况下便会产生严重飞溅,使得在大电流情况下点焊焊点拉剪力要更高些.因此,在制定胶焊的焊接工艺参数时应选择比电阻点焊偏低的焊接电流,而适度增加焊接过程的电极力有利于抑制飞溅产生.     

薄钢板点焊接头超声信号分析

采用水浸超声聚焦直入射法对镀锌薄钢板点焊接头进行了质量评价。详细分析了点焊接头的A扫描信号、B扫描及C扫描图像特征,探讨了沿焊核直径B扫描评价焊点质量方法的可行性。研究结果表明,采用这种方法不但可以定性评价虚焊接头与完好接头,还可以定量计算出上下表面压痕深度及熔核直径。对比沿焊核直径B扫描图像与横截面的金相图像,两者吻合较好,证实了检测结果的准确性。     

65Mn弹簧钢的激光焊接组织及性能

采用5kWCO2激光器对65Mn弹簧钢进行焊接处理.利用光学显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRI))、扫描电镜(SEM)、显微硬度仪、电子万能试验机及残余应力测定仪对激光焊接接头的显微组织、硬度、抗拉强度、拉伸断口和残余应力进行了研究.结果表明,65Mn弹簧钢经激光焊接后,焊缝中心区组织为等轴晶,近中心区为枝状晶和胞状晶的混合组织,边缘区为少量的胞状晶;在热影响区(HAZ)中,过热区主要是由粗大的针状马氏体组成,相变重合区主要是由较细小的针状马氏体组成,在部分相变区主要由铁索体+珠光体组成.焊接接头主要由α-Fe,Fe3C和FeSi等相组成.焊缝区和HAZ的硬度最高值分别为720HV和770 HV,从HAZ到基材硬度明显下降;焊接接头的抗拉强度平均值为475MPa,焊缝中心区的残余应力平均值为105MPa,热影响区的应力平均值为-60 MPa.     

ML08Al线材混晶组织原因分析与改进措施

针对柳钢高线生产的φ6.5 mm ML08Al低碳冷镦钢盘条近表面出现混晶组织的问题，分析了加热工艺、变形工艺及吐丝温度对产生混晶组织的影响，并对相应的温度制度进行了优化。一加热段迅速将钢坯加热至880～920 ℃，二加热段控制在1 080～1 120℃，均热段控制在1 050～1 090 ℃，各段温度控制精度±12 ℃，加热时间不小于95 min，有利于奥氏体晶粒均匀化，大幅度降低钢坯表面与芯部、头部与尾部温差；结合水箱冷却能力及轧机设备能力，预精轧结束后对轧件快速冷却，将入精轧温度由970 ℃降至860 ℃，将轧件冷却至奥氏体未再结晶区轧制，同时利用精轧机组机架间水冷系统，控制终轧温度为990～1 020 ℃，以避免轧件变形过程温度过高导致奥氏体晶粒异常长大；吐丝温度由原先的950 ℃降至830 ℃。采用优化工艺后，获得了晶粒尺寸均匀的F+P组织，改善了ML08Al盘条冷镦性能。     

ML08Al线材混晶组织原因分析与改进措施

针对柳钢高线生产的φ6.5 mm ML08Al低碳冷镦钢盘条近表面出现混晶组织的问题，分析了加热工艺、变形工艺及吐丝温度对产生混晶组织的影响，并对相应的温度制度进行了优化。一加热段迅速将钢坯加热至880～920 ℃，二加热段控制在1 080～1 120℃，均热段控制在1 050～1 090 ℃，各段温度控制精度±12 ℃，加热时间不小于95 min，有利于奥氏体晶粒均匀化，大幅度降低钢坯表面与芯部、头部与尾部温差；结合水箱冷却能力及轧机设备能力，预精轧结束后对轧件快速冷却，将入精轧温度由970 ℃降至860 ℃，将轧件冷却至奥氏体未再结晶区轧制，同时利用精轧机组机架间水冷系统，控制终轧温度为990～1 020 ℃，以避免轧件变形过程温度过高导致奥氏体晶粒异常长大；吐丝温度由原先的950 ℃降至830 ℃。采用优化工艺后，获得了晶粒尺寸均匀的F+P组织，改善了ML08Al盘条冷镦性能。     

