董現(xiàn)春， 劉新垚， 張大偉， 肖寶亮， 蔡寧

(1.首鋼集團(tuán)有限公司技術(shù)研究院，北京 100043；2.綠色可循環(huán)鋼鐵流程北京市重點實驗室，北京 100043；3.北京能源用鋼工程研究中心，北京 100043)

0 前言

在保證汽車安全性不降低情況下，應(yīng)用高強鋼實現(xiàn)汽車輕量化，可以降低燃油消耗和廢氣排放。雙相高強鋼由于在高屈服強度的條件下，具有較高的均勻伸長率、較低的屈強比，且具有良好的成形性，在成形復(fù)雜、工況惡劣的汽車底盤結(jié)構(gòu)件上得到越來越廣泛的應(yīng)用[1-3]。

SRS590LW雙相高強鋼板主要應(yīng)用于輕量化汽車車輪的輪輞，為了保證母材及焊縫的成形性能、疲勞性能，添加適量的Ni，Cr，Mo等合金元素，在控軋控冷時，依次出現(xiàn)鐵素體、貝氏體組織，添加適量的Nb，Ti，增強析出強化效果。輪輞制造工藝流程為：卷圓-壓平-對焊-刮渣-滾壓焊縫-切端頭-校圓-擴(kuò)口-一次滾形-二次滾形-三次滾形-擴(kuò)張精整。其中，對焊屬壓焊范疇，是多個參數(shù)影響的不連續(xù)過程，脈動預(yù)熱閃光對焊由于熱效率高、焊接質(zhì)量好，在輪輞對焊領(lǐng)域獲得了越來越多的應(yīng)用。脈動預(yù)熱閃光對焊的主要工藝參數(shù)有：伸出長度、預(yù)熱電流、預(yù)熱留量、閃光電流、閃光電壓、閃光留量、閃光速度、閃光加速度、頂鍛留量、頂鍛速度、頂鍛壓、頂鍛電流、頂鍛帶電時間等[4]。在焊后的擴(kuò)口和擴(kuò)力、張精整工序，容易出現(xiàn)撕裂、炸裂，無法修復(fù)，會造成輪輞報廢。就鋼質(zhì)輪輞的閃光對焊開裂報廢，趙紅利等人[5]認(rèn)為焊縫存在氧化物夾雜及不良組織形態(tài)，使接頭力學(xué)性能變差，并在熱應(yīng)力作用下產(chǎn)生了微裂紋，使得輪輞在擴(kuò)張時產(chǎn)生開裂報廢。Bhattacharyya等人[6]認(rèn)為，熱影響區(qū)的貝氏體組織弱化了塑性，使得輪輞在滾形加工時發(fā)生開裂報廢。徐志欣等人[7-8]認(rèn)為焊縫中粗大片狀的魏氏鐵素體組織是造成輪輞擴(kuò)口接頭斷裂的主要原因。由于SRS590LW鋼中，含有較高的Nb，Ti，有可能會帶來析出相顆粒的變化，造成焊接接頭的軟化開裂[9-17]。

2020年3月，某車輪廠反饋，使用SRS590LW，采用脈動預(yù)熱閃光對焊工藝，生產(chǎn)22.5×9.0輪輞，開裂率20%，擴(kuò)口及擴(kuò)張精整工序均可能發(fā)生開裂。作者對焊接接頭組織、硬度、力學(xué)性能以及斷口進(jìn)行分析，為該鋼的合理使用，降低開裂率提供依據(jù)。

1 輪輞焊接及應(yīng)用效果

1.1 試驗材料

試驗用鋼板為SRS590LW高強雙相鋼板，生產(chǎn)工藝為控軋控冷，厚度5.7 mm。試驗材料的化學(xué)成分和力學(xué)性能見表1和表2，試驗鋼的碳當(dāng)量為0.37%。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

