解瑞軍， 李銳峰， 畢良艷2， 劉國(guó)利

(1.內(nèi)蒙古工業(yè)大學(xué)，內(nèi)蒙古自治區(qū) 呼和浩特 010051；2.呼和浩特市科技創(chuàng)新創(chuàng)業(yè)服務(wù)中心，內(nèi)蒙古自治區(qū) 呼和浩特 010020)

0 前言

隨著各國(guó)對(duì)節(jié)能減排要求的提高，汽車輕量化是必然趨勢(shì)[1-2]。DP980高強(qiáng)鋼具有塑性高、抗拉強(qiáng)度高、初始加工硬化率高和屈強(qiáng)比低等優(yōu)點(diǎn)，是汽車安全籠部件的主要材料[3]。SPCC低碳鋼是典型的普通低碳鋼，具有良好的塑性、成形性及焊接性，是目前用途最廣泛的普通冷軋鋼板，可用于制造汽車的非承載件、連接件及內(nèi)外飾件[4]。因此，DP980高強(qiáng)鋼和SPCC低碳鋼結(jié)合使用可以充分發(fā)揮DP980高強(qiáng)鋼的性能優(yōu)勢(shì)和SPCC低碳鋼板的成本優(yōu)勢(shì)，在一定程度上達(dá)到輕量化的目的。但是兩者的導(dǎo)熱率、電阻率、熱膨脹系數(shù)等物理屬性和化學(xué)成分差別較大，使其焊接性較差[5-6]。

目前，已有相關(guān)人員對(duì)高強(qiáng)鋼與低碳鋼的焊接開展了一些研究工作。重慶大學(xué)的Long等人[7]研究DP590高強(qiáng)鋼和DC01低碳鋼異種鋼點(diǎn)焊接頭，認(rèn)為最大載荷和斷裂模式取決于斷裂區(qū)域的抗剪力。加拿大瑞爾森大學(xué)的Khan 等人[8]研究了鍍鋅HSLA350和DP600高強(qiáng)鋼異種鋼點(diǎn)焊接頭的顯微組織和力學(xué)性能，研究表明，熔核區(qū)主要為馬氏體組成和少量貝氏體，點(diǎn)焊接頭熱影響區(qū)硬度和同種材料的點(diǎn)焊接頭熱影響區(qū)硬度有明顯區(qū)別。伊朗伊斯蘭阿扎德大學(xué)Pouranvari 等人[9-10]對(duì)DP600/AlSi 1008異種鋼焊接參數(shù)和點(diǎn)焊接頭進(jìn)行了系統(tǒng)的研究，研究結(jié)果表明，隨著焊接熱輸入的增加(即焊接電流的增加和焊接時(shí)間的延長(zhǎng))熔核直徑和壓痕深度不斷增加。內(nèi)蒙古工業(yè)大學(xué)岑耀東等人[11-12]對(duì)TRIP980高強(qiáng)鋼/SPCC低碳鋼的異種鋼板電阻點(diǎn)焊接頭組織及力學(xué)性能研究，結(jié)果表明熔合區(qū)主要為馬氏體組織，結(jié)合面靠近SPCC低碳鋼側(cè)的熔合區(qū)兩側(cè)組織差異較大，晶粒大小和取向與TRIP980高強(qiáng)鋼側(cè)存在較大差異，且有明顯的擇優(yōu)取向。但是，目前對(duì)優(yōu)化異種鋼電阻電焊的焊接參數(shù)的研究比較少，對(duì)推動(dòng)汽車輕量化發(fā)展和節(jié)能減排具有積極的意義。

采用汽車工業(yè)中廣泛使用的電阻點(diǎn)焊方法，對(duì)基于田口法優(yōu)化出DP980/SPCC異種鋼板點(diǎn)焊最優(yōu)參數(shù)下的接頭進(jìn)行組織與力學(xué)性能研究，對(duì)推動(dòng)汽車輕量化發(fā)展和節(jié)能減排具有積極的意義。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料分別為冷軋DP980高強(qiáng)鋼板與冷軋SPCC低碳鋼板，厚度均為1.5 mm。2種鋼的化學(xué)成分和力學(xué)性能分別如表1和表2所示。

