车用高强钢MAG焊焊接工艺研究[纯论文]【YC系列】
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摘 要高强钢中的双相钢和热轧微合金钢不仅具有较高的强度还具有较好的塑性,与传统的低碳钢和低合金高强钢相比,具有强大的优势,因而广泛应用于汽车工业上。针对RCL540钢电阻对焊后成形过程中开裂率比SPFH540钢高的问题,本文对两种钢的成分、组织、性能进行了深入分析。此外利用正交试验设计法及单因素变量控制法对轮辐材料DP600双相钢分别和轮辋用钢RCL540、SPFH540的MAG焊搭接工艺进行了优化。以2mm 厚RCL540钢板和SPFH540钢板为研究对象,对其进行了成分、组织、性能研究。结果表明:两者的微观组织主要是铁素体和珠光体。和RCL540钢相比,SPFH540钢具有更低的S含量与碳化物形成元素含量。分析认为较高的S含量,力学性能不均匀,是RCL540钢电阻焊后开裂率比SPFH540 钢高的主要原因。利用正交设计法对4mm厚的DP600双相钢分别与2mm厚的RCL540钢、SPFH540钢的MAG焊搭接工艺进行了优化,研究了主要参数对焊缝成形、力学性能、金相组织的影响。实验结果显示:焊接电流和焊接速度是影响熔深的主要因素。对工艺进行优化后,搭接接头的薄板熔深满足率分别提高为原来的1.5倍(RCL540钢)和2倍(SPFH540钢)。搭接间隙为0.24mm时,熔深减少0.3mm。钢中的氧化物类别会影响材料的冲击韧性,RCL540钢的氧化物为脆性的Al2O3,SPFH540钢的氧化物为Mg、Ca、Al、S的复合型氧化物,氧化物类型的差别导致RCL540的冲击功比SPFH540的冲击功约低4.5J。此外余高较大时冲击韧性降低。利用单因素变量控制法研究了不同气体流量和不同混合气配比对焊缝成形的影响。结果表明:气体流量小于等于15L/min时保护效果不好,容易出现大尺寸的气孔;混合气配比也会影响焊缝的成形,焊缝的熔深随着混合气中CO2含量的提高而有所增加,但是随着CO2含量的增加,焊接接头的冲击韧性会降低。最后对填充材料ER50-6和母材的匹配特性进行了分析,在分析其存在的不足后,秉着“成本低、性能好”的原则,挑选了低合金钢焊丝ER70S-6和ER70S-G两种焊丝。在同等焊接参数对比实验中发现:利用ER70S-6与ER70S-G焊丝进行焊接时,熔池的流动性更好,熔深能增加0.3-0.5mm,冲击功稍有提高。关键词:高强钢;MAG 焊;焊接工艺;力学性能;微观组织AbstractDual-phase steel and micro-alloyed steel both have the comprehensive benefits,such as high strength and good ductility. They have a lot of advantages over raditional mild steel and low alloy high strength steel. So recent years they areapplied widely in automobile industry. During manufacturing and forming RCL540 steel plate and SPFH540 steel plate into wheel rims, a major problem was cracking of wheel rims. To solve the problem, this paper made a systematic research on chemical composition, mechanical properties, and microstructures of RCL540 steel and SPFH540 steel. And comprehensive analysis of weldability differences was made between RCL540 steel and SPFH540 steel during resistance butt welding. Besides, utilizing the method of orthogonal design and univariate variable control,the process of metal active welding was optimized.Aiming to 2mm RCL540 and SPFH540 steel plate, experiments of chemical composition measuring, microstructures observation and mechanical properties tests were done. The results proved that, comparing to RCL540 steel, SPFH540 had the lower sulfur content and Lower carbide forming content. Microstructures of themwere mainly ferrite and pearlite. However, SPFH540 had severe banded structure. The tensile strength of RCL540 differed obviously in the parallel rolling direction and the perpendicular rolling direction. High strength and higher sulfur content were the main reason that RCL540 steel plate has the larger cracking ratio.Orthogonal design was applied to get the better parameters for metal active welding. The influence of main factors (welding current, arc voltage, welding speed on shaping ability, mechanical properties and microstructure were investigated. The investigation showed that welding current and welding speed were the main factors which affected depth of penetration. Because of the differences in oxide, SPFH540 steel welded joints