表2 試驗鋼的力學(xué)性能

1.2 焊接工藝及斷口取樣

使用UN800閃光對焊機進(jìn)行焊接，如圖1a所示。焊接試樣為長方形，尺寸1 722 mm×300 mm×5.7 mm，四邊為剪切下料，焊前用濃度5%稀鹽酸清洗表面氧化皮，不開坡口，接頭形式為對接。總伸出長度(鉗口距離)45 mm，預(yù)熱留量5 mm，閃光留量4 mm，頂鍛留量7 mm。輸入電壓380 V，50 Hz，焊接電壓8 V，預(yù)熱電流400 A，脈動預(yù)熱次數(shù)19次，閃光電流600 A，頂鍛電流400 A，閃光速度9 mm/s，頂鍛速度60 mm/s，夾緊力650 kN，頂鍛力320 kN，焊接時間10 s，頂鍛帶電時間0.8 s。輪輞焊后接頭狀態(tài)如圖1b所示。

圖1 輪輞脈動預(yù)熱閃光對焊及輪輞焊后接頭狀態(tài)

擴(kuò)口工序出現(xiàn)開裂，如圖2a所示。精整工序出現(xiàn)開裂，如圖2b所示。觀察發(fā)現(xiàn)圖2a擴(kuò)口開裂裂口焊縫端切處殘留毛刺，如圖3所示。斷口平齊，無塑性變形，為脆性開裂，如圖4a所示。將斷口用手工鋸條鋸下，如圖4b所示，用掃描電鏡觀察斷口。

圖2 擴(kuò)口開裂及擴(kuò)張精整開裂

圖3 剪切端頭毛刺

圖4 脆性開裂斷口及斷口取樣位置

1.3 分析方法

將開裂斷口經(jīng)過丙酮清洗后，在JSM-7001F掃描電鏡上觀察形貌。用WE-100拉力試驗機對接頭進(jìn)行橫向拉伸性能測試。母材及接頭金相試樣經(jīng)研磨、拋光后，采用4%硝酸酒精腐蝕，采用HVS-10Z型維氏硬度計測試焊接接頭各區(qū)域的硬度，加載力為49 N，在OLYMPS激光共焦顯微鏡上觀察顯微組織。采取碳膜萃取-復(fù)型技術(shù)，制備薄膜試樣，在JEM-2100F透射電鏡上觀察母材及熱影響區(qū)的第二相粒子。

2 分析與討論

2.1 斷口觀察

掃描電鏡低倍觀察發(fā)現(xiàn)，斷口無高溫氧化形貌，無夾雜，焊接熔合良好，起裂源位于端切毛刺處，如圖5a所示。高倍掃描發(fā)現(xiàn)斷口為解理斷口，穿晶+沿晶斷裂，河流狀花樣，如圖5b所示。

圖5 斷口掃描形貌

2.2 抗拉強度、硬度分析

將輪輞中部焊接接頭進(jìn)行切割取樣，如圖6所示。檢驗接頭抗拉強度，焊接態(tài)輪輞兩側(cè)分別取樣，拋光腐蝕后檢測維氏硬度及金相組織。焊接接頭宏觀形貌如圖7所示。

圖6 取樣位置

圖7 接頭宏觀形貌

由于輪輞中部擴(kuò)張變形引起加工硬化，接頭抗拉強度比母材有所升高，為620 MPa，斷裂位置為母材，斷口為塑性斷口，如圖8所示。

圖8 拉伸試樣殘樣

焊接接頭硬度檢測結(jié)果如圖9所示。輪輞兩側(cè)的1號和2號，硬度分布不完全一致，其中1號試樣，隨著距焊縫中心距離的增大，硬度呈先升高后降低的趨勢，硬度最高處發(fā)生在距中心5 mm處，為338 HV，隨后降低，距焊縫中心10～14 mm處，出現(xiàn)平臺，隨后繼續(xù)降低，距焊縫中心25 mm后，硬度趨于穩(wěn)定。2號試樣，隨著距焊縫中心距離的增大，硬度整體呈逐漸降低趨勢，最高值出現(xiàn)在距中心2 mm處，為294 HV，隨后降低，距焊縫中心8～12 mm處，出現(xiàn)平臺，隨后繼續(xù)降低，距焊縫中心25 mm后，硬度值趨于穩(wěn)定。經(jīng)比對，1號試樣和2號試樣硬度平臺處，為導(dǎo)電鉗口夾持位置，2個試樣夾持寬度不一致，表明2個鉗口與焊縫中心線不平行，導(dǎo)致輪輞兩側(cè)電流密度差異，帶來熱輸入的差異。

