C380CL鋼車輪焊縫開裂原因分析

張明博 劉效云 高建國 薛啟河 韓 宇 程玉君

(河鋼股份有限公司承德分公司，河北 承德 670102)

車輪是汽車底盤系統(tǒng)中的承載和保障車輛安全行駛的重要部件[1- 4]，不僅承受車輛的負(fù)重和自重，還承受橫向力、驅(qū)動(dòng)(制動(dòng))扭矩和行駛過程中產(chǎn)生的各種應(yīng)力。河鋼承鋼生產(chǎn)的C380CL鋼主要用于輪輞，其工藝流程為下料、對焊、刨渣、擴(kuò)口、滾壓、擴(kuò)張、氣密性檢測。目前存在的問題是焊接接頭易開裂，即焊后擴(kuò)口擴(kuò)張開裂[5]，開裂率達(dá)4.50%，遠(yuǎn)達(dá)不到低于0.8%的要求，嚴(yán)重影響了車輪的生產(chǎn)效率和制造成本。焊縫開裂的C380CL鋼車輪的宏觀形貌如圖1所示。

圖1 焊縫開裂的C380CL鋼車輪Fig.1 C380CL steel wheel having cracked weld

為了提高C380CL鋼車輪的綜合性能和成品率，降低車輪的開裂傾向，本文研究了C380CL鋼車輪焊接接頭開裂的原因及改進(jìn)措施。

1 C380CL鋼焊接接頭開裂原因分析

對車輪用C380CL鋼的碳當(dāng)量和焊接裂紋感性系數(shù)以及焊接接頭的組織進(jìn)行了研究分析，以揭示車輪焊縫開裂的主要原因。

1.1 C380CL鋼的焊接性能

優(yōu)化前車輪用C380CL鋼的化學(xué)成分如表1所示。由表1可知，河鋼承鋼的C380CL鋼成分主要以Mn強(qiáng)化，未添加Nb、Ti、V等強(qiáng)化元素，其中微量的釩為含釩鐵水煉鋼的余量。

評價(jià)金屬材料焊接性能的指標(biāo)主要有兩個(gè)，一是碳當(dāng)量，二是裂紋敏感性。碳當(dāng)量是預(yù)測材料焊接性能優(yōu)劣的重要指標(biāo)。通常，隨著碳當(dāng)量的增加，材料的淬硬傾向增大，焊接熱影響區(qū)越容易產(chǎn)生冷裂紋，即材料的焊接性能惡化。國際焊接學(xué)會(huì)推薦的碳當(dāng)量(CE)計(jì)算公式如(1)式所示[6]。為使材料具有良好的焊接性能，在保證材料強(qiáng)度和成形性的前提下，設(shè)計(jì)鋼的成分時(shí)應(yīng)遵循碳當(dāng)量(CE)最小的原則。

CE(%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+

(Ni+Cu)/15

(1)

隨著汽車輕量化的發(fā)展，汽車用鋼的強(qiáng)度在逐漸提高，微量合金元素的添加[7]，使得焊接裂紋敏感性系數(shù)(Pcm)也相應(yīng)增大，勢必對鋼的焊接性能有一定影響。焊接裂紋敏感性系數(shù)(Pcm)按式(2)計(jì)算[8]。

Pcm(%)=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+

Cr/60+ Mo/15+ V/10+5B

(2)

根據(jù)表1中的C380CL鋼成分及CE、Pcm計(jì)算公式，得出C380CL鋼的CE和Pcm也列于表1。由表1可知，C380CL鋼的CE和Pcm均較高，應(yīng)在保證力學(xué)性能的前提下，優(yōu)化其成分，降低CE和Pcm，提高其焊接性能。

1.2 C380CL鋼焊接接頭的組織

表1 C380CL鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical compositions of the C380CL steel(mass fraction) %

采用閃光對焊工藝焊接C380CL鋼，主要焊接工藝參數(shù)為：閃光速度1.3 mm/s，頂鍛留量5 mm，帶電頂鍛時(shí)間1.0 s，焊接時(shí)間14 s，鉗口間距23 mm。對熔合線、焊縫區(qū)、熱影響區(qū)及母材的顯微組織進(jìn)行了檢測，以便分析車輪焊縫開裂的原因。焊接接頭的不同區(qū)域分布如圖2所示。檢測了焊縫開裂的焊接接頭的顯微組織，如圖3所示。

由圖3(a)可知，熔合線顯微組織為鐵素體+魏氏組織 +貝氏體。鋼板焊接時(shí)焊縫在短時(shí)間內(nèi)發(fā)生了熔化- 凝固的過程，鋼液凝固時(shí)以樹枝狀方式長大[9]，熔合線熔化的金屬首先凝固成奧氏體，新結(jié)晶的奧氏體以熔合區(qū)粗大的晶粒作晶核并長大，形成粗大的等軸晶粒。隨著溫度的降低，鐵素體從奧氏體中析出，并形成嚴(yán)重的魏氏組織。