had 4.5J larger impact energy than RCL540 steel welded joints. While RCL540 steel welded joints had the oxide of Al, SPFH540 steel welded joints had the oxide of Mg, Ca, S, Al. Besides, the excess height was high, the impact strength was cut down. In addition, the effects of protective gas flow and mixing ratio on formation of joints and protective efficiency were studied. It revealed that when the gas flow was too small, protective efficiency would be influenced. It would be easy to produce gas cavity. Protective gas mixing ratio would also affected the shape of weld. As the fraction of CO2 got larger, the depth of penetration of 2mm steel plate would turn deeper. However, the surface was not so beautiful and the impact energy would decrease.At last, when using ER50-6 welding wire rod, matching mode of deposited metal and base metal was researched. The matching was under strength matching.After learned the shortcomings of ER50-6 welding wire rod, at the principle of “low cost, high efficiency”, two low alloy welding wire rod were chosen. At the same welding condition, the joints which used the ER70S-6 welding wire rod and ER70S-G welding wire rod had a little higher impact energy. 【Key word】high strength steel, MAG welding, welding procedure, mechanicalproperties, micro-structure目 录摘 要IAbstractII目 录III第1章 绪论11.1课题的来源及研究意11.2车用高强钢的发展和分类11.3车轮用钢焊接的研究现状31.4本课题的主要研究内容6第2章 RCL540与SPFH540钢的组织与性能分析82.1热轧高强钢RCL540与SPFH540成分与焊接性分析82.2 RCL540钢与SPFH540钢的力学性能对比102.3 RCL540钢与SPFH540钢的微观组织分析122.4 本章小结14第3章 高强钢MAG焊的工艺优化153.1高强钢MAG焊正交试验153.2焊接工艺参数对焊缝力学性能的影响223.3 MAG焊焊缝金相组织分析293.4保护气对焊缝成形的影响303.5本章小结33第4章 焊丝材料的选择344.1焊丝优选的理论依据344.2 ER50-6焊丝与母材的匹配特性344.3优选焊丝与ER50-6焊丝综合对比354.4本章小结38结 论40参考文献41IV第1章. 绪 论1.1课题的来源及研究意义随着汽车工业的迅猛发展,人们对汽车安全、环保、节能等方面提出了更高的要求。如何做到既能保证汽车的安全,又能减轻汽车的自重,降低汽车尾气的排放和减少原油的消耗,成为了各国争相研究的热点问题。传统的低合金高强钢因为塑性较差限制了它的使用;低碳钢又因强度不足不能满足使用要求;新型低合金高强钢因为具有良好的塑性和强度配比,在汽车车身、底盘、大梁、车轮等结构中得到应用。一汽车轮厂采用国产双相钢作为轮辐材料,国产热轧高强钢板及进口热轧高强钢板作为轮辋材料制造车轮时发现,两种不同的轮辋材料在经过电阻对焊进行一次扩口三次滚型之后,会出现如图 1-1a)中所示的开裂,且国产钢的开裂率大于进口钢的开裂率。此外用MAG焊焊接方法将轮辋和轮辐组装成轮毂时,轮毂有时会出现因轮辋熔深不满足要求而使得产品性能不达标的情况,并在图 1-1b)所示的轮辋和轮辐连接处产生开裂。为了解决工厂中出现的上述问题,提高轮毂的生产效率和质量,急需对轮辋用钢RCL540及SPFH540的电阻焊焊接性进行研究;并且需对轮辋和轮辐的MAG焊搭接工艺进行优化。a) 轮辋焊后成形过程开裂试件 b) 轮辐与轮辋的焊接组装成轮毂图 1-1 轮毂的组成1.2车用高强钢的发展和分类早在20世纪70年代初,低合金高强钢就被用来取代低碳钢来生产汽车上的一些安全零件。并且随着人们对低合金高强钢认识的不断深入,用于汽车上的高强钢种类也越来越多。汽车用高强钢经历了微合金钢含P合金钢BH烘烤硬化钢/IF原子间隙钢/双相钢各向同性钢TRIP钢超高强钢的逐步发展。根据生产工艺的不同,汽车用高强钢可以分为热轧高强钢和冷轧高强钢,热轧高强钢主要用于要求强度高、韧性好、抗疲劳且具有良好的弯曲性能的结构件上,如桥壳、大梁、车轮等。冷轧高强钢则用于强度高深冲性能好的地方。下面首先对典型的几种冷轧高强钢进行一个简单的介绍。加P高强度钢:通过P在铁中的固溶强化可以达到提高钢强度的目的,但是P的加入又会产生脆化问题,为此实践中常常利用铁素体晶粒细化来降低韧脆转变温度。此外还有研究表明,可以通过在加磷铝镇静钢中加入过量的N元素,使得AlN充分析出,得到高r值的硬质冷轧钢板。高强度IF钢:在无间隙原子钢(IF钢)的基础上添加了一些固溶强化元素,使其保持具有良好的深冲性能的同时,具有较高的抗拉强度。常用的固溶合金元素有P、Mn、Si。向钢中加P、Si主要用来提高钢的强度;和Si相比,Mn因为在镀锌时产生的负面影响较小,常用在高强度IF钢的镀锌钢板上。现在常用的高强IF钢主要是Ti-Nb复合IF钢,在这种钢中Ti、N原子比大于1时会析出FeTiP相,FeTiP的形成使得P失去固溶强化的效果,从而导致材料的力学性能下降。高强度烘烤硬化(BH)钢:由含有少量固溶碳的铁素体组成,主要用于汽车车身的制造。用烘烤硬化钢生产的车身在涂漆之前具有很好的成形性,在150-200涂漆时,固溶的碳向位错附近扩散,对位错起到钉轧作用,使得材料的屈服强度大大提高。