圖9 接頭硬度

2.3 金相組織及析出相分析

金相組織觀察發(fā)現(xiàn)，鋼板母材的顯微組織為鐵素體+貝氏體，晶粒尺寸為3～10 μm(圖10)。圖11為鋼板中第二相粒子的典型TEM形貌，主要為10～100 nm粒子，為球形和近長方形，能譜分析表明粒子中含有Ti,Nb微合金元素，為(Ti,Nb)(C,N)強化相。對1號試樣進(jìn)行金相組織觀察(圖12)，焊縫中心晶粒長大至60～120 μm，主要為貝氏體組織，有粗大先共析鐵素體組織出現(xiàn)(圖12a)。熱影響區(qū)距離焊縫中心越遠(yuǎn)，晶粒越細(xì)小，以貝氏體為主，有少量珠光體(圖12b～圖12e)，距焊縫中心18 mm以外，組織為鐵素體+貝氏體雙相組織(圖12f)。

圖10 試驗鋼的顯微組織

圖11 試驗鋼的納米析出形貌及成分

圖12 焊接接頭組織

由于制樣的位置確定難度較高，觀察了焊縫中心的納米析出相，如圖13所示，僅發(fā)現(xiàn)20 nm以上的析出相，能譜分析表明粒子中含有Ti,Nb微合金元素，為(Ti,Nb)(C,N)析出相。

圖13 焊縫中心納米析出組織

2.4 討論與工藝改進(jìn)

脈動預(yù)熱閃光對焊的脈動預(yù)熱過程，脈動接觸加熱階段是利用接觸電阻Rc發(fā)熱，拉開階段是熱量向兩側(cè)擴(kuò)展，反復(fù)的接觸+拉開，實現(xiàn)鉗口內(nèi)鋼板的預(yù)熱，預(yù)熱時間過長，工件電阻2Rw發(fā)熱量增大，會造成鉗口之間的鋼板過熱，超出相變溫度，晶粒長大、形成淬硬組織，帶來硬度的整體升高硬化，塑性降低。在擴(kuò)口階段，輪輞外緣的喇叭口最大伸長量達(dá)到12%，硬化區(qū)寬度較高，不利于擴(kuò)口時的材料的流動，造成開裂，輪輞滾形后，在加工硬化的影響下，硬度進(jìn)一步升高，塑性繼續(xù)降低，在擴(kuò)張精整階段會發(fā)生開裂。

綜合上述分析，焊接接頭的組織粗化、硬度升高，造成塑性降低，焊接接頭納米級析出相粗化，數(shù)量減少，雖然會有一定的軟化焊縫作用[10-17]，但是在文中，不足以造成硬度的顯著降低及擴(kuò)口處變形量大等因素的聯(lián)合作用，造成SRS590LW雙相高強鋼板輪輞異常開裂。對于脆性斷裂，塑性變形是阻止裂紋擴(kuò)展的主要因素，若阻止裂紋的擴(kuò)展，必須提高裂紋前端的塑性。因此，控制開裂的核心是降低焊接過熱區(qū)寬度，降低焊縫硬度，提高塑性。

總伸出長度(鉗口距離)影響工件軸向的溫度分布和接頭的塑性變形，隨著伸出長度的增大，焊接回路的電阻增大，焊接功率隨之增大。預(yù)熱留量越大，預(yù)熱次數(shù)越多，造成預(yù)熱溫度越高，熱輸入增大，會造成過熱。足夠的燒化速度是保證閃光過程的強烈且穩(wěn)定的前提，隨著燒化速度的提高，燒化時間降低，整體熱輸入減少，焊縫硬度降低。帶電頂鍛時間提高，則焊接端面溫度提高，改善接頭塑性，但帶電頂鍛時間過長會使得接頭過熱，甚至帶來過燒缺陷且提高焊縫硬度，觀察該次試驗，帶電頂鍛時間偏高[18]。

