車用高強鋼MAG焊焊接工藝研究[純論文]【YC系列】,純論文,YC系列,高強,mag,焊接,工藝,研究,鉆研,論文,yc,系列 第1章. 緒 論 1.1課題的來源及研究意義 隨著汽車工業(yè)的迅猛發(fā)展，人們對汽車安全、環(huán)保、節(jié)能等方面提出了更高的要求。如何做到既能保證汽車的安全，又能減輕汽車的自重，降低汽車尾氣的排放和減少原油的消耗，成為了各國爭相研究的熱點問題。傳統(tǒng)的低合金高強鋼因為塑性較差限制了它的使用；低碳鋼又因強度不足不能滿足使用要求；新型低合金高強鋼因為具有良好的塑性和強度配比，在汽車車身、底盤、大梁、車輪等結(jié)構(gòu)中得到應(yīng)用。一汽車輪廠采用國產(chǎn)雙相鋼作為輪輻材料，國產(chǎn)熱軋高強鋼板及進口熱軋高強鋼板作為輪輞材料制造車輪時發(fā)現(xiàn)，兩種不同的輪輞材料在經(jīng)過電阻對焊進行一次擴口三次滾型之后，會出現(xiàn)如圖 1-1a)中所示的開裂，且國產(chǎn)鋼的開裂率大于進口鋼的開裂率。此外用MAG焊焊接方法將輪輞和輪輻組裝成輪轂時，輪轂有時會出現(xiàn)因輪輞熔深不滿足要求而使得產(chǎn)品性能不達標(biāo)的情況，并在圖 1-1b)所示的輪輞和輪輻連接處產(chǎn)生開裂。 為了解決工廠中出現(xiàn)的上述問題，提高輪轂的生產(chǎn)效率和質(zhì)量，急需對輪輞用鋼RCL540及SPFH540的電阻焊焊接性進行研究；并且需對輪輞和輪輻的MAG焊搭接工藝進行優(yōu)化。 a) 輪輞焊后成形過程開裂試件 b) 輪輻與輪輞的焊接組裝成輪轂 圖 1-1 輪轂的組成 1.2車用高強鋼的發(fā)展和分類 早在20世紀(jì)70年代初，低合金高強鋼就被用來取代低碳鋼來生產(chǎn)汽車上的一些安全零件。并且隨著人們對低合金高強鋼認識的不斷深入，用于汽車上的高強鋼種類也越來越多。汽車用高強鋼經(jīng)歷了微合金鋼—含P合金鋼—BH烘烤硬化鋼/IF原子間隙鋼/雙相鋼—各向同性鋼—TRIP鋼—超高強鋼的逐步發(fā)展。根據(jù)生產(chǎn)工藝的不同，汽車用高強鋼可以分為熱軋高強鋼和冷軋高強鋼，熱軋高強鋼主要用于要求強度高、韌性好、抗疲勞且具有良好的彎曲性能的結(jié)構(gòu)件上，如橋殼、大梁、車輪等。冷軋高強鋼則用于強度高深沖性能好的地方。下面首先對典型的幾種冷軋高強鋼進行一個簡單的介紹。 加P高強度鋼：通過P在鐵中的固溶強化可以達到提高鋼強度的目的，但是P的加入又會產(chǎn)生脆化問題，為此實踐中常常利用鐵素體晶粒細化來降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度。此外還有研究表明，可以通過在加磷鋁鎮(zhèn)靜鋼中加入過量的N元素，使得AlN充分析出，得到高r值的硬質(zhì)冷軋鋼板。 高強度IF鋼：在無間隙原子鋼（IF鋼）的基礎(chǔ)上添加了一些固溶強化元素，使其保持具有良好的深沖性能的同時，具有較高的抗拉強度。常用的固溶合金元素有P、Mn、Si。向鋼中加P、Si主要用來提高鋼的強度；和Si相比，Mn因為在鍍鋅時產(chǎn)生的負面影響較小，常用在高強度IF鋼的鍍鋅鋼板上?，F(xiàn)在常用的高強IF鋼主要是Ti-Nb復(fù)合IF鋼，在這種鋼中Ti、N原子比大于1時會析出FeTiP相，F(xiàn)eTiP的形成使得P失去固溶強化的效果，從而導(dǎo)致材料的力學(xué)性能下降。 高強度烘烤硬化（BH）鋼：由含有少量固溶碳的鐵素體組成，主要用于汽車車身的制造。用烘烤硬化鋼生產(chǎn)的車身在涂漆之前具有很好的成形性，在150-200℃涂漆時，固溶的碳向位錯附近擴散，對位錯起到釘軋作用，使得材料的屈服強度大大提高。除此之外采用烘烤硬化鋼板（BH鋼）還能改善汽車車身外表零件的抗凹陷性能。現(xiàn)有的研究表明和TiBH鋼相比，Ti-NbBH鋼具有更高的烘烤硬化強度，BH值也較為穩(wěn)定。 雙相鋼是指通過加熱或者控軋使低碳鋼或者低合金鋼處于鐵素體奧氏體兩相區(qū)，再通過控軋控冷使奧氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變，得到F-M/F-B型的雙相組織，冷軋雙相鋼主要是通過連續(xù)退火工藝獲得。常用的雙相鋼其組織特點是鐵素體基體上分布著20%左右的馬氏體，馬氏體起到一個相變強化的作用。鐵素體-貝氏體雙相鋼是為了減少汽車制造過程中進行翻邊工藝時產(chǎn)生開裂而研制的；和鐵素體-馬氏體雙相鋼相比，鐵素體-貝氏體雙相鋼雖然強度略微下降，但是貝氏體替代馬氏體后，貝氏體和鐵素體之間的硬度差減小，當(dāng)鐵素體發(fā)生塑性變形時兩相之間產(chǎn)生微裂紋的概率變小，而且因為鐵素體硬度低，當(dāng)微裂紋發(fā)生在鐵素體內(nèi)部時，鐵素體會產(chǎn)生較大的塑性變形從而避免產(chǎn)生應(yīng)力集中。使得材料具有更好的塑性和抗裂能力。 相變誘發(fā)塑性鋼（TRIP鋼）：含有殘余奧氏體的低合金高強鋼。對冷軋TRIP鋼來說，需經(jīng)過快速加熱（鐵素體轉(zhuǎn)變成奧氏體）、臨界退火（形成奧氏體或者鐵素體穩(wěn)定圈）、快速冷卻、貝氏體等溫及最終冷卻五個階段。其中貝氏體等溫階段是起決定性作用的階段。相變誘發(fā)塑性鋼是由多邊形鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體組成。其強化機理是利用室溫下殘余奧氏體受到應(yīng)力作用轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時，體積膨脹導(dǎo)致局部硬化，使得頸縮現(xiàn)象推遲，從而提高材料的強度和延性。TRIP鋼比雙相鋼延性好、比IF鋼強度高，在汽車工業(yè)的應(yīng)用上具有很多優(yōu)越性，國外研究TRIP鋼已有20多年的歷史，并且各個方面都研究的比較透徹，我國在這方面起步較晚，目前只有寶鋼在探索這種工藝，需要加強對這種鋼的研究。 熱軋高強鋼：其根據(jù)組織的不同，可以分為鐵素體-珠光體鋼，鐵素體-馬氏體/鐵素體-貝氏體雙相鋼，相變誘發(fā)塑性鋼。鐵素體-珠光體鋼的強化方式主要有固溶強化、析出強化、細晶強化、形變強化等。新日制鐵公司根據(jù)沉淀硬化的原理研制出了一種新型的熱軋鋼板，用這種鋼板能夠生產(chǎn)出性能優(yōu)異的汽車懸臂梁和底盤零部件。這種鋼是納米沉淀硬化鋼，通過將沉淀相細化到幾個納米，使鋼材在延性和擴孔率之間達到一個平衡。