除此之外采用烘烤硬化钢板(BH钢)还能改善汽车车身外表零件的抗凹陷性能。现有的研究表明和TiBH钢相比,Ti-NbBH钢具有更高的烘烤硬化强度,BH值也较为稳定。双相钢是指通过加热或者控轧使低碳钢或者低合金钢处于铁素体奥氏体两相区,再通过控轧控冷使奥氏体发生转变,得到F-M/F-B型的双相组织,冷轧双相钢主要是通过连续退火工艺获得。常用的双相钢其组织特点是铁素体基体上分布着20%左右的马氏体,马氏体起到一个相变强化的作用。铁素体-贝氏体双相钢是为了减少汽车制造过程中进行翻边工艺时产生开裂而研制的;和铁素体-马氏体双相钢相比,铁素体-贝氏体双相钢虽然强度略微下降,但是贝氏体替代马氏体后,贝氏体和铁素体之间的硬度差减小,当铁素体发生塑性变形时两相之间产生微裂纹的概率变小,而且因为铁素体硬度低,当微裂纹发生在铁素体内部时,铁素体会产生较大的塑性变形从而避免产生应力集中。使得材料具有更好的塑性和抗裂能力。相变诱发塑性钢(TRIP钢):含有残余奥氏体的低合金高强钢。对冷轧TRIP钢来说,需经过快速加热(铁素体转变成奥氏体)、临界退火(形成奥氏体或者铁素体稳定圈)、快速冷却、贝氏体等温及最终冷却五个阶段。其中贝氏体等温阶段是起决定性作用的阶段。相变诱发塑性钢是由多边形铁素体、贝氏体和残余奥氏体组成。其强化机理是利用室温下残余奥氏体受到应力作用转变为马氏体时,体积膨胀导致局部硬化,使得颈缩现象推迟,从而提高材料的强度和延性。TRIP钢比双相钢延性好、比IF钢强度高,在汽车工业的应用上具有很多优越性,国外研究TRIP钢已有20多年的历史,并且各个方面都研究的比较透彻,我国在这方面起步较晚,目前只有宝钢在探索这种工艺,需要加强对这种钢的研究。热轧高强钢:其根据组织的不同,可以分为铁素体-珠光体钢,铁素体-马氏体/铁素体-贝氏体双相钢,相变诱发塑性钢。铁素体-珠光体钢的强化方式主要有固溶强化、析出强化、细晶强化、形变强化等。新日制铁公司根据沉淀硬化的原理研制出了一种新型的热轧钢板,用这种钢板能够生产出性能优异的汽车悬臂梁和底盘零部件。这种钢是纳米沉淀硬化钢,通过将沉淀相细化到几个纳米,使钢材在延性和扩孔率之间达到一个平衡。热轧双相高强钢和冷轧双相高强钢的生产工艺不同,其主要是通过控冷控轧并在中温或者低温卷曲得到双相组织;热轧TRIP钢的生产工艺也和冷轧TRIP钢的生产工艺不同,热轧TRIP钢主要是采用典型的三段冷却方式得到合适的铁素体、贝氏体和奥氏体组织,因为加工工艺的改变,热轧双相钢和其对应的冷轧双相钢的用途也不同。1.3车轮用钢焊接的研究现状车轮主要由两部分组成,一部分是轮辋,另一部分是轮辐。在实际生产过程中,轮辋的生产流程依次是:下料、校平、卷圆、电阻对焊、去渣、端切、回圆、扩口、一次滚型、二次滚型、三次滚型、冲气门孔。轮辐的生产流程依次是:下料、校平、剪切、一次拉延、二次拉延、三次拉延、冲中心孔、精压和翻边、冲气孔。轮辋和轮辐生产出来后,再将轮辋和轮辐进行压配并进行MAG焊的合成焊接,焊接之后进行涂漆。从轮辋和轮辐的生产流程可以看出,轮辋在焊接后需要经过扩口、滚型等加工工艺,因而要求轮辋的焊后成形性要好;轮辐需要经过拉延翻边等工序,因而要求轮辐的深冲性、延伸凸缘性要好,而同时要满足这两种零件要求的材料很难找到,因此轮辐用钢和轮辋用钢一般是不同的材料。从近些年来的情况看,北美国家主要用低合金高强钢生产轮辐,大约占90%,其余的占10%,而在欧洲,使用双相钢作为轮辐材料的比例已经超过了40%;在轮辋材料方面,北美国家和欧美国家大部分还是使用热轧低碳钢作为轮辋,其中低合金高强钢约占北美国家轮辋用材的20%,欧美国家使用双相钢和高强低合金钢的比例约为5%,国内主要用低合金高强钢生产轮辐,用低碳钢生产轮辋,但是目前也已研制出强度在500MPa以上的双相钢。热轧低碳钢有很好的成形性能,但是强度不高。随着减轻车重减少废气排放和燃油消耗的要求越来越高,双相钢和高强低合金钢以及具有较好塑性更高强度的TRIP钢的使用会越来越广泛。下面就结合实验材料,重点介绍轮辐用钢中的铁素体-马氏体双相钢和轮辋用钢中的热轧高强铁素体-珠光体微合金钢。1.3.1 双相高强钢的特点及研究现状和传统的低合金高强钢相比,双相高强钢具有独特的组织结构,这种组织结构也给双相高强钢带来许多不同的特点,如良好的塑性和强度配比,能够产生连续屈服,具有高的加工硬化值和低的屈强比。下面将详细阐述双相钢这些特性。(1)双相高强钢强度的影响因素,马氏体含量是影响双相钢强度的一个最主要的因素,当马氏体含量很低时,双相钢的强度随着马氏体含量的增加而减小,这时双相钢的强度主要由铁素体决定;当马氏体含量稍高(实际使用范围值)时,双相钢的强度随着马氏体含量的增加而增加,这时双相钢的强度主要由F-M界面决定;当马氏体含量很高时,双相钢的强度随马氏体含量的增加而增加,这时双相钢的强度主要由马氏体决定。(2)双相钢的连续屈服特性,在同等强度级别情况下,双相钢比HSLA钢具有更低的屈服强度,不会出现屈服平台,也没有屈服点。产生这种现象的原因主要是HSLA钢的强化机制一般是固溶强化、细晶强化和弥散强化,这类钢中常常含较大尺寸的碳化物或者氮化物质点,因而屈服强度较高;而双相钢需加热到(+)两相区进行热处理,这时铁素体中的质点或沉淀溶解或部分溶解,在冷却速度非常快的情况下,来不及析出或者以很小的粒子形式析出。位错在扩展过程中遇到这些细小的粒子,可以不发生偏移的绕过这些粒子,这样就大大减弱了原来的强化效应。此外铁素体中有很多可动位错。马氏体相变膨胀产生的应力就可以激活这些位错,因此双相钢在很低的应力下就可以产生屈服并且保持屈服不间断。但Sleyman Gndz发现经过淬火处理并在100-600进行回火处理的双相钢,其抗拉强度随回火温度的升高而直线下降,但屈服强度没有很大的变化;在较高的温度回火之后残余应力消失并且总体位错密度下降,进而导致低碳双相钢和低合金双相钢重新产生屈服不连续的现象。(3)双相钢具有很高的初始加工硬化率。马鸣图等人比较HSLA钢、DP600、T600 三种钢在2%的应变后的加工硬化发现,DP600钢的加工硬化量最大其应变增量108MPa,双相钢的这种加工硬化行为有助于补偿材料冲压变形减薄处的强度。(4)双相钢的烘烤硬化特性,双相钢的BH值随溶解碳的含量增加而迅速增大,烘烤硬化后,DP590在不需要预先变形的情况下,强度就能增加40MPa,预先变形10%的话,DP590的与HSLA钢相比,其增加的强度是HSLA钢的2倍多,超过20MPa。N Farabi等人将DP600和DP980进行激光焊接时发现从母材到焊缝,组织差异较大,焊缝中心因为熔池快速冷却得到的几乎全是板条马氏体组织;因此在焊缝处产生了很高的硬度强化,而热影响区产生了硬度软化,焊缝的加工硬化率和屈服强度介于DP600和DP980之间,抗拉强度和DP600相当,焊缝的疲劳强度比母材低,但是大的应力幅下的疲劳寿命几乎和DP600相当。Rajashekhar S Sharma 和Pal Molian发现激光拼焊TRIP780钢板和DP980钢板的焊件进行拉伸试验测试时,塑性变形首先发生在TRIP钢侧。