潘 華 雷 鳴

(1.寶山鋼鐵股份有限公司研究院汽車用鋼研究所，上海 201900；2.汽車用鋼開發(fā)與應用技術國家重點實驗室，上海 201900)

溫室效應和環(huán)境污染的加劇對汽車行業(yè)提出越來越高的要求，汽車每減重1%，可減少油耗0.6%～0.8%[1]，因而可通過降低汽車車身自重來減少汽車污染物的排放。但同時，由于汽車行業(yè)的發(fā)展，對于汽車的安全性，尤其是碰撞過程吸收能量的能力，提出了更高的要求。因此可通過將具有較高強塑積的鋼材應用于汽車以滿足減重和保證安全性的要求[2]。有學者研究了第一代汽車用鋼，如烘烤硬化鋼[3]、無間隙原子鋼[4]和馬氏體鋼[5]，其強塑積一般為10～20 GPa·%，但已不能滿足汽車行業(yè)現(xiàn)有要求。第二代汽車用鋼主要以發(fā)生孿晶誘發(fā)塑性(twinning-induced plasticity, TWIP)效應且添加大量合金元素的鋼材為主，兼具高塑性和高強度，強塑積可達50～70 GPa·%。但因含有大量的合金元素，導致在原料、冶煉、加工等方面的困難，從而增加了生產(chǎn)成本。為解決實際生產(chǎn)中的成本與汽車用鋼性能的矛盾，第三代汽車用鋼應運而生。第三代汽車用鋼以中錳鋼和Q & P鋼為代表。中錳鋼在成本上低于第二代鋼，而性能高于第一代鋼，可在滿足現(xiàn)有汽車行業(yè)要求的同時兼具成本優(yōu)勢。中錳鋼的組織主要由鐵素體和亞穩(wěn)奧氏體組成，尺寸一般為納米級或微米級，有時也含有少量的馬氏體[6]，通過提高亞穩(wěn)奧氏體含量獲得顯著的相變誘發(fā)塑性(transformation-induced plasticity, TRIP)效應，可實現(xiàn)強度與塑性的良好結合[7-8]。

電阻點焊因生產(chǎn)效率高而被廣泛應用于汽車制造中。常用拉剪、十字拉伸和剝離試驗的承載指標來評價焊點性能。試樣進行十字拉伸后的失效形式一般有以下3種：1)完全界面斷裂，裂紋途經(jīng)熱影響區(qū)和熔核區(qū)，并沿鋼板原始貼合面穿過熔核使接頭完全分離；2)部分界面斷裂，裂紋穿過熱影響區(qū)，進入熔核后發(fā)生轉折，最終沿板厚方向從焊點表面穿出，導致其中一塊板材在焊點處部分剝離；3)鈕扣斷裂，裂紋沿熱影響區(qū)或母材處擴展，其中一塊板材中的熔核完全剝離。

由于中錳鋼中錳的質量分數(shù)為4%～12%，碳當量較高，所以中錳鋼應用在汽車上可能存在可焊性較差的問題。本文主要通過焊后熱處理調控焊點內部組織使接頭性能提高，并研究焊點內部組織與性能之間的關系，以期為焊接工藝的優(yōu)化提供試驗依據(jù)。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗母材選用1.4 mm厚的中錳鋼冷軋退火板，其化學成分如表1所示。

表1 7Mn中錳鋼的化學成分(質量分數(shù))

由于母材碳的質量分數(shù)低于0.18%，本文選用式(1)計算碳當量[9]：

CE=C+Si/30+Mn/20+2P+4S

(1)

在汽車用鋼的接頭強度試驗中，一般認為碳當量大于0.24時，焊點容易以完全界面形式斷裂。試驗鋼的碳當量為0.52，因此焊后會以完全界面斷裂的形式失效。

將兩塊尺寸為150 mm (長)×50 mm(寬)的板材，采用如圖1和表2所示的工藝焊接獲得符合EN ISO 14272: 2016的十字拉伸試樣。

I1、I2和I3為焊接電流，t1、t2和t3為焊接時間，tC1和tC2為冷卻時間，tH為保載時間，F(xiàn)為電極壓力

表2 焊接工藝參數(shù)

對焊態(tài)試樣進行回火，依據(jù)式(2)馬氏體開始轉變點(Ms)的經(jīng)驗公式[10]確定回火溫度：

Ms=475.9-335.1C-34.5Mn-

1.3Si +11.67lndγ

(2)

式中dγ表示奧氏體晶粒尺寸。但由于焊點內部在高速冷卻條件下難以存在奧氏體，因而舍去該項。根據(jù)試驗鋼的化學成分計算得到MS點約191 ℃，將焊態(tài)試樣(工藝2)在SXL-1200C箱式電阻爐中加熱至250 ℃，分別保溫15和30 min后出爐空冷，記為H1和H2。