熱軋雙相高強鋼和冷軋雙相高強鋼的生產(chǎn)工藝不同，其主要是通過控冷控軋并在中溫或者低溫卷曲得到雙相組織；熱軋TRIP鋼的生產(chǎn)工藝也和冷軋TRIP鋼的生產(chǎn)工藝不同，熱軋TRIP鋼主要是采用典型的三段冷卻方式得到合適的鐵素體、貝氏體和奧氏體組織，因為加工工藝的改變，熱軋雙相鋼和其對應(yīng)的冷軋雙相鋼的用途也不同。 1.3車輪用鋼焊接的研究現(xiàn)狀 車輪主要由兩部分組成，一部分是輪輞，另一部分是輪輻。在實際生產(chǎn)過程中，輪輞的生產(chǎn)流程依次是：下料、校平、卷圓、電阻對焊、去渣、端切、回圓、擴口、一次滾型、二次滾型、三次滾型、沖氣門孔。輪輻的生產(chǎn)流程依次是：下料、校平、剪切、一次拉延、二次拉延、三次拉延、沖中心孔、精壓和翻邊、沖氣孔。輪輞和輪輻生產(chǎn)出來后，再將輪輞和輪輻進行壓配并進行MAG焊的合成焊接，焊接之后進行涂漆。 從輪輞和輪輻的生產(chǎn)流程可以看出，輪輞在焊接后需要經(jīng)過擴口、滾型等加工工藝，因而要求輪輞的焊后成形性要好；輪輻需要經(jīng)過拉延翻邊等工序，因而要求輪輻的深沖性、延伸凸緣性要好，而同時要滿足這兩種零件要求的材料很難找到，因此輪輻用鋼和輪輞用鋼一般是不同的材料。從近些年來的情況看，北美國家主要用低合金高強鋼生產(chǎn)輪輻，大約占90%，其余的占10%，而在歐洲，使用雙相鋼作為輪輻材料的比例已經(jīng)超過了40%；在輪輞材料方面，北美國家和歐美國家大部分還是使用熱軋低碳鋼作為輪輞，其中低合金高強鋼約占北美國家輪輞用材的20%，歐美國家使用雙相鋼和高強低合金鋼的比例約為5%，國內(nèi)主要用低合金高強鋼生產(chǎn)輪輻，用低碳鋼生產(chǎn)輪輞，但是目前也已研制出強度在500MPa以上的雙相鋼。熱軋低碳鋼有很好的成形性能，但是強度不高。隨著減輕車重減少廢氣排放和燃油消耗的要求越來越高，雙相鋼和高強低合金鋼以及具有較好塑性更高強度的TRIP鋼的使用會越來越廣泛。下面就結(jié)合實驗材料，重點介紹輪輻用鋼中的鐵素體-馬氏體雙相鋼和輪輞用鋼中的熱軋高強鐵素體-珠光體微合金鋼。 1.3.1 雙相高強鋼的特點及研究現(xiàn)狀 和傳統(tǒng)的低合金高強鋼相比，雙相高強鋼具有獨特的組織結(jié)構(gòu)，這種組織結(jié)構(gòu)也給雙相高強鋼帶來許多不同的特點，如良好的塑性和強度配比，能夠產(chǎn)生連續(xù)屈服，具有高的加工硬化值和低的屈強比。下面將詳細闡述雙相鋼這些特性。 （1）雙相高強鋼強度的影響因素，馬氏體含量是影響雙相鋼強度的一個最主要的因素，當(dāng)馬氏體含量很低時，雙相鋼的強度隨著馬氏體含量的增加而減小，這時雙相鋼的強度主要由鐵素體決定；當(dāng)馬氏體含量稍高（實際使用范圍值）時，雙相鋼的強度隨著馬氏體含量的增加而增加，這時雙相鋼的強度主要由F-M界面決定；當(dāng)馬氏體含量很高時，雙相鋼的強度隨馬氏體含量的增加而增加，這時雙相鋼的強度主要由馬氏體決定。 （2）雙相鋼的連續(xù)屈服特性，在同等強度級別情況下，雙相鋼比HSLA鋼具有更低的屈服強度，不會出現(xiàn)屈服平臺，也沒有屈服點。產(chǎn)生這種現(xiàn)象的原因主要是HSLA鋼的強化機制一般是固溶強化、細晶強化和彌散強化，這類鋼中常常含較大尺寸的碳化物或者氮化物質(zhì)點，因而屈服強度較高；而雙相鋼需加熱到(α+γ)兩相區(qū)進行熱處理，這時鐵素體中的質(zhì)點或沉淀溶解或部分溶解，在冷卻速度非?？斓那闆r下，來不及析出或者以很小的粒子形式析出。位錯在擴展過程中遇到這些細小的粒子，可以不發(fā)生偏移的繞過這些粒子，這樣就大大減弱了原來的強化效應(yīng)。此外鐵素體中有很多可動位錯。馬氏體相變膨脹產(chǎn)生的應(yīng)力就可以激活這些位錯，因此雙相鋼在很低的應(yīng)力下就可以產(chǎn)生屈服并且保持屈服不間斷。但Süleyman Gündüz發(fā)現(xiàn)經(jīng)過淬火處理并在100-600℃進行回火處理的雙相鋼，其抗拉強度隨回火溫度的升高而直線下降，但屈服強度沒有很大的變化；在較高的溫度回火之后殘余應(yīng)力消失并且總體位錯密度下降，進而導(dǎo)致低碳雙相鋼和低合金雙相鋼重新產(chǎn)生屈服不連續(xù)的現(xiàn)象。 （3）雙相鋼具有很高的初始加工硬化率。馬鳴圖等人比較HSLA鋼、DP600、T600 三種鋼在2%的應(yīng)變后的加工硬化發(fā)現(xiàn)，DP600鋼的加工硬化量最大其應(yīng)變增量108MPa，雙相鋼的這種加工硬化行為有助于補償材料沖壓變形減薄處的強度。 （4）雙相鋼的烘烤硬化特性，雙相鋼的BH值隨溶解碳的含量增加而迅速增大，烘烤硬化后，DP590在不需要預(yù)先變形的情況下，強度就能增加40MPa，預(yù)先變形10%的話，DP590的與HSLA鋼相比，其增加的強度是HSLA鋼的2倍多，超過20MPa。 N Farabi等人將DP600和DP980進行激光焊接時發(fā)現(xiàn)從母材到焊縫，組織差異較大，焊縫中心因為熔池快速冷卻得到的幾乎全是板條馬氏體組織；因此在焊縫處產(chǎn)生了很高的硬度強化，而熱影響區(qū)產(chǎn)生了硬度軟化，焊縫的加工硬化率和屈服強度介于DP600和DP980之間，抗拉強度和DP600相當(dāng)，焊縫的疲勞強度比母材低，但是大的應(yīng)力幅下的疲勞壽命幾乎和DP600相當(dāng)。Rajashekhar S Sharma 和Pal Molian發(fā)現(xiàn)激光拼焊TRIP780鋼板和DP980鋼板的焊件進行拉伸試驗測試時，塑性變形首先發(fā)生在TRIP鋼側(cè)。Gajendra Chandrakant Tawade研究2.0mm的DP600和2.0mm的HSLA鋼電阻點焊時發(fā)現(xiàn)，在單脈沖焊接時提高焊接時間，焊接性范圍提高幅度較大。M.kelder等人研究發(fā)現(xiàn)無論是用電阻焊還是用激光焊接DP600的雙相鋼管，接頭都存在一定區(qū)域的軟化，用電阻焊方法焊接的試件顯微硬度要大于激光焊焊接接頭的顯微硬度。 Norio Imai等人雙相鋼組織控制為鐵素體/珠光體時用于制造輪輞，具有好的直流對焊的可焊性,尤其是鋼焊接后焊縫的硬度變化較小，故也具有極好的閃光成形性。 張小云等人發(fā)現(xiàn)DP600電阻的焊接性受電極壓力的影響很大。以1.5mm的DP600鋼為例，通過使用伺服控制的電阻點焊焊槍來修正焊接過程中的電極壓力可以使其焊接性范圍由原來的1.48kA提高到2.78A。