黃鵬飛，熊 威，湯 超，王麗鵬，盧振洋

（北京工業(yè)大學(xué)焊接研究所，北京100024）

0 引 言

DP雙相鋼具有成形性良好、能量吸收率高、屈強比低以及初始加工硬化速率高等特點［1-3］，已成為最具潛力的汽車車身用先進高強鋼之一。

目前對由高強度DP鋼焊接接頭軟化引起的接頭力學(xué)性能下降問題已進行了較為詳盡［4-7］的研究。Feng［8］研究了四種雙相鋼和一種相變誘導(dǎo)塑性（TRIP）鋼的熔化極氣體保護焊（GMAW）焊接性及接頭性能，發(fā)現(xiàn)這些先進高強度鋼的接頭強度均顯著低于母材的，這與熱影響區(qū)的軟化有關(guān)，低焊接熱輸入或高的焊后冷卻速率均有利于減小焊接熱影響區(qū)的軟化現(xiàn)象；福特汽車公司聯(lián)合克萊斯勒、通用等［9］研究機構(gòu)采用五種熔焊工藝（GMAW-Pulse/AC、GMAW-Pulse/DC、GMAW-Laser、Laser 和Laser-Plasma）對 DP600、DP780、DP800、DP980和HSLA鋼板分別進行焊接，發(fā)現(xiàn)在焊接時有填充焊絲的接頭性能要優(yōu)于不填充焊絲的，激光焊接接頭一般斷裂于焊縫處，而GMAW焊填絲接頭一般斷裂于熱影響區(qū)。盡管目前國內(nèi)外對軟化導(dǎo)致DP鋼焊接接頭強度損失得到了一致的認(rèn)可，但關(guān)于接頭軟化的內(nèi)在原因和接頭的斷裂機理卻少有文獻報道，基于此，作者對DP鋼進行不同熱輸入的熔化極活性氣體保護電弧焊（MAG）焊接，研究了焊接搭接接頭各區(qū)域的顯微組織、接頭的拉剪性能以及接頭斷裂機理，希望對DP鋼的工程應(yīng)用提供依據(jù)。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗鋼板為厚2mm的DP780雙相鋼板，其顯微組織主要為鐵素體和馬氏體，其化學(xué)成分和力學(xué)性能分別見表1，2所示?？紤]到母材強度較高，基于低強匹配原則，選用1.2mm的ER70S-6焊絲進行焊接。焊接保護氣為80%Ar＋20%CO2，氣體流量為15L·min-1，具體焊接參數(shù)如表3所示。采用單邊搭接焊接，搭接長度25mm。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of test steel（mass） %

表2 試驗鋼的力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of test steel

表3 MAG焊接工藝參數(shù)Tab.3 MAG welding parameters

1.2 試驗方法

根據(jù)GB/T 2651-2008《焊接接頭拉伸試驗方法》制備拉剪試樣，采用MTS810型材料試驗機對焊接接頭進行拉剪試驗，室溫下軸向施加載荷，拉伸夾持應(yīng)力為5MPa，拉伸速度5mm·min-1，拉剪強度取5組試樣的平均值。

沿焊縫方向在試樣中部用線切割機切下尺寸為25mm×15mm的試樣，用鑲嵌機進行鑲嵌制備金相試樣，然后用水磨砂紙打磨至2000＃，之后采用金剛石拋光膏拋光，沖洗干凈后用酒精擦拭焊縫截面，最后用4%（體積分?jǐn)?shù)）硝酸酒精溶液腐蝕5～10s。采用OLYMPUS OLS4000型激光共聚焦顯微鏡及JEOLJSM 6500F型掃描電鏡觀察接頭的顯微組織及拉剪斷口形貌。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 拉剪強度

1?！?＃試樣的拉剪強度分別為494，540，567，582，593，601MPa。在表3所示的焊接參數(shù)下，DP780鋼搭接接頭成形良好，拉剪強度與焊接熱輸入表現(xiàn)出了相同趨勢的增減關(guān)系，最大拉剪強度超過600MPa，表明該雙相鋼具有良好的焊接性能，接頭強度顯著高于傳統(tǒng)汽車用鋼的。