热轧工艺对65Mn钢显微组织及力学性能的影响

研究了热轧工艺对65Mn钢组织与性能的影响。采用电子探针显微分析仪(EPMA)和透射电镜(TEM)对热轧组织进行了表征。结果表明:通过控制热轧工艺,可获得珠光体和贝氏体两种初始组织。随着终轧温度和终冷温度的降低,先共析铁素体含量和珠光体体片层间距逐渐减小,强度、硬度逐渐升高。相比珠光体组织,热轧贝氏体组织具有更高的强度,抗拉和屈服强度分别为943 MPa 和648 MPa。     

65Mn钢连续冷却转变动态CCT曲线及组织

利用膨胀法结合金相-硬度法,在Gleeble-3500热模拟机上测定了65Mn钢连续冷却转变动态CCT曲线;研究了冷却速度对组织的影响。结果表明,当冷却速度小于10℃/s时,转变产物为铁素体和珠光体;当冷却速度为10～40℃/s时,转变产物是铁素体、珠光体和马氏体;当冷却速度大于40℃/s时,转变产物为完全马氏体组织。     

65Mn钢连续冷却相变及大尺寸工件淬火组织

用淬火变形膨胀仪测定65Mn钢连续冷却相变组织及其临界冷速。结果表明,65Mn钢临界冷速为25℃/s,低于该冷速主要发生珠光体相变。65Mn钢大尺寸φ130 mm柱状试样淬火后组织性能研究发现,柱状试样半马氏体厚度为距表面7.5 mm左右。距表面距离大于10 mm时,组织为索氏体+少量马氏体+少量铁素体。距表面5～10 mm处冷速明显变小,硬度剧降,10 mm至心部硬度和冷速均匀。     

65Mn钢"零保温"淬火组织及性能研究

对65Mn钢进行不同加热温度、"零保温"和保温20min淬火处理,然后对比分析温度对强度和奥氏体晶粒度的影响,并分析发生各种变化的原因,通过分析得出强度与奥氏体晶粒度随温度变化的规律.结果表明,在850℃时,"零保温"淬火强度值较高,奥氏体晶粒度比较细小.     

退火温度对08Al冷轧板组织性能和织构的影响

在实验室条件下模拟罩式退火,运用金相显微镜、扫描电镜、微型控制电子万能实验机和X射线衍射仪研究了08Al冷轧深冲用钢不同退火温度（610～700℃）对其显微组织、力学性能和再结晶织构的影响。结果表明：在实验退火温度下,冷轧板在690℃的组织和综合力学性能最优,{111}〈UVW〉织构组分的百分含量最高,{111}〈UVW〉/{001}〈110〉的比值最大,所以在690℃08Al钢可获得最优的深冲性能。实验用钢在700℃退火组织中出现了大晶粒和对深冲性能有害的半网状和网状渗碳体,因此退火温度应该控制在700℃以下。     

65Mn钢弹簧垫圈断裂分析

65Mn钢盘条在放置过程中出现部分盘条自然断裂,并且在压扁卷簧时发生断裂。通过化学成分分析、断口分析、金相检验等方法,对65Mn盘条和成品的断裂原因进行了分析。结果表明,贝氏体组织是造成65Mn钢盘条自断及卷簧过程中断裂的主要原因。结合65Mn钢贝氏体组织形成条件和生产实际,解释了贝氏体形成的原因,由此提出了改进措施。     

65Mn带钢分层原因分析

对65Mn带钢在淬火时发生严重分层的试样进行了金相组织、扫描电镜和能谱分析。指出造成65Mn淬火时分层的主要原因是带钢厚度方向上中间一层严重的片状MnS夹杂物所致。