残余力学性能

残余力学性能（精选四篇）

残余力学性能篇1

早期研究认为钢丝的力学性能主要取决于其化学成分、组织结构(如珠光体片层间距)、夹杂物及表面损伤等微观缺陷。由于应力测量和分析手段的限制,残余应力所起作用一直未能澄清。随着中子衍射仪、同步辐射X射线衍射技术及ANSYS和ABAQUS等数值分析计算工具的发展及应用,使钢丝残余应力的测量精度及研究深度得以改善,从而揭示了残余应力对钢丝力学性能的重要影响[2]。

1 珠光体钢丝的残余应力

残余应力是材料中发生了不均匀弹性变形或不均匀弹塑性变形的结果。对于冷拉拔珠光体钢丝,宏观残余应力主要来源于拉拔形变时外表面和心部间的塑性流变差异,以及铁素体与渗碳体间的相间应力,同时部分塑性形变能主要以位错的形式累积,构成微观残余应力的来源。拉拔工艺过程中产生的残余应力往往是变形、热和相变影响的综合结果。

Willemse等[3,4,5,6,7,8,9,10]从理论及试验上揭示了冷拔珠光体钢丝的残余应力分布状态。由于钢丝的形状及其珠光体片层结构等特性[11],中子衍射及同步辐射X射线衍射技术是残余应力研究的主要技术手段。钢丝经过单道次或多道次拉拔形变后,沿三向(轴向、周向和径向)出现了明显的应力梯度分布: 表面沿轴向出现残余拉应力,在心部为残余压应力;周向应力随钢丝半径方向的分布特点与轴向应力的规律相似;对于径向应力而言,钢丝心部受压应力作用,表面的径向应力逐渐减小至零,其中渗碳体对珠光体钢丝整体的应力平衡及宏观残余应力有着重要的影响[12]。

2 残余应力对钢丝力学性能的影响

钢丝通过模具时,在三向应力状态作用下(两向压、一向拉)发生不均匀的弹塑性变形和加工硬化,沿拉拔方向形成纤维状组织,同时引入可观的残余应力,使钢丝的力学性能发生显著变化。实际应用中大家比较关心的钢丝性能指标主要有: (1) 强度,主要指极限强度σb及屈服强度σ0.2;(2) 韧性,主要包括延伸率、扭转值、反复弯曲值等;(3) 应力松弛及疲劳性能;(4) 抗环境促进断裂性能。需特别指出的是,随着钢丝使用环境的日益苛刻,不少用户对钢丝的扭转性能提出了更高的要求,并将扭转值作为一项重要的指标。

2.1 残余应力对钢丝拉伸性能的影响

早期钢丝研究出于对钢丝更高强度极限的偏好,多集中在冷拉拔形变钢丝的生产工艺探索及其强化机理研究上。因残余应力的影响常被钢丝冷拉拔形变的表面形貌、材料特性及其组织结构方面变化所掩盖,其作用长期以来并不受重视。实际钢丝产品,如预应力钢铰线,除极限强度外,屈服强度(σ0.2)和延伸率σ也是重要的指标。若将残余应力简单类比平均应力,作为外加载荷叠加在钢丝上,则其大小及分布将会影响钢丝的应力-应变曲线;同时,钢丝的轴向残余应力沿截面具有梯度分布特征,表面残余拉应力的存在有可能使钢丝外表面先于心部产生屈服。

Pelippean A等[8,9]研究了残余应力对钢丝拉伸性能的影响得出类似的结论,即残余应力的存在会使钢丝在大应变拉拔形变后仍具有良好的塑性变形能力。虽然钢丝的断裂延伸率随应变的增加而下降,但扭转塑性和断面收缩率却近似保持不变。拉拔过程中在心部引入的轴向残余压应力弥补了加工硬化引起的塑性损失,从而使得钢丝仍体现出足够的韧性。断裂延伸率的降低并不是因为断口处变得更脆,而是冷拉拔过程中过早发生应变集中所引起的。

拉拔过程中一个参数的微小波动都会对钢丝初始屈服阶段产生重大影响,这可能与不同拉拔工艺导致钢丝中残余应力的差异有关,如文献[13]报道了模具半顶角σ对钢丝拉伸曲线的影响:σ为8°时生产的钢丝相比于4°时的钢丝,其σp减小了1/2,而σ0.2则下降了10%,这来源于前者大的塑性流变导致数值更大的表面残余拉应力。研究进一步发现残余应力会促进钢丝屈服, 即钢丝表面存在的轴向拉应力会相应降低珠光体钢丝的屈服强度,但是不影响其抗拉强度σmax,而残余应力的增加会使屈强比σ0.2/σmax下降,该比值是评价预应力钢铰线的重要指标。显然通过降低钢丝表面的残余拉应力水平可以改善预应力钢铰线的使用性能。