Gajendra Chandrakant Tawade研究2.0mm的DP600和2.0mm的HSLA钢电阻点焊时发现,在单脉冲焊接时提高焊接时间,焊接性范围提高幅度较大。M.kelder等人研究发现无论是用电阻焊还是用激光焊接DP600的双相钢管,接头都存在一定区域的软化,用电阻焊方法焊接的试件显微硬度要大于激光焊焊接接头的显微硬度。Norio Imai等人双相钢组织控制为铁素体/珠光体时用于制造轮辋,具有好的直流对焊的可焊性,尤其是钢焊接后焊缝的硬度变化较小,故也具有极好的闪光成形性。张小云等人发现DP600电阻的焊接性受电极压力的影响很大。以1.5mm的DP600钢为例,通过使用伺服控制的电阻点焊焊枪来修正焊接过程中的电极压力可以使其焊接性范围由原来的1.48kA提高到2.78A。上海交通大学阎启比较了气体保护焊焊接DP600和激光焊焊接DP600的不同,使用激光焊焊接时,粗晶区较窄焊接热影响区的冲击韧度较高,而用气体保护焊焊接时粗晶区硬度高冲击韧性差,如图1-2 所示。a) 气体保护焊粗晶区 SEM 组织 b) 激光焊粗晶区 SEM 组织图1-2 气体保护焊和激光焊粗晶区的SEM组织比较太原工业大学杨晓华用热模拟的方法模拟了双相钢的回火组织和HAZ区冲击断口形貌,证明了CO2气体保护焊焊接硅锰铬钼型热轧双相钢板是可行的,而且发现双相钢在焊接热影响区峰值温度为600附近发生软化,但抗拉强度仍大于600MPa。1.3.2 轮辋用热轧高强钢的研究现状作为轮辋用钢的材料因焊接后还需成形,所以要求轮辋钢有较好的焊接性,使用性能较好的轮辋钢为热轧低合金高强钢,传统的低合金高强钢其强化方式主要是析出强化、应变强化、细晶强化、时效强化、固溶强化等几种强化方式。其作为轮辋用钢的缺点是成形性不太好,容易产生开裂问题。比如析出强化型的高强钢如果焊后在热影响区没有析出相应的碳(氮)化物质点的话就会产生热影响区软化的现象。随着微合金化技术的发展,通过在传统的低碳钢和普通低合金钢中加入微量的合金元素使其一些性能得到改善,现在已经能得到焊接性良好的微合金车轮用钢。微合金车轮用钢主要有如下特点:1、强化原理和传统低合金高强钢的基本样,但是晶粒更为细小,主要是通过微量合金元素的添加和控轧控冷工艺使得铁素体在奥氏体的晶内形核,获得细化的晶粒组织,另外析出的碳氮化合物质点如TiC、NbC可以阻碍晶粒的长大通过析出阻碍晶粒也能起到一定程度的强化。2、基体组织多为铁素体/珠光体钢,具有很好的强度和韧性的配合。3、微合金化的理论体系较完善,可以对组织和性能进行定量分析和设计。4、微合金钢的发展能推动材料科学理论的深化,如根据其强化机理衍生出钢铁第二相的纳米化技术和夹杂物控制技术。N.F.H. Kerstensa等人研究发现,电阻对焊汽车结构钢时常常会存在一个高温区,这个区域的存在是由界面污染物或者接触面存在压力差导致的,并且还会形成不均匀分布的温度场,产生这种现象的原因是接触面的压力不均匀或者顶锻压力不均匀。Sandip Bhattacharyya等人研究了轮辋的失效原因,分析认为母材组织为贝氏体的轮辋具有较高的屈服强度和大的屈服强度比,导致了热影响区的薄弱区容易产生裂纹,而具有较低的屈服强度和较小屈强比的母材通过缩颈的扩散能够使热影响区承受轮辋闪光对焊时的应力。赵红利等人研究了牌号为B330CL轮辋钢的断裂原因,通过对断口进行金相组织和扫描组织研究,对断口母材进行化学成分、力学性能分析得出焊缝与熔合区存在特殊的粗大共析相-魏氏组织使得塑性大为降低。从而引起轮辋的开裂。1.4本课题的研究主要内容课题来源于实验室与长春一汽车轮厂的合作项目。课题主要目的是:针对生产中轮辋用钢国产RCL540在电阻焊后成形工艺过程中开裂率比进口SPFH540钢开裂率高的问题,从化学成分、力学性能、微观组织三方面对两种钢的焊接性进行分析, 探究产生上述问题的原因; 针对轮辐用钢DP600与轮辋用钢RCL540/SPFH540在MAG焊搭接过程中,出现因轮辋熔深不满足要求导致力学性能不满足要求的问题,利用正交设计表,对其MAG焊搭接工艺进行了优化,并确定了合理的MAG焊工艺参数区间,为工厂的生产提供指导。具体研究内容包括:(1)通过化学成分鉴定、微观组织分析和力学性能测试,分析轮辋用RCL540钢和SPFH540钢两者焊接性差异。(2)利用正交试验方法,针对上述两种轮辋用钢与轮辐用钢DP600进行MAG焊搭接工艺试验,研究和分析了工艺参数对焊缝成形、组织形貌、力学性能的影响,确定符合要求的参数区间。(3)利用单因素变量控制法,分析不同气体流量和不同混合气匹配对焊缝成形和保护效果的影响。(4)进行焊丝优选,在保证低成本高性能的原则下,选择不同焊丝进行轮辋钢RCL540/SPFH540与轮辐钢DP600的MAG焊搭接试验,分析不同焊丝对焊缝成形和力学性能的影响。第2章RCL540与SPFH540钢的组织与性能分析双相高强钢和微合金钢的出现解决了传统低碳钢与低合金钢在强度和塑性上的矛盾,但是其也存在焊后出现回弹或开裂等问题。除焊接工艺参数影响焊接质量外,母材的成分、组织、力学性能等也和焊接接头的质量息息相关,为了找到课题中热轧高强钢RCL540与SPFH540在电阻焊中开裂率不同的原因,有必要对两种材料的成分、力学性能、金相组织进行深入的探究和分析。2.1 热轧高强钢RCL540与SPFH540成分与焊接性分析根据YBT4151-2006标准,车轮用钢的钢材成分应满足表2-1。对热轧高强钢RCL540和SPFH540进行了光谱分析,得到2种钢材的成分如表2-2所示。 2-1 车轮用热轧钢板的牌号及化学成分表 2-2 RCL540钢与SPFH540钢的化学成分(wt%)将RCL540钢与SPFH540钢的成分和车轮用热轧钢板化学成分要求进行对比,可以看出两种钢材的化学成分含量都符合国家标准。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。针对两种材料在合金元素含量上的区别,有必要对每种元素的作用进行深入分析。(1)S在RCL540钢中的含量是SPFH540钢中S含量的4.6倍。S在铁中的溶解度非常低,容易与铁形成化合物FeS,以夹杂物的形式存在于钢中。FeS的熔点低,而其与Fe 形成的混合物熔点更低(约为985),这种结构分布在晶界上使得材料的塑性和韧性大为降低。此外因为RCL540钢和SPFH540钢都是轮辋的生产材料,就要求RCL540钢和SPFH540钢不仅需要具有良好的可焊性,还需具有焊后良好的塑形变形能力。有文献指出对于抗拉强度高于600MPa的轮辋钢,为了保证其生产的轮辋电阻对焊后具有较好的成形性,在侧弯试验中侧弯延伸率超过30%,钢中的S含量要控制在0.003%以下。还有文献指出S含量控制在0.005%以下有助于减少母材中的钩形裂纹。考虑到RCL540钢中的S含量超过了0.005%并且其供货时的抗拉强度大于600MPa,结合生产过程中RCL540钢比SPFH540钢在电阻对焊后开裂率高的情况,推断出RCL540钢中可能因为S没有清除干净,容易形成硫化物夹杂,导致其电阻焊后的侧弯性能降低,从而在扩口或者滚型加工时产生开裂。