圖2 C380CL鋼焊接接頭中的不同區(qū)域Fig.2 Different zones in the welded joint of C380CL steel

由圖3(b,c)可知，焊縫區(qū)顯微組織為鐵素體+魏氏組織+珠光體。焊接時(shí)焊縫區(qū)處于局部熔融狀態(tài)，是母材與焊縫的過渡區(qū)，該區(qū)域組織粗大且不均勻，導(dǎo)致焊后鋼材的強(qiáng)度、塑性、韌性下降，在擴(kuò)張成形過程中焊縫易開裂。此外，熱影響區(qū)帶狀組織是由于錳偏析所致，熱軋時(shí)被抑制的帶狀組織會(huì)重新顯現(xiàn)。

由圖3(d,e)可知，熱影響區(qū)和母材的顯微組織均為鐵素體和珠光體，但母材的晶粒稍粗，晶粒度約9.0級，母材、熱影響區(qū)和焊縫區(qū)的組織均較粗大。此外，焊縫寬達(dá)17～18 mm，且開裂率較高，此前研究認(rèn)為開裂大多是由于焊接工藝不適用于被焊接材料導(dǎo)致的，因此改進(jìn)了焊接工藝參數(shù)。

圖3 焊縫開裂的車輪焊接接頭的顯微組織Fig.3 Microstructures of welded joint of the wheel with cracked weld

2 C380CL鋼焊接性能的優(yōu)化

基于上述C380CL鋼的焊接性能、顯微組織等的分析，C380CL鋼車輪焊接開裂的主要原因是采用錳作為強(qiáng)化元素，導(dǎo)致其CE和Pcm較高，母材晶粒較粗大，以及焊接工藝參數(shù)不適用于C380CL鋼。為了改善C380CL鋼的焊接性能，對其成分及焊接工藝參數(shù)進(jìn)行了優(yōu)化。

2.1 C380CL鋼成分優(yōu)化

優(yōu)化C380CL鋼成分的方案：將C、Mn含量分別從0.06%～0.08%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)和1.0%～1.15%降低至0.05%～0.07%和0.65%～0.75%。降低C、Mn含量會(huì)降低鋼的力學(xué)性能，為確保其力學(xué)性能不致降低，添加了微量的Nb、Ti以使鋼細(xì)晶強(qiáng)化，Nb和Ti的加入量為0.015%～0.035%，其余成分基本不變。表2列出了優(yōu)化前后兩爐次鋼的化學(xué)成分。由表2可知，成分優(yōu)化后C、Mn含量明顯降低，Nb+Ti含量約0.025%，其余成分變化較小。表3為不同成分C380CL鋼的拉伸性能。由表3可知，錳含量適中且以Nb、Ti強(qiáng)化的C380CL鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率與高M(jìn)n成分的鋼基本相當(dāng)，表明其成分優(yōu)化未影響力學(xué)性能。

表2 C380CL車輪鋼優(yōu)化的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 2 Optimized chemical composition of the C380CL steel(mass freation) %

表3 不同成分C380CL鋼的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of the C380CL steels with different compositions

圖4為成分優(yōu)化的C380CL鋼的顯微組織，為鐵素體+珠光體，晶粒度為10.5級，與優(yōu)化前的鋼相比，晶粒更加細(xì)小，可提高母材的韌性。

圖4 成分優(yōu)化后C380CL鋼的微觀組織Fig.4 Microstructure of the C380CL steel with optimized composition

成分優(yōu)化前、后C380CL鋼的CE和Pcm如圖5所示。由圖5可知，成分優(yōu)化前、后的平均CE分別為0.257%和0.144%，平均Pcm分別為0.129%和0.074%，CE和Pcm分別降低了0.113%和0.055%，通過降低C、Mn含量，可顯著減小母材的CE和Pcm，改善焊接性能，從而降低焊縫的開裂傾向。此外，錳含量的降低大大降低了焊接區(qū)域錳偏析的發(fā)生概率，有利于提高車輪焊接接頭的韌性。

圖5 成分優(yōu)化前、后C380CL鋼的碳當(dāng)量和裂紋敏感性系數(shù)對比Fig.5 Comparison of CE and Pcm of the C380CL steel before and after optimizing composition