实践证实,机械处理、热机械处理、合金化及表面处理[14,15,16,17]等工艺均可改善钢丝的残余应力水平。这些工艺通过连续拉伸、弯曲作用或结合相应的热处理降低了钢丝的表面残余拉应力。实际生产中主要采用2种处理工艺:一是钢丝经过连续多道次拉拔形变后再增加一道应变量极小的(1%面缩率)的拉拔处理;另一种常称为稳定化处理,即钢丝在经受一定拉伸应力作用的同时进行热处理。

图1[13]给出了经2种工艺处理后珠光体钢丝的残余应力分布及相应的应力-应变曲线,并以处理前的钢丝作为比较。结果表明有限元分析与试验所得结果吻合得十分理想,处理工艺均明显降低残余应力水平,同时不降低钢丝原有的强度极限。

2.2 残余应力对钢丝应力松弛行为的影响

所谓应力松弛是指材料在外加应力的作用下保持一定的应变后应力的减小或损失。与之对应的效应是蠕变,即在一定应力作用下材料应变所发生的改变。在预应力结构中这2种现象均与材料的粘塑性有关。对于应用于预应力混凝土结构的钢铰线,其应力松弛性能是非常重要的[18,19]。若预应力钢铰线在0.7σb应力作用下保持1000h后,应力松弛值小于初始应力值的2.5%,则该预应力钢铰线可被认为是低松弛的。

文献[20]对铁素体及珠光体钢丝的应力松弛行为进行了系统研究,发现钢丝初期的应力松弛行为与表面残余拉应力密切相关,残余拉应力水平越高,应力松弛的幅度越大。进一步研究表明,通过给钢丝施加低于钢丝屈服强度的拉伸应力(0.7σ0.2及0.8σ0.2),可以降低钢丝表面的残余拉应力及内部的应力梯度。图2给述了珠光体钢丝经处理后的残余应力分布及应力松弛曲线,可见通过稳定化处理,钢丝的应力松弛效应得到了改善,经过稳定化处理的珠光体钢丝经过600h的蠕变试验后仍维持一定的应力水平。

预应力对应力松弛的作用所存在的争议可从残余应力的角度来加以解释。预应力的作用取决于其与残余应力的耦合效果:在残余应力水平很低的情况下,由于预张拉对钢丝残余应力分布的改善作用不够明显,收效往往甚微;若钢丝残余应力较高时,预张拉可明显改变钢丝表面的残余拉应力水平及其内部分布,从而减小应力松弛程度。

2.3 残余应力对钢丝疲劳性能的影响

据不完全统计,工程中约有80%的材料失效归因于疲劳破坏。在疲劳过程中构件承受的应力为交变应力。一般认为,构件在疲劳破坏的过程中,残余应力起平均应力的作用,可用Goodman公式进行描述:

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式中:σb和σm分别为抗拉强度及平均应力,σundefined为平均应力为0时的疲劳极限,σundefined为对应平均应力为σm时的疲劳极限,m为平均应力敏感因数。

当存在残余应力σr,并认为它与平均应力等效时,式(1)可改写为:

σundefined=σundefined-m(σm+σr)=(σundefined-mσm)-mσr (2)

由式(1)和(2)可知,残余应力引起材料疲劳极限的变化Δσundefined为:

Δσundefined=-mσr (3)

可见,残余压应力会使钢丝的疲劳极限提高,相反拉应力则使其降低,且残余应力作用的大小与m值密切相关。但需要指出的是,平均应力在应力循环中保持为恒值,而钢丝的残余应力存在梯度分布,在经受交变应力作用时其数值会发生变化,实际钢丝表面存在的裂纹和内部缺陷也使其疲劳问题变得更为复杂。

残余应力是冷拉拔珠光体钢丝疲劳性能的控制因素之一。虽然珠光体钢丝的高周疲劳寿命受残余应力的影响不大,但其疲劳阀值受残余应力影响。文献[21]通过对原始钢丝样品(表面残余应力小于100MPa)在不同应力水平下进行热弯,获得了不同表面残余压应力(200～400MPa)的样品,然后在一定的应变范围内以不同的名义应力比(R=σmax/σmin)进行疲劳试验,同时采用相同的参数进行有限元模拟。试验及其模拟得到的疲劳极限演化与残余应力的变化规律相当一致: 在高应力水平范围内疲劳寿命几乎不受残余应力的影响, 但当应力接近疲劳极限时,疲劳寿命则显示出对残余应力和初始流变的强烈依赖。

实验证明拉拔应变因其改变了钢丝中的位错结构、片层间距和残余应力分布而成为影响其疲劳强度的决定因素之一。Katagiri 等[22]的研究表明珠光体钢丝表层硬度和残余应力对珠光体钢丝的疲劳性能存在着重要的影响,当拉拔应变水平约为2.5时珠光体钢丝存在一个疲劳强度的峰值,这种疲劳极限的峰值仅在珠光体钢丝中出现,在此之前残余应力随应变水平的增加而单调增加。通过测量经不同温度回火处理和喷丸处理后的钢丝(应变水平为3.5)的S-N曲线时发现:当低于300℃回火处理时,应变时效和周期性的应变强化占主导地位,疲劳极限随回火温度的升高会在400℃左右出现一个峰值,此时钢丝的表面残余拉应力几乎已完全松弛,500℃回火后钢丝的疲劳极限也高于原始拉拔状态下的疲劳极限。喷丸处理对钢丝表面硬度的影响不大,但使表面残余应力从1000MPa变为-300MPa,疲劳极限也有不同程度的提高。根据以上结果,Katagiri推断疲劳极限的提高是由残余拉应力的降低引起的。因为疲劳裂纹一般都在试样表面萌生,因而表层残余应力对控制疲劳极限显得尤为重要。