(2)Cr易与O元素结合形成Cr2O3氧化膜,起到防止氧化的作用。但是Cr还会与C形成Cr23C6,导致晶间腐蚀。Cr含量在1.6%以下时可以在不降低冲击韧性的情况下提高材料的淬透性,Cr是提高焊接淬硬倾向的元素之一。(3)P在铁中有较大的固溶度,可以使钢的强度和硬度大幅度提高,但是它能减低钢的韧性,引起低温脆化,生产过程中常通过细化晶粒的作用来减少它引起的脆化。(4)Ni可以提高钢的强度和和冲击韧性,一般增加低合金钢中的Ni能够提高屈服强度,但是Ni含量的提高也会使热裂纹倾向增加。(5)Mn能在铁中固溶,对微合金钢起到固溶强化的作用。Mn还能扩大奥氏体区,使相变后的铁素体晶粒细化。(6)Al是钢中很好的脱氧剂,但其生成的Al2O3脆性大,容易形成微裂纹。但后来发现酸溶铝形成的AlN有细化晶粒的作用,因而把Al也算作微合金钢中的微合金元素。(7)Nb最重要的作用是阻止奥氏体的再结晶,形成铌的碳氮化合物,阻碍晶粒长大,达到细化晶粒的效果。从上面的元素分析可以看出,每种元素的作用各不相同,为了综合考虑各种元素对焊接性能的影响,需对两种钢的碳当量进行计算。碳当量能评定焊接过程中淬硬性的倾向,在一定程度上能反应材料的焊接性。美国焊接协会推荐的低合金高强钢碳当量计算公式如下: (2-1)根据这个公式计算的RCL540钢的碳当量为0.307,SPFH540钢的碳当量为0.337,而生产实践中的经验认为Ceq0.35时,材料具有良好的焊接性。近年来随着新的冶炼技术的发展,碳当量的公式也随之进行了改进,日本伊藤等人提出了当Nb含量超过0.04%时,适合于评定含Nb微合金钢的碳当量计算公式,用该碳当量计算公式评定热轧微合金钢RCL540钢与SPFH540钢的焊接性更为合理,该碳当量计算公式为: (2-2)根据公式3-2计算RCL540钢的碳当量为0.183,SPFH540钢的碳当量为0.108。P”cm值是反映焊后冷裂倾向的一个指数,从计算结果可知RCL540钢的P”cm值更大,因而其冷裂倾向也更大。RCL540钢与SPFH540钢电阻焊后成形过程中产生焊缝中心的开裂,为了判断该开裂是否是由热裂纹引起,还需计算两种材料的热裂纹敏感系数,计算公式为: (2-3)经计算RCL540钢的热裂纹敏感系数为0.54,SPFH540钢的为0.30,一般情况下当HCS4时,就可以很好的防止热裂纹。综合各种焊接性评定方法可知,两种材料都具有良好的焊接性,但RCL540钢的冷裂倾向比SPFH540钢的大。2.2 RCL540 钢与SPFH540 钢的力学性能对比2.2.1 力学性能试验结果在拉伸试验过程中观察到,无论是平行于轧制方向还是垂直于轧制方向取拉伸试样,两种材料的应力应变曲线都非常典型,有明显的弹性变形区,屈服延伸区和塑性变形区。平行轧制方向取拉伸样时,RCL540钢的平均屈服强度在530MPa左右而SPFH540钢的屈服强度在505MPa左右。抗拉强度与延伸率的均值如表2-3所示。在表中可以看出,RCL540抗拉强度比SPFH540的抗拉强度高出25MPa,延伸率高出4.1%,两者的屈服强度和抗拉强度比约为0.86。材料的屈强比能反映该材料的塑性变形能力。屈强比越小,说明材料进入屈服到最后断裂的过程中还可以产生大的塑性变形,反之如果屈强比大的话,材料从弹性变形阶段进入屈服阶段后,塑性变形还没怎么进行,材料就已经断裂。一般来说材料的屈强比小于0.6时,材料的塑性变形能力很好,一些深冲钢就具有这个特点。但是接近1时材料的塑性变形能力差,RCL540钢和SPFH540钢的屈强比处在一个中间范围,塑性变形能力能满足变形量不是太大时的应用要求。垂直轧制方向取拉伸件时,RCL540钢和SPFH540钢拉伸力学性能如表2-4所示。在表3-4中可以看出,RCL540的抗拉强度均值为545.3MPa,SPFH540的抗拉强度均值为568MPa,RCL540抗拉强度比SPFH540的抗拉强度低22.7MPa。比较表2-3和表2-4可以看出两者垂直于轧制方向的延伸率比平行于轧制方向的延伸率低6%左右;RCL540平行轧制方向的抗拉强度和垂直于轧制方向的抗拉强度相差63.9MPa,而SPFH540相差仅为9.3MPa,说明SPFH540的力学性能比RCL540钢的力学性能更为均匀。表 2-3 两种材料平行于轧制方向的力学性能表 2-4 两种材料垂直于轧制方向的力学性能弯曲试验中,在万能试验机最大允许范围内无论是RCL540钢还是SPFH540钢的弯曲试样都没有出现肉眼可见的裂纹等缺陷。弯曲试验不能使其发生断裂,这充分证明两种材料均具有很好的抗弯性能。硬度试验中,RCL540钢的平均硬度值为220HV;SPFH540的平均硬度值为210HV。RCL540的硬度值比SPFH540 的硬度值要略高,分析认为这与RCL540钢中可能含有较多的碳化物有关。2.2.2 RCL540钢与SPFH540钢的拉伸断口分析无论是平行于轧制方向的断口还是垂直于轧制方向的断口,两种材料的宏观断裂形貌均具有塑性断裂的特征。有的试件在快要断裂时,在颈缩区域的中心部位产生裂纹孔,在力的作用下裂纹孔向两端扩展直至断裂。断裂后的拉伸件如图2-1所示,从中可以看出断口的位置基本处于拉伸试件的中间。在扫描电镜下观察拉伸断口,断口的微观形貌特征如图2-2所示,从图片中可以看出,两种材料的断口都具有明显的韧窝组织,韧窝的尺寸较大、孔壁较为光滑并表现出等轴韧窝的特点。韧窝尺寸的大小和材料的塑性直接相关,韧窝尺寸越大,则材料韧性越好。对比图中的韧窝发现,两种材料的韧窝尺寸相近,都比较大,进一步确定材料的断裂形式为塑性断裂,说明两种材料都有较好的塑性。图 2-1 两种材料的宏观断口形貌a)RCL540 钢断口SEM 组织 b)SPFH540 钢断口SEM 组织图 2-2材料的微观断口形貌2.3 RCL540钢与SPFH540钢的微观组织分析为了探究材料的微观组织与力学性能之间的关系,有必要对两种材料的微观组织进行深入分析。分别在两种材料的轧制面和平行于轧制方向的纵截面取样,经过制样、预磨、抛光之后用2%的硝酸酒精进行腐蚀,两种材料的轧制面上的金相组织如图2-3所示。a)RCL540钢轧制面的金相组织 b)SPFH540钢轧制面的金相组织图 2-3 两种材料轧制面的金相组织从图2-3中可以看出,两种材料的金相组织都是铁素体+珠光体的组织。RCL540钢中析出的碳化物多而聚集,SPFH540钢中析出的碳化物少且呈弥散分布。RCL540碳化物析出较多和其含有较多的碳化物形成元素Cr、Nb有关。平行于材料轧制方向的纵截面取样时发现,得到的金相组织如图2-4所示。a)RCL540 金相组织 b)SPFH540 金相组织图 2-4 两种材料平行于轧制方向的纵截面组织对比图2-4中的两个图可以看出,和轧制面的晶粒相比,平行于轧制方向的纵截面的晶粒经轧制后显著被拉长,两种材料都具有带状组织的形态特征,但是RCL540中的带状组织较为轻微,呈不连续断续分布;而SPFH540中的带状组织较为严重,根据GB13299-1991和两种材料的碳当量值,评定出RCL540钢的带状组织级别为B系列1级,SPFH540钢的带状组织为B系列2级。