表1 母材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 母材的拉伸力學(xué)性能

1.2 試驗(yàn)方法

焊接試驗(yàn)設(shè)備采用DN-50B電阻點(diǎn)焊機(jī)，額定容量為50 kVA，額定電壓為380 V，采用圓錐平Cu-Cr電極頭，端面直徑為8 mm，試樣搭接形式及尺寸如圖1所示。采用田口法確定最優(yōu)焊接參數(shù)，利用線切割設(shè)備，將最優(yōu)參數(shù)時(shí)的點(diǎn)焊接頭沿熔核中心橫截面切開，然后用金相砂紙打磨、P-1型金相試樣拋光機(jī)拋光后制作金相試樣。用濃度為4%的硝酸酒精溶液對(duì)金相試樣腐蝕10～12 s，用酒精清洗后吹風(fēng)機(jī)吹干，防止其氧化，然后置于顯微鏡載物臺(tái)上進(jìn)行顯微組織觀察。然后對(duì)該參數(shù)下的點(diǎn)焊接頭進(jìn)行硬度測(cè)試，采用維氏硬度測(cè)量方法。同時(shí)對(duì)該參數(shù)下的點(diǎn)焊接頭進(jìn)行拉伸試驗(yàn)使用WDW-200型微機(jī)控制電子式萬能試驗(yàn)機(jī)對(duì)DP980高強(qiáng)鋼和SPCC低碳鋼的電焊試樣進(jìn)行靜態(tài)拉伸剪切試驗(yàn)。并使用Sigma500場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察DP980/SPCC異種鋼電阻點(diǎn)焊接頭的拉伸剪切斷口形貌，并分析其斷裂失效形式和原因。

圖1 試樣搭接形式及尺寸

2 田口試驗(yàn)優(yōu)化設(shè)計(jì)

2.1 試驗(yàn)因素的篩選

電阻點(diǎn)焊是將焊件裝配成搭接接頭，并壓緊在兩電極之間，利用電阻熱熔化母材金屬，形成焊點(diǎn)的電阻焊方法。電阻點(diǎn)焊的熱源是電流通過焊接區(qū)域產(chǎn)生的電阻熱，點(diǎn)焊時(shí)電流通過焊件產(chǎn)生的熱量可由以式(1)確定：

Q=I2Rt

(1)

式中:Q為產(chǎn)生的熱量；I為焊接電流；R為兩電極之間的電阻；t為通電時(shí)間。

由式(1)可以看出，決定電阻點(diǎn)焊焊接熱輸入的是焊接電流、兩電極之間的電阻及通電時(shí)間3大因素。

2.2 因素水平表設(shè)計(jì)

選取的焊接參數(shù)及其水平見表3，除考慮焊接電流(A)、焊接時(shí)間(B)、電極壓力(C)3個(gè)因素本身外，還考慮了各因素之間的交互作用，即A×B,A×C和B×C。焊接通電結(jié)束后的維持時(shí)間對(duì)點(diǎn)焊接頭的性能有一定影響，因此還考慮了焊后維持時(shí)間的影響?？紤]到電極壓力變化的影響，故設(shè)置的焊接時(shí)間保證不發(fā)生飛濺和電極粘損。

表3 焊接參數(shù)因素水平表

2.3 正交試驗(yàn)表設(shè)計(jì)

根據(jù)表3所述的因素水平及其交互作用對(duì)試驗(yàn)的影響程度，因此選用交互正交表L27(313)設(shè)計(jì)試驗(yàn)，試驗(yàn)方案表頭見表4。

表4 交互正交試驗(yàn)表頭

2.4 SN 比的計(jì)算

信噪比是特征參數(shù)(信號(hào))值與非特異性參數(shù)(噪聲)的比值。試驗(yàn)中希望SN比越大越好。對(duì)表4內(nèi)的每一個(gè)條件下的數(shù)據(jù)可以根據(jù)式(2)求得一個(gè)標(biāo)準(zhǔn)的SN比。

式(2)即為SN比計(jì)算公式：

(2)

2.5 方差分析及顯著性檢驗(yàn)