上海交通大學(xué)閻啟比較了氣體保護焊焊接DP600和激光焊焊接DP600的不同，使用激光焊焊接時，粗晶區(qū)較窄焊接熱影響區(qū)的沖擊韌度較高,而用氣體保護焊焊接時粗晶區(qū)硬度高沖擊韌性差，如圖1-2 所示。 a) 氣體保護焊粗晶區(qū) SEM 組織 b) 激光焊粗晶區(qū) SEM 組織 圖1-2 氣體保護焊和激光焊粗晶區(qū)的SEM組織比較 太原工業(yè)大學(xué)楊曉華用熱模擬的方法模擬了雙相鋼的回火組織和HAZ區(qū)沖擊斷口形貌，證明了CO2氣體保護焊焊接硅錳鉻鉬型熱軋雙相鋼板是可行的，而且發(fā)現(xiàn)雙相鋼在焊接熱影響區(qū)峰值溫度為600℃附近發(fā)生軟化，但抗拉強度仍大于600MPa。 1.3.2 輪輞用熱軋高強鋼的研究現(xiàn)狀 作為輪輞用鋼的材料因焊接后還需成形，所以要求輪輞鋼有較好的焊接性，使用性能較好的輪輞鋼為熱軋低合金高強鋼，傳統(tǒng)的低合金高強鋼其強化方式主要是析出強化、應(yīng)變強化、細晶強化、時效強化、固溶強化等幾種強化方式。其作為輪輞用鋼的缺點是成形性不太好，容易產(chǎn)生開裂問題。比如析出強化型的高強鋼如果焊后在熱影響區(qū)沒有析出相應(yīng)的碳（氮）化物質(zhì)點的話就會產(chǎn)生熱影響區(qū)軟化的現(xiàn)象。隨著微合金化技術(shù)的發(fā)展，通過在傳統(tǒng)的低碳鋼和普通低合金鋼中加入微量的合金元素使其一些性能得到改善，現(xiàn)在已經(jīng)能得到焊接性良好的微合金車輪用鋼。微合金車輪用鋼主要有如下特點： 1、強化原理和傳統(tǒng)低合金高強鋼的基本樣，但是晶粒更為細小，主要是通過微量合金元素的添加和控軋控冷工藝使得鐵素體在奧氏體的晶內(nèi)形核，獲得細化的晶粒組織，另外析出的碳氮化合物質(zhì)點如TiC、NbC可以阻礙晶粒的長大通過析出阻礙晶粒也能起到一定程度的強化。 2、基體組織多為鐵素體/珠光體鋼，具有很好的強度和韌性的配合。 3、微合金化的理論體系較完善，可以對組織和性能進行定量分析和設(shè)計。 4、微合金鋼的發(fā)展能推動材料科學(xué)理論的深化，如根據(jù)其強化機理衍生出鋼鐵第二相的納米化技術(shù)和夾雜物控制技術(shù)。 N.F.H. Kerstensa等人研究發(fā)現(xiàn)，電阻對焊汽車結(jié)構(gòu)鋼時常常會存在一個高溫區(qū)，這個區(qū)域的存在是由界面污染物或者接觸面存在壓力差導(dǎo)致的，并且還會形成不均勻分布的溫度場，產(chǎn)生這種現(xiàn)象的原因是接觸面的壓力不均勻或者頂鍛壓力不均勻。Sandip Bhattacharyya等人研究了輪輞的失效原因，分析認為母材組織為貝氏體的輪輞具有較高的屈服強度和大的屈服強度比，導(dǎo)致了熱影響區(qū)的薄弱區(qū)容易產(chǎn)生裂紋，而具有較低的屈服強度和較小屈強比的母材通過縮頸的擴散能夠使熱影響區(qū)承受輪輞閃光對焊時的應(yīng)力。 趙紅利等人研究了牌號為B330CL輪輞鋼的斷裂原因，通過對斷口進行金相組織和掃描組織研究，對斷口母材進行化學(xué)成分、力學(xué)性能分析得出焊縫與熔合區(qū)存在特殊的粗大共析相-魏氏組織使得塑性大為降低。從而引起輪輞的開裂。 1.4本課題的研究主要內(nèi)容 課題來源于實驗室與長春一汽車輪廠的合作項目。課題主要目的是：針對生產(chǎn)中輪輞用鋼國產(chǎn)RCL540在電阻焊后成形工藝過程中開裂率比進口SPFH540鋼開裂率高的問題，從化學(xué)成分、力學(xué)性能、微觀組織三方面對兩種鋼的焊接性進行分析， 探究產(chǎn)生上述問題的原因； 針對輪輻用鋼DP600與輪輞用鋼RCL540/SPFH540在MAG焊搭接過程中，出現(xiàn)因輪輞熔深不滿足要求導(dǎo)致力學(xué)性能不滿足要求的問題，利用正交設(shè)計表，對其MAG焊搭接工藝進行了優(yōu)化，并確定了合理的MAG焊工藝參數(shù)區(qū)間，為工廠的生產(chǎn)提供指導(dǎo)。具體研究內(nèi)容包括： （1）通過化學(xué)成分鑒定、微觀組織分析和力學(xué)性能測試，分析輪輞用RCL540鋼和SPFH540鋼兩者焊接性差異。 （2）利用正交試驗方法，針對上述兩種輪輞用鋼與輪輻用鋼DP600進行MAG焊搭接工藝試驗，研究和分析了工藝參數(shù)對焊縫成形、組織形貌、力學(xué)性能的影響，確定符合要求的參數(shù)區(qū)間。 （3）利用單因素變量控制法，分析不同氣體流量和不同混合氣匹配對焊縫成形和保護效果的影響。 （4）進行焊絲優(yōu)選，在保證低成本高性能的原則下，選擇不同焊絲進行輪輞鋼RCL540/SPFH540與輪輻鋼DP600的MAG焊搭接試驗，分析不同焊絲對焊縫成形和力學(xué)性能的影響。 第2章．RCL540與SPFH540鋼的組織與性能分析 雙相高強鋼和微合金鋼的出現(xiàn)解決了傳統(tǒng)低碳鋼與低合金鋼在強度和塑性上的矛盾，但是其也存在焊后出現(xiàn)回彈或開裂等問題。除焊接工藝參數(shù)影響焊接質(zhì)量外，母材的成分、組織、力學(xué)性能等也和焊接接頭的質(zhì)量息息相關(guān)，為了找到課題中熱軋高強鋼RCL540與SPFH540在電阻焊中開裂率不同的原因，有必要對兩種材料的成分、力學(xué)性能、金相組織進行深入的探究和分析。 2.1 熱軋高強鋼RCL540與SPFH540成分與焊接性分析 根據(jù)YBT4151-2006標(biāo)準(zhǔn)，車輪用鋼的鋼材成分應(yīng)滿足表2-1。對熱軋高強鋼RCL540和SPFH540進行了光譜分析，得到2種鋼材的成分如表2-2所示。 2-1 車輪用熱軋鋼板的牌號及化學(xué)成分 表 2-2 RCL540鋼與SPFH540鋼的化學(xué)成分（wt%） 將RCL540鋼與SPFH540鋼的成分和車輪用熱軋鋼板化學(xué)成分要求進行對比，可以看出兩種鋼材的化學(xué)成分含量都符合國家標(biāo)準(zhǔn)。但RCL540中S的含量是SPFH540硫含量的4.6倍。P含量是SPFH540的1.5倍，Cr元素是SPFH540的2.5 倍，除C、Mn 含量稍低之外，其余元素均比SPFH540 中的含量要高。針對兩種材料在合金元素含量上的區(qū)別，有必要對每種元素的作用進行深入分析。 （1）S在RCL540鋼中的含量是SPFH540鋼中S含量的4.6倍。S在鐵中的溶解度非常低，容易與鐵形成化合物FeS，以夾雜物的形式存在于鋼中。FeS的熔點低，而其與Fe 形成的混合物熔點更低(約為985℃)，這種結(jié)構(gòu)分布在晶界上使得材料的塑性和韌性大為降低。