如前所述,Goodman公式可以定性评价残余应力对疲劳性能的影响,但钢丝的应力状态较为复杂,所以适用于单轴应力状态的Goodman公式此时过于简略;另一方面,相比于S-N曲线,对疲劳裂纹扩展速率da/dN与应力强度因子范围ΔK之间内在联系的研究更有助于对钢丝疲劳断裂机制[23,24](涉及疲劳短长裂纹的萌生及扩展过程)的了解。文献[24]结合线弹性断裂力学(LEFM)及其弹塑性断裂力学(EPFM)理论,并考虑到疲劳裂纹尖端塑性区对裂纹扩展的影响,建立了钢丝表面存在缺陷时疲劳短裂纹的扩展模型:

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式中:ΔKp,eff为考虑了裂纹尖端塑性区影响的有效应力强度因子范围, ΔKth,eff为有效疲劳门槛值,C′和m′为待定系数。运用该模型很好地预测了钢丝样品的疲劳极限,但是其试验用钢丝样品的表面残余应力很低,所以模型是否可直接应用于具有大数值表面残余应力的钢丝还需进一步研究。

2.4 残余应力对钢丝环境促进断裂行为的影响

钢丝在实际应用中往往处于各种复杂物理化学气氛中,甚至存在恶劣的腐蚀性环境,因此钢丝的寿命出现了比预期值短的情况,甚至在低于其屈服强度时也会出现断裂事故,工程上常称其为环境促进断裂(Environmental assisted fracture)[25]。钢丝的环境促进断裂现象,具体体现为应力腐蚀开裂(Stress corrosion cracking, SCC)[26,27]或氢致脆断(Hydrogen assisted cracking, HAC)[28],均与亚临界裂纹扩展有关,因亚临界裂纹常在钢丝表层区域的薄弱环境萌生,此时钢丝表层的轴向残余应力对亚临界裂纹的萌生及其扩展有着不可忽视的影响。

预应力混凝土国际联合组织的标准FIP测试可以评价钢丝环境促进开裂的敏感性。Toribio等[29]的研究结果表明,腐蚀性介质中钢丝断裂时间与其残余应力的大小密切相关,残余拉应力为600MPa的钢丝的平均断裂时间为2.0h,而表面残余拉应力较低钢丝的平均断裂时间可以延长至4h。Elices针对拉拔珠光体钢丝的氢脆试验研究给出了类似的结论,其结果如图3所示[30]。载荷为0.6σm、0.7σm 和0.8σm的钢丝,其平均断裂时间为2h,而载荷为0.3σm的钢丝,其平均断裂时间为4h左右,这来源于不同载荷下钢丝残余应力的差异。试验载荷使得钢丝内部的残余拉应力重新分布,前3种载荷条件下的钢丝,其表面残余拉应力均为2000MPa左右,且在0.75mm深度内应力值基本一致(该表面层是裂缝易萌生的区域), 因而此时钢丝的断裂时间比较接近,而对于受较小载荷作用的钢丝,其表层残余应力分布与前三者明显不同(相应减少了500MPa左右),因此具有较小的氢脆断裂倾向。当计入残余应力的作用后,也可以理解稳定化处理钢丝和原始钢丝在不同载荷下的氢脆试验中两者断裂时间相近的现象。

最近Toribio和Proverbio在钢丝断裂行为研究结果的基础上,建立了处于腐蚀性介质中钢丝耐久性的计算模型[29,31,32],并用模型对各种热处理后具有特定残余应力和残余应变分布的钢丝在氢脆条件下的耐久性进行了预测,得出了残余应力-应变分布对钢丝耐久性的影响。模型定量分析了静水压力和塑性应变影响下[H]的扩散,及其在裂纹处可能产生的聚集过程;采用临界[H]值作为判据,得出在特定应力状态下发生氢致断裂时间的定量计算结果。采用该模型计算的结果与标准FIP试验测试数据比较一致,从而可对钢丝在氢脆环境中的耐久性做出主动的预测,可以说是一个阶段性的进步。

3 结语

随着数值模拟工具的发展,以及中子衍射和同步辐射X射线衍射技术在钢丝残余应力研究中的应用,残余应力对珠光体钢丝力学性能的影响逐渐引起钢丝生产企业及相关研究人员的关注。当计入残余应力的因素时,可以很好地解释与钢丝应用相关的诸多试验结果,如屈服行为、应力松弛效应、疲劳及环境促进断裂等,钢丝在很多应用场合的失效现象都与其表面的残余拉应力密切相关。冷拔珠光体钢丝中残余应力对力学性能的研究已经取得了初步的发展,部分成果已直接应用于指导生产实践,并取得了良好的经济和社会效益。但目前残余应力对钢丝力学性能影响的研究仍有待进一步深化,可归纳为如下几个方面:

(1)目前钢丝残余应力的研究还主要集中在经单道次拉拔后的钢丝,而且针对的是低应变速率的拉拔过程,对于中间道次钢丝的残余应力演化及其对后续拉拔过程的影响有待开展;现代化高速大应变钢丝拉拔生产对传统的钢丝强化理论提出了新的挑战。虽然已有应变速率对钢丝性能影响的研究报道[33],但是动态力学性能测试(SPHB)能否真实模拟冷拉拔过程还值得进一步商榷。

(2)在残余应力对钢丝性能影响的数值模拟研究中,其基本假定仍是理想化的,钢丝特性服从Hill屈服准则。实际冷拉拔形变为高温、高压及高应变速率的非线性过程,拉拔后钢丝中存在着大量的缺陷甚至于微裂纹,与理想条件存在着很大差异,因此拉拔形变模型的完善是钢丝研究工作者面临的又一难题;残余应力在材料软化、塑性变形局部化中的作用机制方面需进一步深入研究。

(3)残余应力与钢丝扭转性能内在联系的研究有待加强。我国目前的钢丝工业现状就是在强度方面与国外相差不大的前提下,扭转值要远低于国外的钢丝产品;虽有试验结果显示表面喷丸强化工艺引入的残余压应力有可能改善材料的抗扭转疲劳性能,但在珠光体钢丝中是否起作用需进一步分析。从理论上来分析,扭转应力为剪切应力,珠光体钢丝残余应力的剪切分量一般很小,且按残余应力相当于平均应力的观点,残余应力的作用似乎不大。另外,究竟是单向连续扭转试验,还是扭转疲劳试验更符合实际应用中的受力状态还值得探讨[34]。

(4)残余应力对钢丝性能影响的微观机理研究需要进一步加强。以钢丝的疲劳而言,Goodman公式仅能定性评价残余应力对钢丝疲劳性能的影响,而无法具体给出钢丝中疲劳短裂纹和长裂纹的萌生及其扩展过程的微观机制;同样地,环境促进断裂过程中残余应力作用机理的研究有待加强。

国内的钢丝生产企业很多,以江苏省法尔胜集团为代表的钢丝企业无论是在钢丝生产规模上,还是在产品质量上都有了长足的进步,但在钢丝强化机理等相关理论与国外还有相当大的差距,并缺乏自主的高性能钢丝生产核心技术。为使我国由钢丝及其相关产品生长大国转变成为生产强国,急需开展钢丝多道次拉拔形变过程的有限元及试验研究,包括残余应力状态对钢丝拉拔形变及力学性能的影响,同时深化钢丝强化及失效机理的研究,这些对生产指导具有重要意义。

摘要：在残余应力的数值模拟及试验测量基础上,综述了残余应力对以珠光体钢丝为代表的高强度钢丝力学性能的影响,讨论了残余应力在钢丝应用出现的应力松弛、疲劳和环境促进断裂等失效现象中所起的作用。

残余应力对钢丝扭转性能的影响篇2

钢丝在生产过程中利用金属材料的可塑性, 借助拉丝模具在外力作用下使金属产生了变形。正由于拉拔变形最终产生的残余应力, 对于钢丝的性能以及产品尺寸稳定性均有着一定的影响。通过对钢丝扭转实验、异常断口的分析以及残余应力的测量, 研究钢丝表面轴向残余应力值过大是影响钢丝扭转性能降低的主要因素[1]。

2 残余应力的产生

残余应力是由于物体各部分不均匀变形引起的。钢丝拉拔时在模孔中的变形通常是不均匀的, 钢丝周边层产生剪切变形和弯曲变形, 外层沿轴向的流动速度慢, 中心层快, 外表层要缩短, 中心层要延伸。由于这种不均匀变形, 故而在材料的内部产生了附加应力, 并以残余应力的形式存在于钢丝中。残余应力不仅引起钢丝在横截面上机械性能不均匀, 而且当钢丝受到外力作用时, 作用应力与残余应力产生叠加时, 有可能使其超过材料本身的屈服应力而发生塑性变形。当外力作用去除后, 发生形变, 从而引起产品尺寸及形状的变化。根据冷拔时残余应力的性质不同, 冷拔钢丝会产生残余拉应力和残余压应力, 且二者在钢丝内部保持平衡[2]。钢丝的受力分析及应力状态如图1所示。钢丝受拉力为F, 模孔壁的反作用力为N, 外摩擦力为T。

3 扭转实验

目前钢丝的扭转性能主要通过扭转实验来进行评价。本试验试样采用某钢丝绳厂成品直径Φ1.4mm的钢丝, 取十份试样, 将试样校直后置于Gx-10型线材扭转试验机对钢丝进行韧性性能测试, 采用单向扭转的方法, 试样绕自身轴线向一个方向均匀旋转360°作为一次扭转至规定次数或试样断裂, 测量钢丝的扭转断裂次数。钢丝扭转断口形貌、表面缺陷通过FEI-Sirion场发射扫描电镜观察, 从而揭示扭转断裂过程的机理。