以η作為指標(biāo)，按L27(313)的列平方和與自由度計(jì)算公式計(jì)算各因素的平方和，列出方差分析見表5。

從表5方差分析可知，DP980高強(qiáng)鋼和SPCC低碳鋼在焊接工藝窗口內(nèi)進(jìn)行焊接時(shí)，焊接時(shí)間B高度顯著，焊接電流A、交互作用B×C顯著，交互作用A×B有一定影響，其余因素都不顯著。

表5 失效能的方差分析表

2.6 確定最優(yōu)焊接參數(shù)并驗(yàn)證

根據(jù)SN比的計(jì)算結(jié)果，可得出因素A(焊接電流)、因素B(焊接時(shí)間)、因素B×C(焊接時(shí)間和電極壓力的交互作用)和因素A×B(焊接電流和焊接時(shí)間)各水平的拉伸剪切失效能總和。然后通過交互作用的數(shù)據(jù)表可以得出最佳焊接參數(shù)，即在最佳焊接參數(shù)下接頭的拉伸剪切強(qiáng)度和失效能比前面試驗(yàn)結(jié)果都好，因此可知以點(diǎn)焊接頭的失效能為評(píng)價(jià)指標(biāo)時(shí)DP980高強(qiáng)鋼和SPCC低碳鋼的最佳焊接參數(shù)為：焊接電流10.5 kA、焊接時(shí)間30 cycles、電極壓力3 kN、維持時(shí)間 10 cycles。

3 最優(yōu)參數(shù)預(yù)測(cè)及驗(yàn)證

3.1 最優(yōu)參數(shù)下點(diǎn)焊接頭顯微組織分析

DP980/SPCC點(diǎn)焊接頭各區(qū)域的微觀組織如圖2所示，圖2中a區(qū)～k區(qū)分別對(duì)應(yīng)宏觀組織圖中相應(yīng)位置。圖中2中a和b區(qū)為DP980高強(qiáng)鋼一側(cè)熔核區(qū)的顯微組織，圖2中c區(qū)為SPCC低碳鋼一側(cè)熔核區(qū)顯微組織，圖2中d區(qū)為DP980高強(qiáng)鋼一側(cè)厚度方向上熔核區(qū)邊緣區(qū)域顯微組織，圖2中e區(qū)為SPCC低碳鋼一側(cè)厚度方向熔核區(qū)邊緣區(qū)域顯微組織，圖2中f區(qū)為DP980高強(qiáng)鋼一側(cè)熔核區(qū)與熱影響區(qū)邊緣區(qū)域顯微組織，圖2中g(shù)區(qū)為DP980高強(qiáng)鋼一側(cè)熱影響區(qū)顯微組織，圖2中h區(qū)為DP980高強(qiáng)鋼一側(cè)熱影響區(qū)與母材邊緣區(qū)域顯微組織，圖2中i區(qū)為SPCC低碳鋼一側(cè)熔核區(qū)與熱影響區(qū)邊緣區(qū)域顯微組織，圖2中j區(qū)為SPCC低碳鋼一側(cè)熱影響區(qū)顯微組織，圖2中k區(qū)為SPCC低碳鋼一側(cè)熱影響區(qū)與母材邊緣區(qū)域顯微組織。

從圖2中a區(qū)～c區(qū)中可以看出，熔核區(qū)顯微組織主要為板條馬氏體，還有部分先共析鐵素體和少量魏氏體組織，這是由于在點(diǎn)焊熱循環(huán)過程中，熔核區(qū)金屬由于電阻熱的作用熔化，然后在電極頭冷卻水的作用下快速冷卻。而且由于DP980高強(qiáng)鋼和SPCC低碳鋼含碳量都較低，屬于亞共析鋼，在連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變時(shí)，奧氏體中碳含量比冷卻平衡組織碳含量低，因此有部分鐵素體先析出，形成了先共析鐵素體。在點(diǎn)焊過程中由于瞬間加熱溫度很高而且冷卻速度很快，形成的部分先共析鐵素體就會(huì)在奧氏體晶界上生長(zhǎng)，形成針狀鐵素體，及魏氏組織。