此外因為RCL540鋼和SPFH540鋼都是輪輞的生產(chǎn)材料，就要求RCL540鋼和SPFH540鋼不僅需要具有良好的可焊性，還需具有焊后良好的塑形變形能力。有文獻指出對于抗拉強度高于600MPa的輪輞鋼，為了保證其生產(chǎn)的輪輞電阻對焊后具有較好的成形性，在側(cè)彎試驗中側(cè)彎延伸率超過30%，鋼中的S含量要控制在0.003%以下。還有文獻指出S含量控制在0.005%以下有助于減少母材中的鉤形裂紋。考慮到RCL540鋼中的S含量超過了0.005%并且其供貨時的抗拉強度大于600MPa，結(jié)合生產(chǎn)過程中RCL540鋼比SPFH540鋼在電阻對焊后開裂率高的情況，推斷出RCL540鋼中可能因為S沒有清除干凈，容易形成硫化物夾雜，導(dǎo)致其電阻焊后的側(cè)彎性能降低，從而在擴口或者滾型加工時產(chǎn)生開裂。 （2）Cr易與O元素結(jié)合形成Cr2O3氧化膜，起到防止氧化的作用。但是Cr還會與C形成Cr23C6，導(dǎo)致晶間腐蝕。Cr含量在1.6%以下時可以在不降低沖擊韌性的情況下提高材料的淬透性，Cr是提高焊接淬硬傾向的元素之一。 （3）P在鐵中有較大的固溶度，可以使鋼的強度和硬度大幅度提高，但是它能減低鋼的韌性，引起低溫脆化，生產(chǎn)過程中常通過細化晶粒的作用來減少它引起的脆化。 （4）Ni可以提高鋼的強度和和沖擊韌性，一般增加低合金鋼中的Ni能夠提高屈服強度，但是Ni含量的提高也會使熱裂紋傾向增加。 （5）Mn能在鐵中固溶，對微合金鋼起到固溶強化的作用。Mn還能擴大奧氏體區(qū)，使γ→α相變后的鐵素體晶粒細化。 （6）Al是鋼中很好的脫氧劑，但其生成的Al2O3脆性大，容易形成微裂紋。但后來發(fā)現(xiàn)酸溶鋁形成的AlN有細化晶粒的作用，因而把Al也算作微合金鋼中的微合金元素。 （7）Nb最重要的作用是阻止奧氏體的再結(jié)晶，形成鈮的碳氮化合物，阻礙晶粒長大，達到細化晶粒的效果。 從上面的元素分析可以看出，每種元素的作用各不相同，為了綜合考慮各種元素對焊接性能的影響，需對兩種鋼的碳當(dāng)量進行計算。 碳當(dāng)量能評定焊接過程中淬硬性的傾向，在一定程度上能反應(yīng)材料的焊接性。美國焊接協(xié)會推薦的低合金高強鋼碳當(dāng)量計算公式如下： （2-1） 根據(jù)這個公式計算的RCL540鋼的碳當(dāng)量為0.307，SPFH540鋼的碳當(dāng)量為0.337，而生產(chǎn)實踐中的經(jīng)驗認為Ceq≤0.35時，材料具有良好的焊接性。近年來隨著新的冶煉技術(shù)的發(fā)展，碳當(dāng)量的公式也隨之進行了改進，日本伊藤等人提出了當(dāng)Nb含量超過0.04%時，適合于評定含Nb微合金鋼的碳當(dāng)量計算公式，用該碳當(dāng)量計算公式評定熱軋微合金鋼RCL540鋼與SPFH540鋼的焊接性更為合理，該碳當(dāng)量計算公式為： （2-2） 根據(jù)公式3-2計算RCL540鋼的碳當(dāng)量為0.183，SPFH540鋼的碳當(dāng)量為0.108。P”cm值是反映焊后冷裂傾向的一個指數(shù)，從計算結(jié)果可知RCL540鋼的P”cm值更大，因而其冷裂傾向也更大。RCL540鋼與SPFH540鋼電阻焊后成形過程中產(chǎn)生焊縫中心的開裂，為了判斷該開裂是否是由熱裂紋引起，還需計算兩種材料的熱裂紋敏感系數(shù)，計算公式為： （2-3） 經(jīng)計算RCL540鋼的熱裂紋敏感系數(shù)為0.54，SPFH540鋼的為0.30，一般情況下當(dāng)HCS<4時，就可以很好的防止熱裂紋。綜合各種焊接性評定方法可知，兩種材料都具有良好的焊接性，但RCL540鋼的冷裂傾向比SPFH540鋼的大。 2.2 RCL540 鋼與SPFH540 鋼的力學(xué)性能對比 2.2.1 力學(xué)性能試驗結(jié)果 在拉伸試驗過程中觀察到，無論是平行于軋制方向還是垂直于軋制方向取拉伸試樣，兩種材料的應(yīng)力應(yīng)變曲線都非常典型，有明顯的彈性變形區(qū)，屈服延伸區(qū)和塑性變形區(qū)。 平行軋制方向取拉伸樣時，RCL540鋼的平均屈服強度在530MPa左右而SPFH540鋼的屈服強度在505MPa左右?？估瓘姸扰c延伸率的均值如表2-3所示。在表中可以看出，RCL540抗拉強度比SPFH540的抗拉強度高出25MPa，延伸率高出4.1%，兩者的屈服強度和抗拉強度比約為0.86。材料的屈強比能反映該材料的塑性變形能力。屈強比越小，說明材料進入屈服到最后斷裂的過程中還可以產(chǎn)生大的塑性變形，反之如果屈強比大的話，材料從彈性變形階段進入屈服階段后，塑性變形還沒怎么進行，材料就已經(jīng)斷裂。一般來說材料的屈強比小于0.6時，材料的塑性變形能力很好，一些深沖鋼就具有這個特點。但是接近1時材料的塑性變形能力差，RCL540鋼和SPFH540鋼的屈強比處在一個中間范圍，塑性變形能力能滿足變形量不是太大時的應(yīng)用要求。 垂直軋制方向取拉伸件時，RCL540鋼和SPFH540鋼拉伸力學(xué)性能如表2-4所示。在表3-4中可以看出，RCL540的抗拉強度均值為545.3MPa，SPFH540的抗拉強度均值為568MPa，RCL540抗拉強度比SPFH540的抗拉強度低22.7MPa。比較表2-3和表2-4可以看出兩者垂直于軋制方向的延伸率比平行于軋制方向的延伸率低6%左右；RCL540平行軋制方向的抗拉強度和垂直于軋制方向的抗拉強度相差63.9MPa，而SPFH540相差僅為9.3MPa，說明SPFH540的力學(xué)性能比RCL540鋼的力學(xué)性能更為均勻。 表 2-3 兩種材料平行于軋制方向的力學(xué)性能 表 2-4 兩種材料垂直于軋制方向的力學(xué)性能 彎曲試驗中，在萬能試驗機最大允許范圍內(nèi)無論是RCL540鋼還是SPFH540鋼的彎曲試樣都沒有出現(xiàn)肉眼可見的裂紋等缺陷。彎曲試驗不能使其發(fā)生斷裂，這充分證明兩種材料均具有很好的抗彎性能。硬度試驗中，RCL540鋼的平均硬度值為220HV；SPFH540的平均硬度值為210HV。RCL540的硬度值比SPFH540 的硬度值要略高，分析認為這與RCL540鋼中可能含有較多的碳化物有關(guān)。 2.2.2 RCL540鋼與SPFH540鋼的拉伸斷口分析 無論是平行于軋制方向的斷口還是垂直于軋制方向的斷口，兩種材料的宏觀斷裂形貌均具有塑性斷裂的特征。有的試件在快要斷裂時，在頸縮區(qū)域的中心部位產(chǎn)生裂紋孔，在力的作用下裂紋孔向兩端擴展直至斷裂。