2.2 顯微組織

在焊接過程中，由于焊接熱循環(huán)的作用，不同區(qū)域的散熱條件不同，導(dǎo)致接頭各個區(qū)域的顯微組織不同。由圖1可見，根據(jù)顯微組織的差異，可將DP780鋼MAG搭接接頭分為焊縫金屬（WM）、熔合區(qū)（FZ）、過熱粗晶區(qū)（CG）、細晶區(qū)（GR）、臨界熱影響區(qū)（IC）、亞臨界熱影響區(qū)（SC）和母材（BM）［10］幾個區(qū)。

圖1 搭接接頭的宏觀形貌Fig.1 Macrograph of lap joint

由圖2（a）可見，母材主要由分布著馬氏體島元的鐵素體基體組成，同時還存在一些貝氏體和其它碳化物。圖中的“M”為馬氏體，“B/C”為貝氏體和碳化物。貝氏體和碳化物的出現(xiàn)是因為各個奧氏體島元的合金成分不同，而雙相鋼的淬火冷卻速率有限，使得奧氏體不能完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體造成的。

從圖2（b）可以看出，在焊接過程中，亞臨界熱影響區(qū)距焊縫較遠，最高溫度達不到奧氏體化溫度，母材組織發(fā)生回火，馬氏體中的過飽和碳隨溫度升高逐步以碳化物形式析出，馬氏體中碳的過飽和度不斷降低；同時，晶格畸變程度減弱，內(nèi)應(yīng)力降低形成回火馬氏體組織，分解的馬氏體島元用“D”標(biāo)示。由于區(qū)域內(nèi)的加熱條件和冷卻速率不同，故該區(qū)域還存在少量未分解的馬氏體組織。

由圖2（c）可見，臨界熱影響區(qū)的峰值溫度超過了奧氏體化溫度，原始組織經(jīng)奧氏體化后重新淬火形成了更大的馬氏體島元，同時部分奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，使得冷卻時發(fā)生鐵素體長大現(xiàn)象，該區(qū)域主要組織的尺寸比母材的均有一定程度的增大。另外，區(qū)域內(nèi)沒有可見的貝氏體和碳化物，這是因為在焊接過程中該區(qū)域的冷卻速率比生產(chǎn)雙相鋼時的淬火冷卻速率大得多，奧氏體組織能更充分地轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織［11］。

細晶區(qū)溫度處于奧氏體化溫度上方的較低范圍內(nèi)，奧氏體晶粒的生長受到碳、氮化合物和鋁、鈦等合金元素的抑制，在隨后的快冷過程中形成了大量細小的板條馬氏體組織。因而，細晶區(qū)主要由比母材更為細小的板條馬氏體和等軸鐵素體構(gòu)成，如圖2（d）所示。過熱粗晶區(qū)靠近焊縫區(qū)，溫度更高，晶粒長大顯著。因此，在圖2（e）中可以看到原奧氏體晶界（AGB），及在快冷過程中由晶粒內(nèi)部組織轉(zhuǎn)變的大量板條馬氏體和上貝氏體（UB）。

由圖2（f）可見，在熔合區(qū)柱狀晶垂直于熔合線向焊縫內(nèi)部伸展，熔合區(qū)外側(cè)為過熱粗晶區(qū)（CG），圖中FB為熔合區(qū)邊界。

圖2 DP780鋼焊接接頭各個區(qū)的SEM形貌Fig.2 SEM morphology of different areas of DP780joint：（a）BM；（b）SC；（c）IC；（d）GR ；（e）CG and（f）FZ