在扫描电镜下进一步放大观察SPFH540钢的带状组织,如图2-5所示,其中右图是对左图中心区域的放大。从图中可以观察到条状组织中有层片状的组织,经分析为珠光体组织。利用EDS对条状组织区域的第二相质点进行能谱分析发现,第二相质点中碳化物形成元素Nb、MO含量较高,如图2-6所示。分析认为该第二相质点为碳化物质点,产生该质点的原因是在此区域形成了合金元素和碳的富集。现有的对带状组织的理论研究也证实了上述观点,研究表明产生带状组织的原因是材料在凝固过程中形成成分不均匀的树枝晶,轧制时树枝晶沿着轧制方向变形拉长,形成C和合金元素的贫化区。在冷速不够快的情况下,先共析铁素体在贫化区形核长大并将C排斥在外,形成铁素体带。而C 和合金元素的富集区则会随后生成珠光体,形成珠光体带。于是就产生了铁素体和珠光体交替出现的带状组织。有文献分析认为降低C含量,合理的提高轧制时的冷却速度有助于减少成分偏析,使相变时C元素来不及扩散,减小C元素的偏析从而减少带状组织的产生。材料中出现这种带状组织会产生各向异性,使得材料的塑性和韧性降低。但是对比RCL540钢和SPFH540钢的拉伸力学性能却发现RCL540的力学性能不均匀性更大,组织和性能出现了矛盾的现象,除了组织外,还有成分等其他因素决定材料的性能,还需对其它影响因素进行深入分析。图 2-5 两种材料平行于轧制方向的纵截面组织图 2-6 两种材料平行于轧制方向的纵截面组织2.4 本章小结(1)RCL540钢与SPFH540钢的成分差别较大,RCL540钢中S的含量是SPFH540钢的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。元素含量的差别导致RCL540钢的冷裂纹敏感指数比SPFH540钢的要高,而较高的强度加上较高的S含量可能是导致RCL540钢开裂率比SPFH540钢高的原因之一。(2)平行于轧制方向上,两种材料的抗拉强度均在600MPa左右;垂直于轧制方向RCL540的抗拉强度均值为550MPa,SPFH540钢的抗拉强度为581MPa。RCL540在两个方向上的抗拉强度差别较大,差值为63.9MPa。和RCL540钢相比,SPFH540钢的力学性能更为均匀。两种材料在硬度和抗弯性能上差别很小。(3)RCL540中含有的碳化物多而聚集,SPFH540中的碳化物少并呈弥散分布,但SPFH540中出现了明显的带状组织。两种材料的拉伸断口组织均为孔径较大、孔壁光滑的韧窝,材料具有良好的塑性。第3章高强钢MAG焊的工艺优化焊接工艺的优化有助于实际生产过程中提高资源的利用率,减少工时,改善产品的焊接质量。然而影响焊接质量的参数多而杂,如果采用全面试验法,实验量将非常大,为此选用合适的实验设计方法来进行工艺的优化是非常必要的。正交试验设计方法因具有均衡分散的特点,能够大大减少试验量,应用广泛。3.1 高强钢MAG 焊正交试验实际生产过程中,将轮辐和轮辋用MAG焊连接起来制成轮毂时,会出现不合格产品,为了降低次品率,提高生产效率,有必要对轮辐和轮辋的MAG焊工艺进行优化。对于轮辐和轮辋的MAG焊工艺来说,影响焊接接头质量的因素主要有焊接电流、电弧电压和焊接速度。为了优化工艺,在工厂现有焊接参数(焊接电流240A-280A,电弧电压23V-29V,焊接速度75cm/min-95cm/min)的基础上,对轮辐用钢和轮辋用钢的MAG焊搭接工艺进行正交设计。每个因素分为三个水平,焊接电流三个水平为240A、260A、280A;电弧电压三个水平为23V、26V、29V;焊接速度的三个范围为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设计表中的L9(34)表适合于4因素3水平的正交试验,本试验中有3个水平3个因素,可选用该表中的1、2、3列来安排试验表。在轮辐和轮辋的实际焊接过程中,轮辋熔深过大,会在背面形成凸起,导致轮毂外缘的胎面层和轮毂装配时出现装配不良的问题;轮辋熔深太小,会使轮辐和轮辋的结合强度不够,为此工厂中将轮辋熔深限定在0.5mm-1.0mm范围内,误差0.05mm。根据生产中的这个要求,进行轮辐用钢DP600与轮辋用钢RCL540的MAG焊正交试验设计和进行轮辐用钢DP600与轮辋用钢SPFH540的MAG焊正交试验设计时,将轮辋用钢RCL540及SPFH540的熔深作为考察指标。MAG焊的试验设计方案及试验结果如表3-2所示,其搭接形式如图2-3所示。焊丝干伸长为20mm,气体流量为15L/min,保护气为90%Ar+10%CO2。为了描述的方便以及便于区分,下面的描述中采用轮辋钢的牌号代表不同的搭接接头,RCL540钢代表DP600双相钢与RCL540钢的搭接接头,SPFH540钢代表DP600与SPFH540钢的搭接接头。表 3-2 MAG 焊正交试验方案与结果分析表说明:表中“-”代表该组参数在焊接过程中无法实现或飞溅非常大,成形不好。从表3-2中可以发现,在该正交表条件下,满足熔深要求(0.5mm-1.0mm)的只占33.3%。而且满足熔深要求的试件中还有的有咬边等缺陷。如RCL540钢中的2#试验和SPFH540钢中的3#试验,其焊缝成形如图3-1所示。a)RCL540 钢2#试验的焊缝成形 b)SPFH540 钢3#试验的焊缝成形图3-1焊接过程中产生的咬边缺陷咬边的产生可能与两个原因有关,一是焊接速度,二是焊丝指向。大电流高速焊接时容易在熔池中心和熔池边缘产生温度差,使熔池边缘的金属向熔池中心流动,形成咬边缺陷;另外,如果焊丝的指向偏离角焊缝的中心,也会在薄板或者厚板焊趾处产生咬边。设计正交试验表时,正交表中各因素的水平是根据实际生产过程中的使用规范得到的。分析认为造成熔深不满足条件的原因可能是:(1)实际生产过程中使用的焊接规范范围过宽;(2)正交表中大电流和小电压配合时,焊缝成形不好;(3)实际生产过程中效率与质量需兼顾,故常常采用大电流焊接,而这种规范下容易产生较大熔深。为了得到合适的焊接规范和良好的气体保护效果,需要对表MAG焊正交试验表进行修正。根据表4-2 中的试验结果可知,电弧电压为23V、焊接电流为240A、260A、280A 时都会出现焊接不能进行的情况,因此需要适当的提高电弧电压。而电流为280A时焊件的熔深全部超标,因此需将电流适当的降低。而根据焊接工艺参数对焊缝过渡形式的影响条件可知,焊丝成分、焊丝干伸长、保护气配比、电流、电压都会影响焊接过程中的过渡形式。对于本课题来说,要实现大电流下的高速焊接,良好的过渡形式是必要的。短路过渡熔化系数低、射流过渡会产生指状熔深,都不能很好的满足实际需要,射滴过渡因具有熔化系数高、飞溅小、熔滴尺寸和焊丝直径接近等优点,是本研究中希望得到的熔滴过渡形式。根据现有的研究结果表明,在电流为230A-260A范围内可以得到射滴过渡形式。