基于以上分析，降低鉗口距離可增加鉗口間焊接溫度場的溫度梯度，在相同的燒化量等焊接參數(shù)不變的條件下，可降低焊后火口心部溫度，使得火口位置硬度下降；縮短預(yù)熱留量和預(yù)熱次數(shù)，以降低過熱程度；降低帶電頂鍛時間，目的同是增加鉗口間的溫度梯度，從而降低火口位置硬度；而燒化速度的提高，可降低火口中心溫度向鉗口方向的導(dǎo)熱速率，從而降低焊接熱影響區(qū)(HAZ)的寬度，原理同樣是控制溫度梯度來降低接頭硬度；降低焊接電壓，可以降低焊接的總功率，使焊接火花柔和，降低“火口”的深度，實現(xiàn)降低焊接熱輸入。

工藝改進(jìn)的具體措施是：焊接試樣的長度延長10 mm，尺寸為1 732 mm×300 mm×5.7 mm?？偵斐鲩L度(鉗口距離)縮短為40 mm，預(yù)熱留量3 mm，閃光留量4 mm，頂鍛留量7 mm。焊接電壓降低為7.6 V，預(yù)熱電流400 A，脈動預(yù)熱次數(shù)12次，閃光電流600 A，頂鍛電流400 A，閃光速度12 mm/s，焊接時間8 s，頂鍛帶電時間0.6 s。端切后，將毛刺打磨干凈。工藝改進(jìn)后，焊縫中心晶粒尺寸長大至60～80 μm，消除了粗大先共析鐵素體組織，以細(xì)針狀鐵素體為主，出現(xiàn)少量貝氏體，如圖14所示。工藝改進(jìn)后，焊接接頭的硬度如圖15所示。工藝改進(jìn)前后，焊縫中心的析出相基本不變，最高硬度為216 HV，輪輞開裂率降至2%以下。

圖14 改進(jìn)工藝后焊縫中心組織

圖15 改進(jìn)工藝后焊接接頭硬度

3 結(jié)論

(1)脈動預(yù)熱閃光對焊雙相高強車輪鋼斷口樣品呈低塑性脆性開裂特征，熔合良好，無夾雜和高溫晶界氧化，起裂源位于切端頭毛刺處，焊縫中心為粗大貝氏體及先共析鐵素體組織，最高硬度338 HV，造成塑性降低，在擴(kuò)口階段，輪輞外緣的喇叭口最大伸長量達(dá)到12%，硬化區(qū)寬度較高，不利于擴(kuò)口時的材料的流動，開裂率高達(dá)20%。焊接接頭的納米級析出相粗化，對開裂現(xiàn)象影響不大。

(2)總伸出長度增大，焊接回路的電阻增大，焊接熱輸入隨之增大。焊接電壓高，熱輸入大。預(yù)熱留量越大，預(yù)熱次數(shù)越多，熱輸入越大。燒化速度慢，燒化時間長，熱輸入增大。帶電頂鍛時間過長會使得接頭過熱。以上工藝因素，造成焊縫過熱，硬化區(qū)寬度較高。

(3)控制開裂的措施是降低焊接過熱區(qū)寬度，降低焊縫硬度，提高塑性。具體參數(shù)是，試樣的長度延長10 mm，總伸出長度縮短5 mm，預(yù)熱留量降低2 mm，脈動預(yù)熱次數(shù)由19次降低至12次，焊接電壓由8 V降低為7.6 V，焊接時間由10 s縮短為8 s，頂鍛帶電時間由0.8 s降低為0.6 s，消除了焊縫中心過熱組織，晶粒尺寸為60～80 μm，以針狀鐵素體為主，焊接接頭最高硬度降低至216 HV，輪輞開裂率降至2%以下。