1.2 試驗方法

十字拉伸試驗在INSTRON 5581拉伸機上進行，試驗速率為10 mm/min，每組參數(shù)選取3個試樣進行拉伸，取平均值。金相試樣經(jīng)磨、拋后，用飽和苦味酸酒精溶液腐蝕約40～60 s，然后使用Imager A2m蔡司金相顯微鏡觀察顯微組織。使用體積分數(shù)為2%的硝酸酒精溶液腐蝕試樣約10 s，然后使用SUI510掃描電子顯微鏡觀察焊點顯微組織及斷口形貌。采用Zwick/Roell (MH-5L)硬度計測試焊接接頭硬度分布，試驗力為500 g，保載時間為10 s。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

使用兩個電流脈沖的焊接工藝有助于提高焊點的十字拉伸性能[11]，因而采用含有兩個電流脈沖的工藝進行焊接，即工藝1。采用工藝1焊接獲得不產(chǎn)生飛濺且熔核直徑最大的W0試樣，其焊接接頭顯微組織如圖2所示。可以看出，采用工藝1焊接，熔核中心產(chǎn)生了縮孔、縮松等焊接缺陷，顯然該焊接工藝需要調整。通過增加電極壓力和熱輸入量可以減少縮孔、縮松的產(chǎn)生[12]。但在當前工藝條件下，電極壓力已達到設備最大值，因此可以通過調節(jié)熱輸入量來降低產(chǎn)生這類缺陷的概率。此外，由于增加回火脈沖可調節(jié)熔核內部組織，并有助于進一步提高焊點力學性能[13]，因此在2個脈沖后增加第3個脈沖(工藝2)，以達到使縮孔、縮松缺陷在熱及電極壓力作用下彌合，并改善熔核內部組織的效果。使用工藝2焊接獲得的W1試樣的全貌如圖3所示，未觀察到縮孔、縮松等缺陷。

圖2 W0試樣焊接接頭顯微組織

圖3 W1試樣焊接接頭的全貌圖

2.2 力學性能及斷裂位置

十字拉伸試驗結果如表3所示。從表中可以看出，焊態(tài)W1試樣、熱處理態(tài)H1和H2試樣的平均拉斷載荷分別為1.8、5.1和4.9 kN，拉斷載荷最高提升了2.8倍。因此，焊后回火能有效改善焊點的力學性能，且回火保溫時間的延長對焊點性能的影響較小。

表3 十字拉伸試驗結果

焊態(tài)W1試樣的十字拉伸斷口形貌如圖4所示，未觀察到因縮孔縮松而表現(xiàn)出的樹枝晶形貌。從圖4(a)可見，W1試樣以完全界面斷裂的形式失效，即在拉伸過程中，裂紋直接沿鋼板貼合面擴展進入熱影響區(qū)，并貫穿熔核，致使接頭完全分離。由于熔核靠近邊緣的金屬液是在電極和板材的共同作用下凝固，以柱狀晶形式生長，并呈放射狀排布在熔核內，因而在斷口上表現(xiàn)出放射狀，其典型形貌如圖4(b)所示。在熔核內位于電極下方的部分，由于金屬液幾乎完全在電極的作用下冷卻，晶粒沿垂直于板面且與散熱方向相反的方向生長，因而斷口形貌與外緣部分不同，呈近似等軸狀，如圖4(c)所示。圖4(b、c)中斷口形貌都表現(xiàn)出明顯的脆性斷裂特征，具有明顯的解理面，說明焊態(tài)W1試樣以解理方式斷裂，裂紋容易擴展，十字拉伸性能較低。

圖4 焊態(tài)W1試樣的斷口形貌

熱處理態(tài)H1和H2試樣斷口的宏觀形貌如圖5(a、d)所示，裂紋先從焊點的外圍萌生并沿鋼板貼合面擴展，進入熱影響區(qū)，再擴展進入熔核；當裂紋擴展至沿板厚方向生長的晶粒附近時，發(fā)生偏轉，改為沿板厚方向擴展，直至部分熔核被拉出，接頭分離。上述裂紋擴展過程中，相比于焊態(tài)W1試樣的斷口，裂紋擴展新生表面的面積更大，需要消耗更多的外界能量。圖5(b、c)和圖5(e、f)分別為H1和H2試樣斷口類似放射狀晶粒形貌。與焊態(tài)W1試樣的斷口相比，熱處理態(tài)試樣的斷口出現(xiàn)了可消耗更多能量的等軸狀韌窩，所以其十字拉伸性能顯著提高，失效形式和斷裂機制分別轉變?yōu)椴糠纸缑鏀嗔押蜏式饫頂嗔?，這與熔核組織的變化有關。