因此结合表3-2中的试验结果与MAG焊不同规范下的过渡形式,将焊接电流范围由原来的240-280A,缩小到240-260A,电压由原来的23-29V,缩小到25-27V,焊接速度由原来的75-95cm/min,缩小到78-94cm/min。修改后的因素水平表如表3-3 所示,修改后的正交实验表与结果分析表如表3-4 和表3-5 所示,其有如下优点:(1)具有合理的电流、电压搭配,有望得到较好的焊缝成形;(2)电流区间有所缩小,在射滴过渡区间的概率增大;(3)焊接热输入有所减少,满足所需熔深的焊接接头比例有望提高;(4)适当的提高了水平中的最小焊接速度,可以提高生产效率。此外为了检验表3-2中的气体保护效果是否良好,取表3-2中满足熔深的6块焊件进行探伤,结果发现其中5块焊件能满足气孔在II级及以上的要求,1个试件出现了III级气孔,不满足要求。分析认为这可能是由于焊丝的干伸长较长,导致保护效果不太好造成的,需适当地提高气体流量,对气体流量进行优化。为了减少气孔的产生,在按照修改后的正交表3-4 与正交表3-5进行焊接时,气体流量提高到20L/min,保护气仍为90% Ar+10%CO2。焊接过程中没有出现飞溅很大造成无法焊接的现象,X 射线探伤结果表明,气孔缺陷级别均在II级或者II级以上,满足使用要求。对比表3-2、表3-4 与表3-5可以发现轮辋钢RCL540熔深合格率由原来的33.3%提高到55.6%;轮辋钢SPFH540合格率由原来的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焊正交试验方案与结果分析表表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代表最大的水平与最小的水平的差值。R值越大,说明该因素对目标值的贡献也就越大。通过直观分析可知RCL540钢中MAG焊不等厚板搭接实验时,对熔深影响的主要参数为焊接速度与焊接电流,电弧电压对薄板熔深的影响较弱。分析认为其他条件不变时,焊接速度减小,在深度方向和宽度方向的热输入均增大,熔深和熔宽均增大;电流增大,电弧力提高,工件的热输入增加,同时热源位置下移,有利于热量向深度方向传导,使熔深大幅度增大;电弧电压增加,弧长变长,电弧横截面积增加,工件受热范围变大,深度方向的热输入变小,从而使得熔宽增大,而熔深只有略有增加。而分析SPFH540钢的正交试验结果时,却发现电流、电压、焊接速度对熔深的影响和上述规律不同。在SPFH540钢的正交试验中,影响熔深的因素主要是电弧电压和焊接速度。这个规律和理论研究结果不太相符,需要对产生这种现象的原因进行分析。经过仔细研究发现,除了第4#试件中RCL540钢和SPFH540钢的熔深差别较大之外(4#试件中,两者之差为0.91mm),其余试验中,两种材料的熔深差别较小。观察RCL540钢与SPFH540钢的4#试件宏观金相可看出,SPFH540钢在4#试件中搭接间隙较大,约为0.24mm,RCL540钢中出现了咬边缺陷,薄板熔深大。推断SPFH540钢因为搭接间隙的存在,导致两者焊缝成形产生了较大的区别。为了验证搭接间隙的存在是否对熔深产生影响,按照正交表4#试验的焊接参数对SPFH540钢进行了重复焊接,焊接过程中确保其没有肉眼可视的间隙,计算得到其熔深为0.80mm,熔深增加近了0.3mm。SPFH540钢有间隙和无间隙的对比图如图3-3所示,从中可以看出间隙的存在可以改变温度场的分布,从而改变熔深大小和热影响区的宽窄。没有搭接间隙时,薄板的热影响区呈倒锥形分布,而有搭接间隙时,热影响区形状类似于一个矩形。表 3-5 SPFH540的MAG焊正交试验方案与试验结果分析表a)RCL540钢4#试件中的宏观金相 b)SPFH540钢4#试件中的宏观金相图3-2 RCL540钢与SPFH540钢宏观金相对比图a)RCL540钢4#试件有间隙的宏观金相 b)RCL540钢4#试件无间隙的宏观金相图3-3 SPFH540钢宏观金相对比图除了改变温度场的分布外,在一定条件下,搭接间隙的存在还能导致气孔增多。有文献指出将6mm和20mm的16Mn钢板进行搭接时,产生气孔的规律如图3-4所示。从这个规律可以推断出对于本课题试验研究中4mm板和2mm的薄板焊接来说,间隙越小越好。选取两种材料中熔深大小不同的6#、9#、7#试件的宏观金相进行对比分析可以看出:薄板熔深较大时(6#),薄板被熔透,角焊缝的不对称度较大,薄板背面胀形严重;熔深较少时(7#),薄板背面胀形较小,余高较大,焊缝有效承载面积变小;熔深处于范围中间值时(9#),角焊缝有一定的对称度,焊缝成形良好,如图3-5所示。图3-4 间隙对气孔的影响a)RCL540钢6#试件宏观金相 b)SPFH540钢6#试件宏观金相c)RCL540钢9#试件宏观金相 d)SPFH540钢9#试件宏观金相e)RCL540钢7#试件宏观金相 f)SPFH540钢7#试件宏观金相图3-5 不同焊接工艺参数对焊缝成形的影响此外,研究热输入和轮辋钢的熔深关系时发现,轮辋钢(薄板)的熔深与热输入之间并不成线性关系,如图3-6所示。分析认为造成上述的原因主要有两点:第一点是作用于轮辋钢上的热输入与总的热输入之间不成线性关系,随着参数的改变,电弧形态的不同,轮辋钢的热输入与总输入成不同的三角函数关系;第二点是焊接过程中的误差,焊丝指向的偏差,会造成作用在轮辋钢上的热输入出现偏大或者偏小的情况,此外焊接速度、焊接电压的读数误差也会造成一定的影响。 a)RCL540钢熔深与热输入的关系 b)SPFH540钢熔深与热输入的关系图3-6 轮辋钢的熔深与热输入的关系从图3-6中可以看出,总的趋势上来看,熔深随着热输入的增加而增加。但都在435J/mm时,出现一个小的波峰,这个波峰的产生可能是因为焊接过程中不同操作人员进行焊接操作时带来的误差。综合分析各种因素,可以得到焊接电流在240A-260A,电弧电压在25V-27V,焊接速度为78 cm/min -94cm/min,热输入控制在410J/mm -455J/mm 时,能够得到满足要求的熔深(0.45mm-1.05mm)。3.2 焊接工艺参数对焊缝力学性能的影响力学性能是评定焊接工艺参数优劣的一个重要指标。因此本节中,对正交表中不同参数条件下的焊接接头的抗拉强度、冲击韧性及硬度进行了测定和分析。3.2.1 焊接工艺参数对拉伸性能的影响选取满足熔深的试件和熔深最大的6#试件中的试件进行拉伸试验。在拉伸试验的过程中,发现不管熔深是否满足要求,所有的焊件都断在了母材上面,并且在焊趾处产生了缩颈。分析认为焊件断裂在母材的原因有两个,第一,因为是不等厚板搭接,角焊缝的有效承载面积比薄板的横截面积大;第二,焊缝的强度大于最大拉力与其横截面积的比值。将焊件加工成非标准的哑铃形试件,通过大幅度的降低焊缝的横截面积,使焊缝能够承载的最大载荷减小,使其最终断在焊接接头处,从而测试到焊接接头的抗拉强度。拉伸件的尺寸如图2-6所示,试样最终断在与薄板的焊趾处,说明薄板的粗晶区与焊缝之间的区域为接头的薄弱环节。经测定此区域的强度在540MPa-582MPa之间,强度比母材略低。断口的宏观形貌具有韧性断裂的撕裂棱等特征,推断出焊缝的塑性较好。