從圖2中d區(qū)～2中e區(qū)中可以看出，在熔核區(qū)的邊緣處為較細(xì)小的等軸晶，這是由于熔核區(qū)的熔融金屬在冷卻時(shí)，由于電極頭冷卻水的作用，表層的金屬溫度較低，因此和電極頭接觸的表層金屬具有較強(qiáng)的吸熱和散熱作用，使得靠近表層的一薄層液態(tài)金屬產(chǎn)生了極大地過冷度，所以這一薄層液態(tài)金屬以和電極頭接觸的表層金屬作為形核的基底，立即產(chǎn)生了大量的晶核，并同時(shí)向各個(gè)方向生長(zhǎng)，因此在熔核的邊緣處形成了一層很薄得的等軸晶粒區(qū)，即激冷區(qū)。熱影響區(qū)由于各個(gè)位置的冷卻速度不同，導(dǎo)致熱影響區(qū)的溫度梯度較大，因此熱影響區(qū)不同位置顯微組織也不相同。DP980高強(qiáng)鋼一側(cè)靠近熔核區(qū)的熱影響區(qū)在加熱過程中超過A1溫度，在電極頭冷卻作用下急速冷卻，奧氏體中的碳來不及擴(kuò)散，因此顯微組織為馬氏體組織，如圖2中f區(qū)所示；中間區(qū)域冷卻速度較靠近熔核區(qū)的位置冷卻速度較慢，因此在點(diǎn)焊熱循環(huán)作用下生成的馬氏體晶粒較細(xì)小，且生成部分貝氏體組織和先共析鐵素體，如圖2中g(shù)區(qū)所示；靠近母材的熱影響區(qū)冷卻速度更慢，而且在焊接過程中沒有達(dá)到奧氏體化溫度，因此其顯微組織基本和母材組織相同，但是晶粒在熱循環(huán)作用下晶粒發(fā)生了粗化，如圖2中h區(qū)所示。SPCC低碳鋼一側(cè)靠近熔核區(qū)的熱影響區(qū)在快速加熱過程中超過A1溫度就急速冷卻，還未完全奧氏體化，奧氏體中的碳來不及擴(kuò)散，且在冷卻過程中形成的馬氏體限制了奧氏體的長(zhǎng)大，因此在此區(qū)域仍保留一部分先共析鐵素體，在快速冷卻后形成了馬氏體和少量粒狀珠光體，如圖2中i區(qū)所示；熱影響區(qū)中間區(qū)域冷卻速度較慢，形成了貝氏體，還有較細(xì)的鐵素體和珠光體組織，如圖2中j區(qū)所示；靠近母材的熱影響區(qū)顯微組織和母材相近，為鐵素體和珠光體組織，如圖2中k區(qū)所示。

圖2 DP980/SPCC點(diǎn)焊接頭橫截面各區(qū)域微觀組織

3.2 最優(yōu)參數(shù)下點(diǎn)焊接頭顯微硬度分析

點(diǎn)焊接頭各個(gè)區(qū)域的硬度分布可以反映接頭的性能，DP980高強(qiáng)鋼/SPCC低碳鋼電阻點(diǎn)焊接頭硬度分布如圖3所示。