2.2 焊接工藝參數(shù)的優(yōu)化

將閃光速度(V閃)從原來的1.2 mm/s提高至1.5 mm/s。V閃的大小與閃光過程是否穩(wěn)定有關(guān)，V閃過小，燒化速率較低，加劇焊接接頭金屬氧化，易產(chǎn)生氧化膜夾層，從而影響焊接質(zhì)量，還會(huì)擴(kuò)大熱影響區(qū)。V閃是加速變化的，焊接剛開始時(shí)，工件溫度低，焊接速度較慢；隨著焊接的進(jìn)行，工件接口處溫度逐漸升高，V閃也相應(yīng)提高。若不恰當(dāng)?shù)靥岣遃閃會(huì)使工件加熱區(qū)變窄，熱影響區(qū)溫度梯度增大，焊機(jī)的功率也將增大。通常，平均V閃為0.8～1.5 mm/s，最大可取2 mm/s。結(jié)合原焊縫的缺點(diǎn)和焊機(jī)功率參數(shù)，確定最佳的V閃為1.5 mm/s。同時(shí)，為避免擴(kuò)大熱影響區(qū)，焊接時(shí)間仍為14.0 s。

頂鍛留量是閃光對焊時(shí)，考慮焊件因頂鍛縮短而預(yù)留的長度，會(huì)影響液態(tài)金屬、氧化物的排除及塑性變形程度，通常應(yīng)略大一些，有利于達(dá)到焊接質(zhì)量要求。但過大的頂鍛留量會(huì)使金屬纖維失穩(wěn)而過分彎曲，使接頭金屬纖維的結(jié)合由對接變成斜接，降低了連接強(qiáng)度，甚至產(chǎn)生夾層。金屬纖維彎曲角α大于25°時(shí)，接頭性能將變差，冷彎時(shí)易產(chǎn)生裂紋[10]。應(yīng)根據(jù)輪輞厚度和材料的性能選擇頂鍛留量，輪輞直徑小于40.64 cm時(shí)的頂鍛留量約為3.5～6.0 mm，輪輞直徑大于40.64 cm時(shí)的頂鍛留量約為7～9 mm，其中有電頂鍛留量約為無電頂鍛留量的0.4～0.6倍，據(jù)此確定的頂鍛留量和帶電頂鍛時(shí)間為6 mm和1.2 s。延長帶電頂鍛時(shí)間有利于擠出液態(tài)金屬和氧化物，獲得良好的焊接接頭。

將鉗口間距由原來的23 mm擴(kuò)大至30 mm。鉗口間距過小，電極熱損大，熱影響區(qū)小，塑性區(qū)窄，不利于頂鍛。另外，頂鍛時(shí)，如鉗口間距過小，則焊渣排除困難，易被粘到鉗口上，使輪輞不易從焊接機(jī)取下，影響生產(chǎn)率。鉗口間距過大，頂鍛時(shí)易使焊件失穩(wěn)造成接頭錯(cuò)口，這在薄板輪輞焊接中尤為明顯。

優(yōu)化后的C380CL鋼閃光焊接工藝參數(shù)為：閃光速度1.5 mm/s，頂鍛留量6 mm，帶電頂鍛時(shí)間1.2 s，焊接時(shí)間14 s，鉗口間距30 mm。

3 優(yōu)化前后C380CL鋼車輪的焊接質(zhì)量對比

圖6為2016年和2017年焊縫開裂的C380CL鋼車輪所占百分率的變化。由圖6可知，2016年C380CL鋼車輪的焊縫開裂率達(dá)3.45%～6.01%，平均為4.50%；成分和焊接工藝參數(shù)優(yōu)化后，2017年車輪焊縫開裂率僅為0.39%～0.80%， 平均為0.55%，降低了近4.0%，表明鋼的成分和焊接工藝參數(shù)優(yōu)化是合理的。

圖6 近兩年焊縫開裂的C380CL車輪的百分率Fig.6 Percentages of the C380CL steel wheels having cracked weld in recent two years

4 結(jié)論

(1)C380CL鋼車輪焊縫開裂的主要原因?yàn)槠銫E和Pcm均較高，晶粒較粗大，焊接工藝參數(shù)不當(dāng)，焊縫熔合線附近顯微組織為珠光體、鐵素體和魏氏組織。

(2)通過降低鋼的碳、錳含量，即分別從0.06%～0.08%和1.00%～1.15%降至0.05%～0.07%和0.65%～0.75%，添加鈮和鈦以細(xì)化晶粒，確保其力學(xué)性能不受影響，鋼的CE和Pcm分別降低了0.113%和0.055%。

(3)最佳焊接工藝參數(shù)為：閃光速度1.5 mm/s，頂鍛留量6 mm，帶電頂鍛時(shí)間1.2 s，焊接時(shí)間14.0 s，鉗口間距30 mm。成分和焊接工藝參數(shù)優(yōu)化后，焊縫開裂的C380CL鋼車輪的百分率由原來的4.50%降低到了0.55%，大大提高了C380CL鋼車輪的成品率。