斷裂后的拉伸件如圖2-1所示，從中可以看出斷口的位置基本處于拉伸試件的中間。 在掃描電鏡下觀察拉伸斷口，斷口的微觀形貌特征如圖2-2所示，從圖片中可以看出，兩種材料的斷口都具有明顯的韌窩組織，韌窩的尺寸較大、孔壁較為光滑并表現(xiàn)出等軸韌窩的特點。韌窩尺寸的大小和材料的塑性直接相關(guān)，韌窩尺寸越大，則材料韌性越好。對比圖中的韌窩發(fā)現(xiàn)，兩種材料的韌窩尺寸相近，都比較大，進一步確定材料的斷裂形式為塑性斷裂，說明兩種材料都有較好的塑性。 圖 2-1 兩種材料的宏觀斷口形貌 a）RCL540 鋼斷口SEM 組織 b）SPFH540 鋼斷口SEM 組織 圖 2-2材料的微觀斷口形貌 2.3 RCL540鋼與SPFH540鋼的微觀組織分析 為了探究材料的微觀組織與力學(xué)性能之間的關(guān)系，有必要對兩種材料的微觀組織進行深入分析。分別在兩種材料的軋制面和平行于軋制方向的縱截面取樣，經(jīng)過制樣、預(yù)磨、拋光之后用2%的硝酸酒精進行腐蝕，兩種材料的軋制面上的金相組織如圖2-3所示。 a）RCL540鋼軋制面的金相組織 b）SPFH540鋼軋制面的金相組織 圖 2-3 兩種材料軋制面的金相組織 從圖2-3中可以看出,兩種材料的金相組織都是鐵素體+珠光體的組織。RCL540鋼中析出的碳化物多而聚集，SPFH540鋼中析出的碳化物少且呈彌散分布。RCL540碳化物析出較多和其含有較多的碳化物形成元素Cr、Nb有關(guān)。平行于材料軋制方向的縱截面取樣時發(fā)現(xiàn)，得到的金相組織如圖2-4所示。 a）RCL540 金相組織 b）SPFH540 金相組織 圖 2-4 兩種材料平行于軋制方向的縱截面組織 對比圖2-4中的兩個圖可以看出，和軋制面的晶粒相比，平行于軋制方向的縱截面的晶粒經(jīng)軋制后顯著被拉長，兩種材料都具有帶狀組織的形態(tài)特征，但是RCL540中的帶狀組織較為輕微，呈不連續(xù)斷續(xù)分布；而SPFH540中的帶狀組織較為嚴重，根據(jù)GB13299-1991和兩種材料的碳當(dāng)量值，評定出RCL540鋼的帶狀組織級別為B系列1級，SPFH540鋼的帶狀組織為B系列2級。在掃描電鏡下進一步放大觀察SPFH540鋼的帶狀組織，如圖2-5所示，其中右圖是對左圖中心區(qū)域的放大。從圖中可以觀察到條狀組織中有層片狀的組織，經(jīng)分析為珠光體組織。利用EDS對條狀組織區(qū)域的第二相質(zhì)點進行能譜分析發(fā)現(xiàn)，第二相質(zhì)點中碳化物形成元素Nb、MO含量較高，如圖2-6所示。分析認為該第二相質(zhì)點為碳化物質(zhì)點，產(chǎn)生該質(zhì)點的原因是在此區(qū)域形成了合金元素和碳的富集?，F(xiàn)有的對帶狀組織的理論研究也證實了上述觀點，研究表明產(chǎn)生帶狀組織的原因是材料在凝固過程中形成成分不均勻的樹枝晶，軋制時樹枝晶沿著軋制方向變形拉長，形成C和合金元素的貧化區(qū)。在冷速不夠快的情況下，先共析鐵素體在貧化區(qū)形核長大并將C排斥在外，形成鐵素體帶。而C 和合金元素的富集區(qū)則會隨后生成珠光體，形成珠光體帶。于是就產(chǎn)生了鐵素體和珠光體交替出現(xiàn)的帶狀組織。有文獻分析認為降低C含量，合理的提高軋制時的冷卻速度有助于減少成分偏析，使相變時C元素來不及擴散，減小C元素的偏析從而減少帶狀組織的產(chǎn)生。材料中出現(xiàn)這種帶狀組織會產(chǎn)生各向異性，使得材料的塑性和韌性降低。但是對比RCL540鋼和SPFH540鋼的拉伸力學(xué)性能卻發(fā)現(xiàn)RCL540的力學(xué)性能不均勻性更大，組織和性能出現(xiàn)了矛盾的現(xiàn)象，除了組織外，還有成分等其他因素決定材料的性能，還需對其它影響因素進行深入分析。 圖 2-5 兩種材料平行于軋制方向的縱截面組織 圖 2-6 兩種材料平行于軋制方向的縱截面組織 2.4 本章小結(jié) （1）RCL540鋼與SPFH540鋼的成分差別較大，RCL540鋼中S的含量是SPFH540鋼的4.6倍，碳化物形成元素Cr、Nb等含量是SPFH540的1.4倍，P含量是SPFH540的1.5倍。元素含量的差別導(dǎo)致RCL540鋼的冷裂紋敏感指數(shù)比SPFH540鋼的要高，而較高的強度加上較高的S含量可能是導(dǎo)致RCL540鋼開裂率比SPFH540鋼高的原因之一。 （2）平行于軋制方向上，兩種材料的抗拉強度均在600MPa左右；垂直于軋制方向RCL540的抗拉強度均值為550MPa，SPFH540鋼的抗拉強度為581MPa。RCL540在兩個方向上的抗拉強度差別較大，差值為63.9MPa。和RCL540鋼相比，SPFH540鋼的力學(xué)性能更為均勻。兩種材料在硬度和抗彎性能上差別很小。 （3）RCL540中含有的碳化物多而聚集，SPFH540中的碳化物少并呈彌散分布，但SPFH540中出現(xiàn)了明顯的帶狀組織。兩種材料的拉伸斷口組織均為孔徑較大、孔壁光滑的韌窩，材料具有良好的塑性。 第3章．高強鋼MAG焊的工藝優(yōu)化 焊接工藝的優(yōu)化有助于實際生產(chǎn)過程中提高資源的利用率，減少工時，改善產(chǎn)品的焊接質(zhì)量。然而影響焊接質(zhì)量的參數(shù)多而雜，如果采用全面試驗法，實驗量將非常大，為此選用合適的實驗設(shè)計方法來進行工藝的優(yōu)化是非常必要的。正交試驗設(shè)計方法因具有均衡分散的特點，能夠大大減少試驗量，應(yīng)用廣泛。 3.1 高強鋼MAG 焊正交試驗 實際生產(chǎn)過程中，將輪輻和輪輞用MAG焊連接起來制成輪轂時，會出現(xiàn)不合格產(chǎn)品，為了降低次品率，提高生產(chǎn)效率，有必要對輪輻和輪輞的MAG焊工藝進行優(yōu)化。 對于輪輻和輪輞的MAG焊工藝來說，影響焊接接頭質(zhì)量的因素主要有焊接電流、電弧電壓和焊接速度。為了優(yōu)化工藝，在工廠現(xiàn)有焊接參數(shù)（焊接電流240A-280A，電弧電壓23V-29V，焊接速度75cm/min-95cm/min）的基礎(chǔ)上，對輪輻用鋼和輪輞用鋼的MAG焊搭接工藝進行正交設(shè)計。每個因素分為三個水平，焊接電流三個水平為240A、260A、280A；電弧電壓三個水平為23V、26V、29V；焊接速度的三個范圍為75cm/min、85cm/min、95cm/min。