2.3 斷裂位置的組織

由圖3可以看出，1＃試樣接頭斷裂于上板熔合區(qū)，6＃試樣接頭斷裂于下板熱影響區(qū)，接頭成形良好，焊縫尺寸沒有明顯差異。

從圖4可見，1＃試樣接頭的熔合區(qū)（右上側(cè)）與過熱粗晶區(qū)（左下側(cè)）的組織特征顯著不同；與6＃試樣接頭下板熱影響區(qū)的亞臨界熱影響區(qū)組織相比，1＃試樣過熱粗晶區(qū)的晶粒尺寸較大，且主要由板條馬氏體和上貝氏體組成；同時，在靠近邊界的熔合區(qū)出現(xiàn)了一定量因夾雜物而產(chǎn)生的孔洞，夾雜物的尺寸遠大于軟化區(qū)第二相質(zhì)點的，越靠近熔合區(qū)分界線孔洞越密集，尺寸也越大。這是因為在較小的焊接熱輸入下，熔滴過渡的頻率小，過渡時間長，而熔池溫度峰值較低，冷卻速率快，氧化物、硫化物和其他難溶雜質(zhì)不容易浮出熔池表面而形成夾雜物。這些缺陷導(dǎo)致接頭的有效剪切面積減小，因而造成這一區(qū)域力學(xué)性能薄弱；焊接熱輸入增大后，夾雜物上浮充分，此時熱影響區(qū)的部分低溫區(qū)受到回火效應(yīng)，與母材的馬氏體含量相比大大降低，引起強度下降。

圖3 不同焊接接頭斷裂位置的宏觀形貌Fig.3 Macrographs of different joints fracture location：（a）1＃sample and（b）6＃ sample

2.4 斷口形貌

由圖5可以看出，6＃試樣接頭斷口為微孔聚集型斷裂，各圖中均可見明顯的韌窩，屬于韌性斷裂［12］。拉剪試驗進行一定時間后，彈性變形結(jié)束，部分夾雜物和第二相質(zhì)點與原始界面脫離形成微孔。隨著接頭區(qū)域塑性變形的進行，微孔不斷長大和聚集，形成顯微裂紋，裂紋持續(xù)擴展最終造成接頭斷裂。從圖5（a）可見，裂紋起始于有連續(xù)剪切唇的兩串空穴處（圖中B所指），這些裂紋自左向右擴展并結(jié)束于剪切斷裂面處（圖中A所指），韌窩沿圖中的虛線箭頭延伸。在圖5（b）中也可以看到類似的裂紋擴展路徑，空穴串主要產(chǎn)生于不同相元的晶界處。圖5（c）中的A為剪切唇，C為由夾雜物造成的孔穴，D為大的空穴狀裂紋，可以發(fā)現(xiàn)裂紋起始位置離最終斷裂面有一段距離，這表明裂紋需要擴展一段時間后才會發(fā)生最終斷裂，為韌性斷裂特征。圖5（d）中韌窩尺寸小，表明該區(qū)塑性變形小，裂紋擴展速度較快。

圖5 6＃試樣斷口的SEM形貌Fig.5 SEM morphology of facture of 6＃sample：（a）crack initiation；（b）crack extension；（c）shear fracture and（d）crack extension instability

由圖6可以看出，1＃試樣斷口上的韌窩直徑和深度更大。這是因為，在拉應(yīng)力作用下，第二相質(zhì)點或夾雜物本身破裂或與基體界面脫離而成核，當(dāng)新的位錯進入微孔后，會使微孔不斷長大，熔合線附近區(qū)域的合金元素容易出現(xiàn)偏析，形成第二相質(zhì)點和夾雜物，并伴有高的應(yīng)力分布。6＃試樣斷口上的韌窩均勻、細小，而由于形成微孔聚集韌性斷裂裂紋所需拉應(yīng)力與第二相質(zhì)點尺寸的平方根成反比關(guān)系［13］，因此1＃試樣的強度比6＃試樣的更低。

圖6 1＃試樣斷口的SEM形貌Fig.6 SEM morphology of facture of 1＃ sample at low（a）and high（b）magnifications

3 結(jié) 論

（1）熱輸入在93～205J·mm-1范圍內(nèi)，試驗鋼MAG焊接接頭強度隨著焊接熱輸入的增加而增大。

（2）受焊接熱循環(huán)和回火效應(yīng)的影響，低熱輸入時，接頭熔合區(qū)的夾雜物富集對接頭強度有較大影響，強度損失明顯；高熱輸入時，熱影響區(qū)發(fā)生馬氏體回火效應(yīng)，對接頭強度的影響占主導(dǎo)地位，危害較小。

（3）試驗鋼MAG焊接頭拉剪失效為典型的微孔聚集型韌性斷裂，第二相質(zhì)點和夾雜物的尺寸和顯微組織是影響接頭拉剪強度的關(guān)鍵因素。

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