4 扭转实验的分析

理论上塑性材料的真实断裂强度总是大于真实扭转强度极限, 因此塑性材料扭转破坏断口是沿横截面发生的, 而脆性材料则是从表面层45°的螺旋形曲面断开的。

经扭转测试后, 十个试样的试验结果如表1所示。

对此试验结果分析可统计出平均值为36次, 显然扭转值比较分散, 波动起伏较大, 根据扭转次数以及断口形貌对钢丝的扭转断口进行分析, 可以将断口分为平面断口和复合断口两种[3]。

平面断口是钢丝在最大切应力方向发生扭转韧性断裂的断裂面, 发生这种断口的钢丝扭转次数符合要求, 断面平整无光泽, 芯部有明显韧窝。图2 (左) 为扭转断裂次数为47的试样断口图, 裂纹起源于断口芯部的纤维区, 并从芯部逐渐向外扩展。当达到一定尺寸后, 裂纹失稳扩展而形成放射区。最后由于有效截面减小, 至试样表面边缘形成韧性断裂的剪切唇。如图2 (中) 所示, 断口芯部内存在显微空洞, 纤维区是显微孔洞经形核、长大、聚集, 最后相互连接的结果。如图2 (右) 所示, 在平断断口上边部, 剪切唇在断裂阶段最后形成, 表面光滑, 边缘处未发现明显的裂纹, 但存在明显的塑性变形痕迹, 是一种正常钢丝断口。

复合断口是钢丝异常断裂的断口, 呈现出的是平面断口向螺旋状断口过渡的状态, 断面不平整且边缘处有明显的扭转断裂痕迹。图3 (左) 为扭转断裂次数为28的试样的断口形貌。断口芯部纤维区的裂纹迅速经过放射区扩展至试样表面边缘, 在应力的作用下, 分层在表面轴向剪切带集结并不断扩展, 使断口边缘处钢丝表面有扭转分层的趋势。图3 (中) 显示材料在微区范围内塑性变形产生了空隙。而图3 (右) 所示, 在复合断口上边缘处, 分层区一侧与放射区平滑过渡, 另一侧沿轴向螺旋线分布。钢丝在表面附近轴向剪切带形成了分层裂纹核, 当应力作用较大时, 便会导致钢丝过早扭转断裂, 降低钢丝的扭转性能。

5 结论

经检测计算得出扭转次数为28 (复合断口) 钢丝表面轴向应力值327.8MPa, 而扭转次数为47次 (平断断口) 钢丝表面轴向应力值115.2MPa。两者轴向残余应力值相差两倍多, 显然扭转性能不合格钢丝的表面轴向拉应力显著大于合格钢丝表面轴向残余应力。因此钢丝表面轴向残余应力值过大是影响钢丝扭转性能降低的主要因素。

摘要：钢丝在拉拔加工过程中由于变形产生残余应力, 其对于钢丝的性能有一定的影响。通过钢丝的扭转实验, 研究得出钢丝表面轴向残余应力值过大是影响钢丝扭转性能降低的主要因素。

关键词：钢丝,扭转性能,残余应力

参考文献

[1]张文超.冷拔钢丝残余应力的研究综述[J].材料研究与应用, 2010, 4 (1) :19-22.

[2]徐萍, 王伯健.钢丝拉拔过程中的残余应力[J].金属制品, 2008, 34 (33) :1-4.

聚驱后残余聚合物絮凝剂的性能评价篇3

聚合物驱在我国提高采收率中起了重要作用。但聚驱过后在地下残留着大量聚合物,约占注入聚合物的90%,为了进一步提高采收率,同时又能够充分利用残留于地层的聚合物溶液,采用了聚合物絮凝再利用技术。将地层残留的低浓度的聚合物通过氢键,在絮凝剂上产生桥接吸附,再通过聚合物分子的蜷曲,引起絮凝产生絮凝体来堵塞地层,从而实现对地层残留聚合物絮凝再利用[1]。该技术主要用于滞留聚合物浓度较低的高渗透层,聚合物溶液絮凝后,可以迫使后续注入水进入中、低渗透层。残余聚合物絮凝再利用技术既充分利用地层残留的聚合物,减少措施投入,同时能达到深部调剖,从而进一步提高聚合物驱后采收率的目的。为此开展了聚驱后利用地层残留聚合物深部调驱技术的研究工作,通过室内实验对聚合物絮凝剂进行了性能评价,为聚驱后区块进一步利用地层残留聚合物进行深部调驱探索了一条切实可行的途径[2]。

1 试验部分

1.1 试验材料

絮凝剂为阳离子聚合物颗粒;聚合物为聚丙烯酰胺,相对分子质量为1 600万;模型饱和用水为人工合成模拟盐水,矿化度为6 778 mg/L,驱替用水矿化度为3 700 mg/L;模拟原油为原油与煤油的混合液,45℃下黏度为9.5 m Pa·s;岩心为φ3.8 cm×30 cm石英砂人造岩心模型,渗透率(0.1～4.4)μm2。岩心驱替装置,激光粒度分析仪。