三因素三水平表列于表3-1中 表 3-1 MAG 焊的三因素三水平表 正交設(shè)計表中的L9(34)表適合于4因素3水平的正交試驗，本試驗中有3個水平3個因素，可選用該表中的1、2、3列來安排試驗表。在輪輻和輪輞的實際焊接過程中，輪輞熔深過大，會在背面形成凸起，導(dǎo)致輪轂外緣的胎面層和輪轂裝配時出現(xiàn)裝配不良的問題；輪輞熔深太小，會使輪輻和輪輞的結(jié)合強度不夠，為此工廠中將輪輞熔深限定在0.5mm-1.0mm范圍內(nèi)，誤差≤±0.05mm。根據(jù)生產(chǎn)中的這個要求，進行輪輻用鋼DP600與輪輞用鋼RCL540的MAG焊正交試驗設(shè)計和進行輪輻用鋼DP600與輪輞用鋼SPFH540的MAG焊正交試驗設(shè)計時，將輪輞用鋼RCL540及SPFH540的熔深作為考察指標(biāo)。MAG焊的試驗設(shè)計方案及試驗結(jié)果如表3-2所示，其搭接形式如圖2-3所示。焊絲干伸長為20mm，氣體流量為15L/min，保護氣為90%Ar+10%CO2。為了描述的方便以及便于區(qū)分，下面的描述中采用輪輞鋼的牌號代表不同的搭接接頭，RCL540鋼代表DP600雙相鋼與RCL540鋼的搭接接頭，SPFH540鋼代表DP600與SPFH540鋼的搭接接頭。 表 3-2 MAG 焊正交試驗方案與結(jié)果分析表 說明：表中“-”代表該組參數(shù)在焊接過程中無法實現(xiàn)或飛濺非常大，成形不好。 從表3-2中可以發(fā)現(xiàn)，在該正交表條件下，滿足熔深要求（0.5mm-1.0mm）的只占33.3%。而且滿足熔深要求的試件中還有的有咬邊等缺陷。如RCL540鋼中的2#試驗和SPFH540鋼中的3#試驗，其焊縫成形如圖3-1所示。 a）RCL540 鋼2#試驗的焊縫成形 b）SPFH540 鋼3#試驗的焊縫成形 圖3-1焊接過程中產(chǎn)生的咬邊缺陷 咬邊的產(chǎn)生可能與兩個原因有關(guān)，一是焊接速度，二是焊絲指向。大電流高速焊接時容易在熔池中心和熔池邊緣產(chǎn)生溫度差，使熔池邊緣的金屬向熔池中心流動，形成咬邊缺陷；另外，如果焊絲的指向偏離角焊縫的中心，也會在薄板或者厚板焊趾處產(chǎn)生咬邊。 設(shè)計正交試驗表時，正交表中各因素的水平是根據(jù)實際生產(chǎn)過程中的使用規(guī)范得到的。分析認為造成熔深不滿足條件的原因可能是： （1）實際生產(chǎn)過程中使用的焊接規(guī)范范圍過寬； （2）正交表中大電流和小電壓配合時，焊縫成形不好； （3）實際生產(chǎn)過程中效率與質(zhì)量需兼顧，故常常采用大電流焊接，而這種規(guī)范下容易產(chǎn)生較大熔深。 為了得到合適的焊接規(guī)范和良好的氣體保護效果，需要對表MAG焊正交試驗表進行修正。根據(jù)表4-2 中的試驗結(jié)果可知，電弧電壓為23V、焊接電流為240A、260A、280A 時都會出現(xiàn)焊接不能進行的情況，因此需要適當(dāng)?shù)奶岣唠娀‰妷?。而電流?80A時焊件的熔深全部超標(biāo)，因此需將電流適當(dāng)?shù)慕档?。而根?jù)焊接工藝參數(shù)對焊縫過渡形式的影響條件可知，焊絲成分、焊絲干伸長、保護氣配比、電流、電壓都會影響焊接過程中的過渡形式。對于本課題來說，要實現(xiàn)大電流下的高速焊接，良好的過渡形式是必要的。短路過渡熔化系數(shù)低、射流過渡會產(chǎn)生指狀熔深，都不能很好的滿足實際需要，射滴過渡因具有熔化系數(shù)高、飛濺小、熔滴尺寸和焊絲直徑接近等優(yōu)點，是本研究中希望得到的熔滴過渡形式。根據(jù)現(xiàn)有的研究結(jié)果表明，在電流為230A-260A范圍內(nèi)可以得到射滴過渡形式。因此結(jié)合表3-2中的試驗結(jié)果與MAG焊不同規(guī)范下的過渡形式，將焊接電流范圍由原來的240-280A，縮小到240-260A，電壓由原來的23-29V，縮小到25-27V，焊接速度由原來的75-95cm/min，縮小到78-94cm/min。修改后的因素水平表如表3-3 所示，修改后的正交實驗表與結(jié)果分析表如表3-4 和表3-5 所示，其有如下優(yōu)點： （1）具有合理的電流、電壓搭配，有望得到較好的焊縫成形； （2）電流區(qū)間有所縮小，在射滴過渡區(qū)間的概率增大； （3）焊接熱輸入有所減少，滿足所需熔深的焊接接頭比例有望提高； （4）適當(dāng)?shù)奶岣吡怂街械淖钚『附铀俣龋梢蕴岣呱a(chǎn)效率。 此外為了檢驗表3-2中的氣體保護效果是否良好，取表3-2中滿足熔深的6塊焊件進行探傷，結(jié)果發(fā)現(xiàn)其中5塊焊件能滿足氣孔在II級及以上的要求，1個試件出現(xiàn)了III級氣孔，不滿足要求。分析認為這可能是由于焊絲的干伸長較長，導(dǎo)致保護效果不太好造成的，需適當(dāng)?shù)靥岣邭怏w流量，對氣體流量進行優(yōu)化。 為了減少氣孔的產(chǎn)生，在按照修改后的正交表3-4 與正交表3-5進行焊接時，氣體流量提高到20L/min，保護氣仍為90% Ar+10%CO2。焊接過程中沒有出現(xiàn)飛濺很大造成無法焊接的現(xiàn)象，X 射線探傷結(jié)果表明，氣孔缺陷級別均在II級或者II級以上，滿足使用要求。對比表3-2、表3-4 與表3-5可以發(fā)現(xiàn)輪輞鋼RCL540熔深合格率由原來的33.3%提高到55.6%；輪輞鋼SPFH540合格率由原來的33.3%提高到了66.7%，提高了一倍。 表 3-3 修改后MAG焊的三因素三水平表 表 3-4 RCL540的MAG焊正交試驗方案與結(jié)果分析表 表3-4中的I代表水平1的三次熔深之和；II代表水平2的三次熔深之和；III代表水平3的三次熔深之和；R代表最大的水平與最小的水平的差值。R值越大，說明該因素對目標(biāo)值的貢獻也就越大。通過直觀分析可知RCL540鋼中MAG焊不等厚板搭接實驗時，對熔深影響的主要參數(shù)為焊接速度與焊接電流，電弧電壓對薄板熔深的影響較弱。分析認為其他條件不變時，焊接速度減小，在深度方向和寬度方向的熱輸入均增大，熔深和熔寬均增大；電流增大，電弧力提高，工件的熱輸入增加，同時熱源位置下移，有利于熱量向深度方向傳導(dǎo)，使熔深大幅度增大；電弧電壓增加，弧長變長，電弧橫截面積增加，工件受熱范圍變大，深度方向的熱輸入變小，從而使得熔寬增大，而熔深只有略有增加。而分析SPFH540鋼的正交試驗結(jié)果時，卻發(fā)現(xiàn)電流、電壓、焊接速度對熔深的影響和上述規(guī)律不同。在SPFH540鋼的正交試驗中，影響熔深的因素主要是電弧電壓和焊接速度。