3.2.2 焊接接头冲击韧性的影响因素拉伸试验结果表明,焊趾处为焊接接头的薄弱环节,如果焊接接头失效的话,该区域往往是裂纹萌生的区域,因此评定此区域的冲击韧性变得十分重要,因为车轮在实际使用过程中,会受到来自不同方向的物体的撞击,良好的冲击韧性是保证其使用寿命的一个关键因素。根据焊接接头冲击试验的标准GBT2650-2008,结合焊接接头本身的特点,制备出如图3-7所示的冲击试件,冲击试验在 instron9250HV型号视波落锤冲击试验机上完成,冲击速度为5mm/s。冲断后的试样如图3-7b)所示。 a)冲击试样 b)冲断后的试样图3-7 冲击试样的示意图冲击结果如图3-8-3-10所示。从图中可以看出,不同焊接工艺参数下的冲击功不同,其中RCL540钢最大值与最小值之间的差值为3.57J,SPFH540钢的为3.27J,且对于两种材料来说,冲击功最小的都为7#试件。分析认为7#试件焊缝成形系数较小,余高较大,焊缝的有效承载面积较小,造成应力集中因而导致其冲击韧性较差。通过分析两种材料中具有最大冲击功的焊件熔深,可以得出合理的熔深,良好的焊缝成形是保证其有较好冲击韧性的必要条件。SPFH540中4#试件的冲击功最大,其无搭接间隙时熔深为0.8mm,RCL540中9#试件冲击功最大,其熔深为0.66mm。当熔深处于0.6-0.8mm左右时SPFH540冲击功的值在23J左右,RCL540的则接近20J。对比两种材料的冲击功可以发现SPFH540 的冲击功比RCL540的冲击功要大4.5J左右。RCL540的冲击功的最大值比SPFH540的最小值还要小。 图3-8 RCL540钢的冲击功 图3-9 SPFH540钢的冲击功 图3-10 RCL540与SPFH540钢的冲击功对比分别取SPFH540和RCL540中冲击功值最大和最小的断口进行分析。其中SPFH540中冲击功最大的试件4#试件,冲击功最小的试件为7#试件。RCL540中冲击功最大的试件为9#试件。冲击功最小的试件为7#试件。为了了解材料的冲击断裂形式,需对对4个断口形貌进行宏观观察和微观分析,断口宏观形貌可以看出断口区域颜色都较为暗淡,平行于断裂面方向具有塑性变形的纤维特征,两侧有明显的剪切唇;在扫描电镜下将其逐级放大,观察到4个断口的断裂起始区,扩展区和终止区均有尺寸较大的撕裂在韧窝处还能观察到一些细小的颗粒,如图3-11和图3-12所示。经过能谱分析,这些小颗粒主要是一些氧化物,如图3-13所示。RCL540中和SPFH540中含有的氧化物种类不同,对于SPFH540 来说,其主要有Mg、Ca、S、Al 等的氧化物,而RCL540主要含Al的氧化物,SPFH540中氧化物的颗粒尺寸在3-4.2um 范围内,RCL540氧化物颗粒尺寸在2.3-4.7um范围内。通过比较SPFH540和RCL540的氧化物成分和两者的冲击韧性可知,钢中添加一定的合金元素Mg、Ca有助于提高焊缝的冲击韧性。有学者研究表明和Al元素相比,Mg元素具有更好的脱氧能力和脱硫能力,Mg元素脱氧后的夹杂物在尺寸上要比Al的要细小,在分布上要比Al的要弥散,而且夹杂物的种类有所不同,有一定的变性作用;碱金属元素Ca极易与钢中的S、O结合,得到球形颗粒状的氧化物,避免生成脆性的Al2O3,改善了氧化物的形态,从而能够有效的提高材料的塑性,减少了各向异性的产生。由此可见,正是因为SPFH540中含有Ca、Mg 等碱金属元素使得SPFH540具有更好的冲击韧性,同时也降低了其各向异性。 a)9#试件宏观断口 b)9#试件微观断口 c)9#试件微观断口 d)7#试件宏观断口 e)7#试件微观断口 f)7#试件微观断口图3-11 RCL540钢不同焊接工艺参数冲击断口对比 a)4#试件宏观断口 b)4#试件微观断口 c)4#试件微观断口 d)7#试件宏观断口 e)7#试件微观断口 f)7#试件微观断口图3-12 SPFH540钢不同焊接工艺参数冲击断口对比 a)RCL540钢9#试件的氧化物能谱图b)RCL540钢7#试件的氧化物能谱图c)SPFH540钢4#试件的氧化物能谱图d)SPFH540钢7#试件的氧化物能谱图图3-13 RCL540钢与SPFH540钢的氧化物能谱图3.2.3 不同焊件工艺参数对焊接接头硬度的影响硬度表征的是材料抵抗塑性变形的能力,硬度高的区域强度也比较高,对于本课题中的焊接接头来说,其是由不同板厚的异种钢焊接而来的,成分不同厚度不同都会影响焊接过程中的热量的分布,从而形成不同的相变组织。不同的相变组织具有不同的力学性能,而硬度则是表征不同组织力学性能的直观而有效的方法。通过对硬度的测定可以发现接头中哪些区域存在硬化,哪些区域存在软化,从而更好的了解焊接接头的性能。利用图3-14中的硬度测定方法对试件进行硬度测定得到DP600双相钢分别和RCL540钢及SPFH540钢焊接时,焊缝硬度最高,在250HV-280HV的范围内。靠近DP600双相钢侧的热影响区都出现了软化的现象,RCL540钢与SPFH540钢侧的热影响区硬度随着与焊缝中心的距离的增大而降低;RCL540钢与SPFH540钢的硬度都大于DP600双相钢的硬度,如图3-15a)与图3-16所示。此外从图3-15b)与图3-17中还可以发现,同种材料不同焊接工艺参数下,焊缝的硬度和冲击功成反比,焊缝硬度高的冲击功低。分析认为轮辐用钢与轮辋用钢的MAG焊搭接接头中焊缝硬度最高,和焊缝经历的热循环有关。焊缝中的冷却速度快,冷却过程中生成的针状铁素体有助于提高焊缝的硬度。焊丝中的合金元素与母材中的合金元素在熔池中相互渗入相互过渡也会使得焊缝硬度比母材硬度高。对于同种材料来说,能量密度是影响焊缝硬度最大值的主要因素。高能量密度时,焊缝硬度大大提高。轮辐用钢DP600双相钢侧热影响区发生软化,是双相钢在热循环的作用下发生回复和再结晶的结果。此外有文献指出双相钢中的马氏体组织在600左右时经过高温回火,析出细小的碳化物,生成回火马氏体,并且铁素体也发生软化,是使双相钢热影响区产生软化的原因。图3-14 MAG焊接头硬度测定点示意图a) RCL540钢9#试件的硬度b) RCL540钢不同参数下的硬度对比图3-15 RCL540钢的硬度图3-16 SPFH540钢9#试件硬度图3-17 SPFH540钢不同参数下的硬度对比3.3 MAG焊焊缝金相组织分析垂直于焊缝的方向截取焊接接头进行制样、打磨、抛光后,用2%的硝酸酒精腐蚀,在SZX12体式显微镜下和GX71倒置式光学金相显微镜下分别观察焊接接头的宏观金相和微观金相。根据组织成分和经历的焊接热循环不同,焊接接头可以分为焊缝区、熔合区、过热区、相变重结晶区、不完全相变重结晶区和母材。如图3-18所示,图3-18a)为DP600母材侧的接头组织,图中标识的A、B、C、D、E、F 分别对应上述所说的6个区域。图3-18b)至图3-18g)则是分别对这五个区域的放大图。焊缝中的组织主要是先析出铁素
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