圖3 DP980/SPCC點(diǎn)焊接頭硬度分布

從圖3中可以看出熔核區(qū)的硬度最高，約為360 HV，這是由于熔核區(qū)在凝固過程中發(fā)生了非平衡共析轉(zhuǎn)變，生成了馬氏體脆硬相。DP980高強(qiáng)鋼一側(cè)在熔核區(qū)和熱影響區(qū)的邊緣處很小的區(qū)域內(nèi)硬度比母材降低約5%～10%，發(fā)生了熱影響區(qū)軟化現(xiàn)象。這是由于在焊接完成后，熔核邊緣的熱影響區(qū)由于熱循環(huán)作用發(fā)生了自回火，使其硬度降低；DP980高強(qiáng)鋼一側(cè)母材區(qū)和熱影響區(qū)邊緣區(qū)域硬度最高達(dá)到390 HV。這是由于此區(qū)域形成的馬氏體晶粒較小，在點(diǎn)焊熱循環(huán)過程中此區(qū)域的DP980高強(qiáng)鋼沒有熔化，沒有和SPCC低碳鋼的液態(tài)金屬混合，因此冷卻后形成的馬氏體組織的化學(xué)成分仍然為DP980高強(qiáng)鋼原始成分，而DP980高強(qiáng)鋼的碳當(dāng)量較SPCC低碳鋼碳當(dāng)量高，因此此區(qū)域的硬度最高；SPCC低碳鋼一側(cè)熱影響的硬度介于熔核區(qū)和母材之間，并且從熔核區(qū)到母材，熱影響區(qū)的硬度不斷降低，這是由其顯微組織決定的。DP980高強(qiáng)鋼母材硬度為327 HV，顯微組織為島狀馬氏體均勻分布到鐵素體基體上；SPCC低碳鋼母材硬度為103 HV，由鐵素體和珠光體組織組成。

3.3 最優(yōu)參數(shù)下點(diǎn)焊接頭斷裂失效分析

最優(yōu)參數(shù)下的點(diǎn)焊接頭實(shí)現(xiàn)熔核剝離斷裂，且斷裂起始位置位于SPCC母材，如圖4所示。

圖4 DP980/SPCC接頭熔核剝離斷裂方式

熔核剝離斷裂時(shí)，斷裂首先發(fā)生于SPCC低碳鋼一側(cè)熔核邊緣處，然后在拉伸剪切力的作用下沿著熔核邊緣不斷擴(kuò)展，最終發(fā)生斷裂。且接頭實(shí)現(xiàn)熔核剝離斷裂，為韌性斷裂，熔核剝離斷裂起始位置位于熔核邊緣處SPCC母材，最大拉伸力為11.78 kN。

斷裂方式典型的拉伸載荷—位移曲線如圖5所示。

圖5 結(jié)合面斷裂和熔核剝離斷裂的拉伸曲線

從圖5中也可看出熔核剝離斷時(shí)拉伸剪切力達(dá)到最大值后，隨著拉伸位移增加，拉伸剪切載荷下降速度較小，對(duì)于汽車防碰撞性能來說，點(diǎn)焊接頭的這種斷裂方式是有利的，有利于汽車在碰撞時(shí)吸收更多的能量。

該參數(shù)下的斷口形貌圖如圖6所示。從圖中可知，斷裂起始位置的斷口處分布著大小不一的韌窩，屬于微孔聚集性斷裂，由此可以推斷出熔核剝離斷裂屬于韌性斷裂。

圖6 熔核剝離斷裂的斷口掃描圖

4 結(jié)論

(1)DP980/SPCC點(diǎn)焊接頭顯微組織分析表明，點(diǎn)焊接頭主要分為熔核區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)3個(gè)區(qū)域，熔核區(qū)的主要組織為馬氏體，還有部分上先共析鐵素體和魏氏組織；熱影響區(qū)的組織較為復(fù)雜，含有馬氏體、貝氏體、先共析鐵素體、鐵素體和珠光體；DP980母材組織為馬氏體和鐵素體，SPCC母材組織為鐵素體和珠光體。

(2)DP980/SPCC點(diǎn)焊接頭的硬度分布表明，DP980高強(qiáng)鋼熱影響區(qū)靠近母材邊緣的硬度最高為400 HV，其次為熔核區(qū)、SPCC熱影響區(qū)，SPCC母材的硬度最低為100 HV左右，DP980高強(qiáng)鋼一側(cè)熱影響區(qū)由于自回火作用發(fā)生了軟化。

(3)最優(yōu)參數(shù)下的接頭斷裂形貌表明，斷裂起始于熔核邊緣的SPCC母材處，接頭的斷裂方式為熔核剝離斷裂，為韌性斷裂，力學(xué)性能良好。

(4)運(yùn)用田口試驗(yàn)法，根據(jù)接頭失效能的信噪SN比優(yōu)化了DP980/SPCC的焊接參數(shù)，得出其最佳焊接參數(shù)為：焊接電流10.5 kA、焊接時(shí)間30 cycles、電極壓力3 kN、維持時(shí)間10 cycles的條件。