這個規(guī)律和理論研究結(jié)果不太相符，需要對產(chǎn)生這種現(xiàn)象的原因進行分析。經(jīng)過仔細研究發(fā)現(xiàn)，除了第4#試件中RCL540鋼和SPFH540鋼的熔深差別較大之外（4#試件中，兩者之差為0.91mm），其余試驗中，兩種材料的熔深差別較小。觀察RCL540鋼與SPFH540鋼的4#試件宏觀金相可看出，SPFH540鋼在4#試件中搭接間隙較大，約為0.24mm，RCL540鋼中出現(xiàn)了咬邊缺陷，薄板熔深大。推斷SPFH540鋼因為搭接間隙的存在，導(dǎo)致兩者焊縫成形產(chǎn)生了較大的區(qū)別。為了驗證搭接間隙的存在是否對熔深產(chǎn)生影響，按照正交表4#試驗的焊接參數(shù)對SPFH540鋼進行了重復(fù)焊接，焊接過程中確保其沒有肉眼可視的間隙，計算得到其熔深為0.80mm，熔深增加近了0.3mm。SPFH540鋼有間隙和無間隙的對比圖如圖3-3所示，從中可以看出間隙的存在可以改變溫度場的分布，從而改變?nèi)凵畲笮『蜔嵊绊憛^(qū)的寬窄。沒有搭接間隙時，薄板的熱影響區(qū)呈倒錐形分布，而有搭接間隙時，熱影響區(qū)形狀類似于一個矩形。 表 3-5 SPFH540的MAG焊正交試驗方案與試驗結(jié)果分析表 a）RCL540鋼4#試件中的宏觀金相 b）SPFH540鋼4#試件中的宏觀金相 圖3-2 RCL540鋼與SPFH540鋼宏觀金相對比圖 a）RCL540鋼4#試件有間隙的宏觀金相 b）RCL540鋼4#試件無間隙的宏觀金相 圖3-3 SPFH540鋼宏觀金相對比圖 除了改變溫度場的分布外，在一定條件下，搭接間隙的存在還能導(dǎo)致氣孔增多。有文獻指出將6mm和20mm的16Mn鋼板進行搭接時，產(chǎn)生氣孔的規(guī)律如圖3-4所示。從這個規(guī)律可以推斷出對于本課題試驗研究中4mm板和2mm的薄板焊接來說，間隙越小越好。 選取兩種材料中熔深大小不同的6#、9#、7#試件的宏觀金相進行對比分析可以看出：薄板熔深較大時（6#），薄板被熔透，角焊縫的不對稱度較大，薄板背面脹形嚴重；熔深較少時（7#），薄板背面脹形較小，余高較大，焊縫有效承載面積變小；熔深處于范圍中間值時（9#），角焊縫有一定的對稱度，焊縫成形良好，如圖3-5所示。 圖3-4 間隙對氣孔的影響 a）RCL540鋼6#試件宏觀金相 b）SPFH540鋼6#試件宏觀金相 c）RCL540鋼9#試件宏觀金相 d）SPFH540鋼9#試件宏觀金相 e）RCL540鋼7#試件宏觀金相 f）SPFH540鋼7#試件宏觀金相 圖3-5 不同焊接工藝參數(shù)對焊縫成形的影響 此外，研究熱輸入和輪輞鋼的熔深關(guān)系時發(fā)現(xiàn)，輪輞鋼（薄板）的熔深與熱輸入之間并不成線性關(guān)系，如圖3-6所示。分析認為造成上述的原因主要有兩點：第一點是作用于輪輞鋼上的熱輸入與總的熱輸入之間不成線性關(guān)系，隨著參數(shù)的改變，電弧形態(tài)的不同，輪輞鋼的熱輸入與總輸入成不同的三角函數(shù)關(guān)系；第二點是焊接過程中的誤差，焊絲指向的偏差，會造成作用在輪輞鋼上的熱輸入出現(xiàn)偏大或者偏小的情況，此外焊接速度、焊接電壓的讀數(shù)誤差也會造成一定的影響。 a）RCL540鋼熔深與熱輸入的關(guān)系 b）SPFH540鋼熔深與熱輸入的關(guān)系 圖3-6 輪輞鋼的熔深與熱輸入的關(guān)系 從圖3-6中可以看出，總的趨勢上來看，熔深隨著熱輸入的增加而增加。但都在435J/mm時，出現(xiàn)一個小的波峰，這個波峰的產(chǎn)生可能是因為焊接過程中不同操作人員進行焊接操作時帶來的誤差。綜合分析各種因素，可以得到焊接電流在240A-260A，電弧電壓在25V-27V，焊接速度為78 cm/min -94cm/min，熱輸入控制在410J/mm -455J/mm 時，能夠得到滿足要求的熔深（0.45mm-1.05mm）。 3.2 焊接工藝參數(shù)對焊縫力學(xué)性能的影響 力學(xué)性能是評定焊接工藝參數(shù)優(yōu)劣的一個重要指標(biāo)。因此本節(jié)中，對正交表中不同參數(shù)條件下的焊接接頭的抗拉強度、沖擊韌性及硬度進行了測定和分析。 3.2.1 焊接工藝參數(shù)對拉伸性能的影響 選取滿足熔深的試件和熔深最大的6#試件中的試件進行拉伸試驗。在拉伸試驗的過程中，發(fā)現(xiàn)不管熔深是否滿足要求，所有的焊件都斷在了母材上面，并且在焊趾處產(chǎn)生了縮頸。分析認為焊件斷裂在母材的原因有兩個，第一，因為是不等厚板搭接，角焊縫的有效承載面積比薄板的橫截面積大；第二，焊縫的強度大于最大拉力與其橫截面積的比值。 將焊件加工成非標(biāo)準(zhǔn)的啞鈴形試件，通過大幅度的降低焊縫的橫截面積，使焊縫能夠承載的最大載荷減小，使其最終斷在焊接接頭處，從而測試到焊接接頭的抗拉強度。拉伸件的尺寸如圖2-6所示，試樣最終斷在與薄板的焊趾處，說明薄板的粗晶區(qū)與焊縫之間的區(qū)域為接頭的薄弱環(huán)節(jié)。經(jīng)測定此區(qū)域的強度在540MPa-582MPa之間，強度比母材略低。斷口的宏觀形貌具有韌性斷裂的撕裂棱等特征，推斷出焊縫的塑性較好。 3.2.2 焊接接頭沖擊韌性的影響因素 拉伸試驗結(jié)果表明，焊趾處為焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)，如果焊接接頭失效的話，該區(qū)域往往是裂紋萌生的區(qū)域，因此評定此區(qū)域的沖擊韌性變得十分重要，因為車輪在實際使用過程中，會受到來自不同方向的物體的撞擊，良好的沖擊韌性是保證其使用壽命的一個關(guān)鍵因素。根據(jù)焊接接頭沖擊試驗的標(biāo)準(zhǔn)GBT2650-2008，結(jié)合焊接接頭本身的特點，制備出如圖3-7所示的沖擊試件，沖擊試驗在 instron9250HV型號視波落錘沖擊試驗機上完成，沖擊速度為5mm/s。沖斷后的試樣如圖3-7b)所示。 a）沖擊試樣 b）沖斷后的試樣 圖3-7 沖擊試樣的示意圖 沖擊結(jié)果如圖3-8-3-10所示。從圖中可以看出，不同焊接工藝參數(shù)下的沖擊功不同，其中RCL540鋼最大值與最小值之間的差值為3.57J，SPFH540鋼的為3.27J，且對于兩種材料來說，沖擊功最小的都為7#試件。分析認為7#試件焊縫成形系數(shù)較小，余高較大，焊縫的有效承載面積較小，造成應(yīng)力集中因而導(dǎo)致其沖擊韌性較差。