1.2 试验方法

1.2.1 絮凝剂的粒径分析

使絮凝剂与聚合物溶液和水混合后,利用激光粒度分析仪检测在聚合物溶液中的絮凝剂的粒径。

1.2.2 突破压力梯度及堵塞率的测定

岩心实现水驱,测水驱压力;挤1 PV聚合物溶液,测聚驱压力。再进行水驱,测水驱压力;注入絮凝剂颗粒,测水驱突破压力和渗透率,计算突破压力梯度和堵塞率。

1.2.3 提高采收率的测定

采用3管并联岩心组,水驱至含水98%,聚驱0.7 PV,后续水驱至含水98%,注入絮凝剂颗粒0.3 PV,再转水驱至含水98%,测定各个阶段驱出油的体积,计算不同阶段的采收率。

2 结果与分析

2.1 絮凝剂的性能

絮凝剂颗粒溶解前后状态见图1,具体性能见表1。

絮凝剂是一种阳离子聚合物,象普通聚合物一样在水中有溶胀和部分溶解过程,在水溶液中絮凝剂颗粒可溶胀成具有一定黏弹性、抗温抗盐性微米级(180μm—450μm)小胶体,并由于絮凝剂颗粒中的聚合物可少量溶解于水中,因此其水溶液具有一定黏度。180天后絮凝剂的弹性、韧性变化不大,且长时间不溶解,不会失效。

2.2 絮凝剂对岩心的封堵作用

对岩心进行驱替试验后,测定压力梯度及封堵率,实验结果见表2。

由表2可知,实验中水驱测封堵后岩心压力时,注入压力是以波动形式存在的,并且岩心出口有絮凝剂流出,说明岩心被絮凝剂封堵后,有部分絮凝剂可以在岩心中继续运移,可以继续封堵油层深部的孔隙。絮凝剂对水测渗透率(0.5～4.0)μm2岩心封堵率达97%以上。

2.3 絮凝剂提高采收率的效果

采用3管并联岩心组,测定水驱、聚驱、注絮凝剂后原油的采收率,实验结果见表3。

实验结果表明,由于较高的岩心渗透率级差,使聚驱后的注入水迅速沿高渗透部位突破,降低注入水的波及系数,限制了水驱提高采收率的程度;聚驱后进行适当水驱,通过注入絮凝剂,能够使低浓度聚合物溶液在絮凝剂表面桥接吸附产生絮凝体,有效堵塞高渗层,对高渗层产生封堵作用,使液流改向,起到驱油的作用。

4 絮凝剂作用机理

阳离子絮凝剂有稳定的可变性的核,在地层条件下,此核能长期存下去,不水化不温变。在压力作用下,此核的形体能产生变化,从而通过不同的细孔。其核的表面有多种活性基团能与聚驱后地层的PAM反应。

第一种基团为阳离子基团,作用于聚驱后地层中PAM的羧基,在水溶液中,当阳离子絮凝剂与阴离子聚合物相混时,由于正负电荷的相互作用,形成非水溶性物质,由于此不溶物质主要在颗粒表面,从而增大了颗粒的体积,起到调剖的作用[3]。

第二种基团为醛(酮)基,作用于聚驱后地层中PAM的胺基基团,此反应类似于Mannich反应的反应。含有α-活泼氢的醛、酮与胺(伯胺、仲胺或氨)反应,结果一个α-活泼氢被胺甲基取代,此反应又称为胺甲基化反应。

第三种为高价金属离子,与PAM形成交联体,主要是PAM中的羧基与高价离子形成不溶的胶体,即水合的高价离子与PAM中的羧基通过螯合配位形成凝胶[4]。

5 结论

(1)絮凝剂是一种阳离子聚合物,在水溶液中溶胀成(180—450)μm的颗粒,0.1%水溶液的黏度为5.0 m Pa·s。

(2)絮凝剂可以封堵油层的孔隙,封堵率达97%以上,可以提高原油采收率10%以上。

摘要：聚驱后油层中残留着大量聚合物。为了进一步提高采收率,选择了一种阳离子聚合物絮凝剂。絮凝剂在水溶液中溶胀,形成具有一定黏弹性的微米级颗粒,对岩心的封堵率大于97%;溶入水的部分能够絮凝地层残留的聚合物,起到驱油的效果,提高原油采收率10%以上。

关键词：残余聚合物,絮凝剂,调剖,堵塞率

参考文献

[1]徐婷,李秀生.聚合物驱后地下聚合物再利用技术室内试验研究.江汉石油学院学报,2006;26(2):114—117

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残余力学性能篇4

关键词：再制造,残余应力,应力梯度,组织性能

0 引言

在机械设备中有大量的轴类零件,它们主要起到支撑零件和传递动力的作用,因此轴类零件的损坏是机械故障的主要原因之一。再制造工程[1]作为一项系统工程,存在多种尺寸恢复工艺。对于损伤面积大,损伤程度严重的轴类零件的再制造,采用堆焊方法,能够快速恢复零件尺寸。当前,轴类零件的堆焊主要采用焊条堆焊和埋弧堆焊等[2,3,4],堆焊层和母材受热影响大,易导致熔合区扩大、母材过热区增大及基体变形,堆焊层出现气孔、裂纹等。