2.3 顯微硬度

焊態(tài)與熱處理態(tài)試樣焊接接頭的顯微硬度分布如圖6所示。從圖中可以看出，焊態(tài)W0試樣熔核區(qū)的硬度最高，約為510 HV0.5；焊態(tài)W1試樣熔核區(qū)的硬度略有降低。焊態(tài)試樣都表現(xiàn)出越靠近熔核中心線處硬度越低的現(xiàn)象，中心線處的硬度值約為490 HV0.5。由于焊點兩側在與電極的接觸下開始凝固，且凝固速率接近，因而此處為最終凝固區(qū)域，而且溶質再分配現(xiàn)象容易促進這一區(qū)域出現(xiàn)元素富集，易出現(xiàn)縮孔、縮松缺陷[14]。因此，焊態(tài)試樣靠近熔核中心線附近的硬度下降可能與縮孔、縮松及元素偏析有關。熱處理態(tài)H1和H2試樣熔核區(qū)的硬度分別降低至450和435 HV0.5左右；熱影響區(qū)的硬度仍然較高，但分布發(fā)生明顯變化，即在靠近熔核部分的硬度明顯降低，但仍是焊點硬度的峰值。在熱影響區(qū)內，靠近熔核部分受熱嚴重，溫度高于AC3點，組織轉變?yōu)閵W氏體，焊后冷卻過程中轉變成馬氏體，回火后與熔核組織一樣，都發(fā)生了明顯變化，致使硬度降低；隨著與熔核中心距離的增加，熱影響區(qū)馬氏體含量逐漸減少，回火越不充分，硬度逐漸降低。

圖6 焊態(tài)與熱處理態(tài)試樣的硬度分布

2.4 熔核內組織

圖7是焊態(tài)W1、熱處理態(tài)H1和H2試樣的熔核內組織。從圖7(a～c)中可以看出，回火前后熔核內都為明顯的樹枝晶和柱狀晶。焊接冷卻一般為急冷，熔核內的冷卻速率可以達到105℃/s[15]。熔核內熔融的金屬液在熔核邊緣形核且有樹枝晶向熔核中心迅速生長[16]，由于兩側電極及內部水流速率相同，因而兩側的冷卻速率相近，晶粒的生長速率也接近，所以熔核中心的結合面處一般為最終凝固區(qū)域。凝固過程中存在的溶質再分配規(guī)律易使此處發(fā)生溶質富集，導致焊點在這一位置的結合力較差，而且樹枝晶生成過程中存在的溶質再分配規(guī)律易使晶界之間也發(fā)生Mn元素富集，而中錳鋼晶界之間的錳元素可明顯削弱材料韌性[17]，導致焊點性能較低。此外，由于焊接時的冷卻速率極快，過冷度大，熔核中的奧氏體轉變?yōu)轳R氏體的驅動力大，易生成馬氏體，韌性相對較差，因此焊態(tài)W1試樣在拉伸時以完全界面斷裂形式失效，并在斷口表面呈現(xiàn)出解理斷裂的特征。

如圖7(d～f)所示，焊態(tài)W1試樣熔核內組織基本為馬氏體，熱處理態(tài)H1和H2試樣為回火馬氏體。焊點內的韌性組織有利于提高焊點的十字拉伸強度[18-19]。熱處理態(tài)試樣在十字拉伸過程中，當裂紋擴展并進入熔核時，裂紋尖端受到熔核內韌性較好的回火馬氏體阻礙，出現(xiàn)了韌窩，裂紋擴展需消耗更多的能量。當裂紋沿結合面擴展至垂直結合面生長的晶粒附近時，由于這一區(qū)域得到強化，裂紋難以貫穿，所以轉向阻礙較小的板厚方向，裂紋擴展新生成的面積更大，消耗更多的外部能量，從而表現(xiàn)出更高的十字拉伸強度。此外，焊點的缺口尖端易產(chǎn)生局部應力[20]，回火后可減緩部分的應力集中，使裂紋開始擴展所需能量增加，這也有助于提高焊點的十字拉伸性能。圖7(g～i)和圖7(j～l)分別為熱影響區(qū)組織的OM和SEM形貌，可見焊態(tài)W1試樣的熱影響區(qū)為馬氏體，熱處理態(tài)H1和H2試樣的熱影響區(qū)為回火馬氏體。

3 結論

(1)焊態(tài)W1試樣、熱處理態(tài)H1和H2試樣的平均拉斷載荷分別為1.8、5.1和4.9 kN，熱處理后接頭十字拉斷載荷最高提高了2.8倍。

(2)焊態(tài)W1試樣點焊接頭以完全界面斷裂形式失效，斷裂機制為解理斷裂。焊后熱處理態(tài)H1和H2試樣點焊接頭以部分界面斷裂形式失效，斷口為準解理斷裂。

(3)焊態(tài)試樣熔核區(qū)組織為馬氏體，熱處理態(tài)試樣熔核區(qū)組織為回火馬氏體；焊后回火可有效改善熔核組織的韌性，從而顯著提高接頭的性能。