通過分析兩種材料中具有最大沖擊功的焊件熔深，可以得出合理的熔深，良好的焊縫成形是保證其有較好沖擊韌性的必要條件。SPFH540中4#試件的沖擊功最大，其無搭接間隙時熔深為0.8mm，RCL540中9#試件沖擊功最大，其熔深為0.66mm。當(dāng)熔深處于0.6-0.8mm左右時SPFH540沖擊功的值在23J左右，RCL540的則接近20J。對比兩種材料的沖擊功可以發(fā)現(xiàn)SPFH540 的沖擊功比RCL540的沖擊功要大4.5J左右。RCL540的沖擊功的最大值比SPFH540的最小值還要小。 圖3-8 RCL540鋼的沖擊功 圖3-9 SPFH540鋼的沖擊功 圖3-10 RCL540與SPFH540鋼的沖擊功對比 分別取SPFH540和RCL540中沖擊功值最大和最小的斷口進行分析。其中SPFH540中沖擊功最大的試件4#試件，沖擊功最小的試件為7#試件。RCL540中沖擊功最大的試件為9#試件。沖擊功最小的試件為7#試件。 為了了解材料的沖擊斷裂形式，需對對4個斷口形貌進行宏觀觀察和微觀分析，斷口宏觀形貌可以看出斷口區(qū)域顏色都較為暗淡，平行于斷裂面方向具有塑性變形的纖維特征，兩側(cè)有明顯的剪切唇；在掃描電鏡下將其逐級放大，觀察到4個斷口的斷裂起始區(qū)，擴展區(qū)和終止區(qū)均有尺寸較大的撕裂在韌窩處還能觀察到一些細小的顆粒，如圖3-11和圖3-12所示。經(jīng)過能譜分析，這些小顆粒主要是一些氧化物，如圖3-13所示。RCL540中和SPFH540中含有的氧化物種類不同，對于SPFH540 來說，其主要有Mg、Ca、S、Al 等的氧化物，而RCL540主要含Al的氧化物，SPFH540中氧化物的顆粒尺寸在3-4.2um 范圍內(nèi)，RCL540氧化物顆粒尺寸在2.3-4.7um范圍內(nèi)。通過比較SPFH540和RCL540的氧化物成分和兩者的沖擊韌性可知，鋼中添加一定的合金元素Mg、Ca有助于提高焊縫的沖擊韌性。有學(xué)者研究表明和Al元素相比，Mg元素具有更好的脫氧能力和脫硫能力，Mg元素脫氧后的夾雜物在尺寸上要比Al的要細小，在分布上要比Al的要彌散，而且夾雜物的種類有所不同，有一定的變性作用；堿金屬元素Ca極易與鋼中的S、O結(jié)合，得到球形顆粒狀的氧化物，避免生成脆性的Al2O3，改善了氧化物的形態(tài)，從而能夠有效的提高材料的塑性，減少了各向異性的產(chǎn)生。由此可見，正是因為SPFH540中含有Ca、Mg 等堿金屬元素使得SPFH540具有更好的沖擊韌性，同時也降低了其各向異性。 a）9#試件宏觀斷口 b）9#試件微觀斷口 c）9#試件微觀斷口 d）7#試件宏觀斷口 e）7#試件微觀斷口 f）7#試件微觀斷口 圖3-11 RCL540鋼不同焊接工藝參數(shù)沖擊斷口對比 a）4#試件宏觀斷口 b）4#試件微觀斷口 c）4#試件微觀斷口 d）7#試件宏觀斷口 e）7#試件微觀斷口 f）7#試件微觀斷口 圖3-12 SPFH540鋼不同焊接工藝參數(shù)沖擊斷口對比 a）RCL540鋼9#試件的氧化物能譜圖 b）RCL540鋼7#試件的氧化物能譜圖 c）SPFH540鋼4#試件的氧化物能譜圖 d）SPFH540鋼7#試件的氧化物能譜圖 圖3-13 RCL540鋼與SPFH540鋼的氧化物能譜圖 3.2.3 不同焊件工藝參數(shù)對焊接接頭硬度的影響 硬度表征的是材料抵抗塑性變形的能力，硬度高的區(qū)域強度也比較高，對于本課題中的焊接接頭來說，其是由不同板厚的異種鋼焊接而來的，成分不同厚度不同都會影響焊接過程中的熱量的分布，從而形成不同的相變組織。不同的相變組織具有不同的力學(xué)性能，而硬度則是表征不同組織力學(xué)性能的直觀而有效的方法。通過對硬度的測定可以發(fā)現(xiàn)接頭中哪些區(qū)域存在硬化，哪些區(qū)域存在軟化，從而更好的了解焊接接頭的性能。 利用圖3-14中的硬度測定方法對試件進行硬度測定得到DP600雙相鋼分別和RCL540鋼及SPFH540鋼焊接時，焊縫硬度最高，在250HV-280HV的范圍內(nèi)?？拷麯P600雙相鋼側(cè)的熱影響區(qū)都出現(xiàn)了軟化的現(xiàn)象，RCL540鋼與SPFH540鋼側(cè)的熱影響區(qū)硬度隨著與焊縫中心的距離的增大而降低；RCL540鋼與SPFH540鋼的硬度都大于DP600雙相鋼的硬度，如圖3-15a)與圖3-16所示。此外從圖3-15b)與圖3-17中還可以發(fā)現(xiàn)，同種材料不同焊接工藝參數(shù)下，焊縫的硬度和沖擊功成反比，焊縫硬度高的沖擊功低。 分析認為輪輻用鋼與輪輞用鋼的MAG焊搭接接頭中焊縫硬度最高，和焊縫經(jīng)歷的熱循環(huán)有關(guān)。焊縫中的冷卻速度快，冷卻過程中生成的針狀鐵素體有助于提高焊縫的硬度。焊絲中的合金元素與母材中的合金元素在熔池中相互滲入相互過渡也會使得焊縫硬度比母材硬度高。對于同種材料來說，能量密度是影響焊縫硬度最大值的主要因素。高能量密度時，焊縫硬度大大提高。輪輻用鋼DP600雙相鋼側(cè)熱影響區(qū)發(fā)生軟化，是雙相鋼在熱循環(huán)的作用下發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶的結(jié)果。此外有文獻指出雙相鋼中的馬氏體組織在600℃左右時經(jīng)過高溫回火，析出細小的碳化物，生成回火馬氏體，并且鐵素體也發(fā)生軟化，是使雙相鋼熱影響區(qū)產(chǎn)生軟化的原因。 圖3-14 MAG焊接頭硬度測定點示意圖 a) RCL540鋼9#試件的硬度 b) RCL540鋼不同參數(shù)下的硬度對比 圖3-15 RCL540鋼的硬度 圖3-16 SPFH540鋼9#試件硬度 圖3-17 SPFH540鋼不同參數(shù)下的硬度對比 3.3 MAG焊焊縫金相組織分析 垂直于焊縫的方向截取焊接接頭進行制樣、打磨、拋光后，用2%的硝酸酒精腐蝕，在SZX12體式顯微鏡下和GX71倒置式光學(xué)金相顯微鏡下分別觀察焊接接頭的宏觀金相和微觀金相。根據(jù)組織成分和經(jīng)歷的焊接熱循環(huán)不同，焊接接頭可以分為焊縫區(qū)、熔合區(qū)、過熱區(qū)、相變重結(jié)晶區(qū)、不完全相變重結(jié)晶區(qū)和母材。如圖3-18所示，圖3-18a)為DP600母材側(cè)的接頭組織，圖中標(biāo)識的A、B、C、D、E、F 分別對應(yīng)上述所說的6個區(qū)域。圖3-18b)至圖3-18g)則是分別對這五個區(qū)域的放大圖。焊縫中的組織主要是先析出鐵素