堆焊层与母材之间的结合界面是异种金属的熔化冶金结合,其结合强度是各种界面结合中最高的[5]。在堆焊中,堆焊层与母材之间的熔合区常由于化学成分的不均匀,导致组织和性能上的不均匀,是堆焊中的最薄弱部位[6]。堆焊层和熔合区常因冶金因素和力学因素的影响出现裂纹、气孔等缺陷[7,8],冶金因素主要表现为液相冶金、凝固冶金和固相冶金[6],力学因素主要表现为由热应力、相变应力和塑性变形等引起的残余应力[9],过大的残余应力容易引起堆焊层出现裂纹,降低堆焊层组织致密性,故应严格控制堆焊层残余应力。仿激光焊是在钨极氩弧焊基础上,利用脉冲短焊的方式,可在瞬间产生高能热量,使焊丝与基体快速熔合,其修复层与基体结合强度高,热影响区小。本文以废旧变速箱主动轴的修复为例,综合评价了残余应力、组织成分对堆焊层及界面性能的影响以及堆焊层应力梯度的变化规律,这对大面积表面损伤的轴类零件的再制造具有重要的指导作用。

1 试验材料、设备及方法

1.1 堆焊层制备

母材为某公司废旧变速箱主动轴,材料为15CrH,母材直径为29.5mm,通过X射线能谱仪测试,该轴为表面渗碳淬火处理,渗碳层厚度为1.5mm,为使焊丝与基体良好结合,堆焊前沿周向磨削2mm以去除渗碳层。取3根轴,将其分别编号为A0、A1、A2,另取3个材料相同的平面试样,将其分别编号为B0、B1、B2,直读光谱仪检测去除渗碳层后母材主要成分如表1所示。焊接设备为DML-V02A型仿激光焊机,焊丝为1.6mm的H13CrMoA,其主要成分如表2所示。焊接电流为150mA,保护气体为氩气,保护气体流量为5L/min,脉冲间隔为150ms,焊接速度为6cm/min,对去除渗碳层的变速箱主动轴进行整周堆焊,焊缝方向沿轴向,A0轴单层堆焊,焊层厚度为0.9mm,A1轴双层堆焊,焊层厚度为1.6mm,A2轴三层堆焊,焊层厚度为2.3mm。

1.2 测试仪器与方法

采用Proto公司的残余应力分析仪对堆焊后的表面进行残余应力测试,对每根轴隔90°测试5个点,结果为20个点的统计平均值。测试标准参照ASTM E915-90,测试基本参数为:测试方法为同倾法,利用Cr靶的Kα射线,工作电压为20kV,工作电流为4mA,β角为30°,测试点数为11个,由于采用双探测器,总点数为22个,测试晶面为{211},Bragg角(2θ)为156°,光缝为1mm,每个测试点的曝光时间为1s,曝光次数为15次/s,定峰方法采用Pearson,X射线的穿透深度为3～10μm。采用上述参数进行测试,可获得X射线衍射峰和残余拉/压应力。用VT2006电解抛光机对堆焊层抛光,抛光电压为8V,抛光电流密度为70A/dm2,抛光介质为饱和食盐水,抛光后测试深层的残余应力。

截取部分堆焊后的轴,用P280#、P360#、P500#、P600#、P800#砂纸磨光,对磨光后的截面进行电解抛光,然后用质量分数为4%的硝酸酒精溶液浸蚀,用JSM-6490LV扫描电子显微镜(SEM)观测焊缝横截面形貌,用X射线能谱仪(EDS)测试熔合区成分分布。

2 试验结果及讨论

2.1 堆焊层及界面处残余应力分析

对于轴类零件的表面堆焊,堆焊部位处于自由状态,不受结合部位以外的约束,故其表面应力主要表现为焊接残余应力。焊接残余应力主要由热应力、变形力及相变应力产生,且峰值应力为垂直于单条焊缝中心线至轴心线方向的轴向及周向应力。堆焊层残余应力分布如图1所示,图1a为堆焊层表面残余应力,由图可见,堆焊层表面峰值应力为拉应力,A组和B组轴向应力随堆焊层厚度的增加变化不大,A组周向应力值随堆焊层厚度的增加而有一定的减小,其变化较小,这主要是由于堆焊时除第一条焊缝以外,焊缝与母材形成了近似V形焊缝,当液体熔池形成后,在过冷度的作用下,熔池表现为凝固冶金过程;由于弹性模量、屈服应力随温度增加而下降,热膨胀系数却增加[9],故在冷却后的焊缝中心处应力为拉应力。如图1a中曲线3、4所示,在基体弧度较大时,焊缝表面宽化,使表面周向拉应力增大,随着堆焊层厚度的增加,弧度影响将减小甚至消失。

图1c、图1d、图1e所示为堆焊层垂直于单条焊缝中心线至轴心线方向所测的轴向及周向应力,由图可知其轴向应力大于周向应力,这与文献[9]中的V形单焊缝焊接结果不同,这主要是由于多层焊道之间的热影响引起的。图1c中,A0轴随抛光深度的增加,堆焊层残余拉应力呈增大趋势,当经过图1b所示熔合线后,增大趋势仍没有改变;图1d中,A1轴在界面处残余拉应力开始减小;图1e中,随抛光深度的增加,A2轴堆焊层残余拉应力先增大后减小,且母材与堆焊层界面处的残余拉应力值较小。出现这种变化的主要原因与焊缝凝固冶金及固相冶金过程中的相变应力与热应力的交互作用有关,这种交互作用还与试样尺寸、合金成分、材料特性、冷却条件有关。在焊缝凝固冶金部分由于焊缝是连续冷却结晶,故在最后结晶处表现为较大的残余拉应力。由文献[9]知,材料为低碳钢时固相冶金主要表现为热应力,同时,对于易淬火钢其热影响区主要包括完全淬火区和不完全淬火区,完全淬火区主要由过热区和正火区组成,二氧化碳保护焊的过热区为1.4mm[6],仿激光焊热影响区远小于二氧化碳保护焊,根据已堆焊层厚度的不同,可以认为A1轴的界面处于完全淬火区,A2轴的界面处于不完全淬火区,故可推知,在完全淬火区、不完全淬火区及母材非热影响区之间存在一定温度梯度。在表现为热应力时,这种温度梯度会使应力在完全淬火区到非热影响区之间由拉应力变为压应力,故在凝固冶金和固相冶金过程的综合作用下表现为图1c、图1d、图1e所示的应力变化趋势。

2.2 堆焊层界面处成分分布

熔池凝固是非平衡结晶,冷却速度很大,在结晶过程中,化学成分来不及扩散,合金元素的分布是不均匀的,在焊缝的界面处容易出现偏析现象。图2为堆焊层结合界面处的成分分布图,图2b为碳元素的分布图,由图可见,堆焊层一侧碳分布密度比基体稍低一些,由于母材与焊丝的碳含量相差不大,且碳在铁中的扩散能力较强,故在界面处没出现碳集中,不会出现偏析现象。同一种合金元素在液相中的溶解度大于在固相中的溶解度。熔合区是固液两相的交界处,溶质原子就会自固相向液相扩散,在熔合区完全凝固后的冷却过程中,元素将发生相反的扩散过程,即元素由焊缝向母材迁移,故Mn和Mo元素也迁移到了界面以下的半熔合区,且Mn和Mo元素在界面处分布连续。Mn元素具有提高钢的淬透性作用,但也有增加晶粒粗化和回火脆性的不利倾向,Mo元素同样可提高钢的淬透性,但其作用稍逊于Mn元素,Mo可改善钢的延展性和韧性以及耐磨性,且可有效抑制其他元素导致的回火脆性,故Mo元素扩散到熔合区后可改善界面的热稳定性,减少多层焊时对界面的热影响,因此Mo元素的存在,可改善熔合区的性能。

2.3 堆焊层及界面组织性能分析

在堆焊中,焊缝与热影响区相互过渡的区域为熔合区,该区是整个焊接中的薄弱地带,其特征是化学成分不均匀,组织缺陷多,如冷裂纹、再热裂纹和脆性相等[6]。各轴堆焊界面处的SEM形貌如图3所示,图3a、图3b、图3d、图3e为3个试样结合界面的SEM形貌,由图可见,堆焊层与母材结合良好,组织均匀,且不存在裂纹。图3c和图3f为放大的堆焊层组织图片,其主要组织为板条状的马氏体;图3e中,由于界面处于不完全淬火区,故其组织为马氏体与铁素体的混合相。图3d和图3e的堆焊层中Mo元素的存在,可提高钢的热强性,抑制奥氏体晶粒的长大和堆焊层缺陷及奥氏体组织的产生。在多层堆焊时,堆焊层表面的氧化容易使堆焊层出现气孔、夹杂等缺陷,应严格控制堆焊后焊层表面的质量,确保多层堆焊的可靠性。

3 结论

(1)对损伤面积大的轴类零件的修复,仿激光焊可快速恢复零件的尺寸,修复层组织均匀,有良好的机械性能。

(2)堆焊层表面峰值残余应力为较小的拉应力,随堆焊层厚度的增加,基体弧度对堆焊层表面周向残余应力的影响将减小。

(3)堆焊层沿垂直于单条焊缝中心线至轴心线方向所测的轴向及周向应力随抛光深度的增加而变化,堆焊层存在一定的应力梯度,这种应力梯度受熔池的结晶过程、热应力、相变应力的影响较大。

(4)堆焊层及界面成分分布较均匀,组织以马氏体为主,界面处不存在缺陷。

(5)Mo元素的存在提高了界面处熔合区的性能,抑制了脆性相的生成。

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