江仲海 潘志紅 周凱

（東風(fēng)汽車有限公司東風(fēng)日產(chǎn)乘用車公司技術(shù)中心，廣州510800）

1 前言

環(huán)境污染和溫室效應(yīng)的加劇對汽車行業(yè)提出了越來越高的要求，據(jù)統(tǒng)計，汽車每減重10%，油耗可降低6%～8%[1]，因此可通過車身輕量化來減少汽車污染物的排放。同時隨著安全指數(shù)的加嚴(yán)[2]，對于汽車的碰撞安全提出了更高的要求。

可同時實現(xiàn)車身輕量化和滿足汽車安全性能的高強鋼應(yīng)用已成為必然趨勢。由于高強鋼的冷成型困難、易開裂和回彈，影響零件的形狀穩(wěn)定性和尺寸穩(wěn)定性[3]。熱沖壓成型技術(shù)的出現(xiàn)滿足了性能和成型性的要求[4]。目前，安賽樂米塔爾公司生產(chǎn)的超高強度硼鋼Usibor2000淬火后抗拉強度能達到1 800 MPa以上，可用于生產(chǎn)抗沖擊和碰撞的汽車骨骼件，如A/B柱、門檻等，有較大的應(yīng)用前景。

電阻點焊由于其成本低、工藝可靠、適合自動化等特點，是應(yīng)用最廣泛的汽車白車身的連接技術(shù)[5-6]。而保證電阻點焊連接的斷裂強度是提高車身耐撞性的必要條件，因此研究1 800 MPa級熱成型鋼的點焊性能是關(guān)系這種超高強鋼應(yīng)用的重要內(nèi)容。

迄今為止國內(nèi)對于抗拉強度大于1 800 MPa高強鋼的點焊研究僅有文獻[7]使用本鋼的PHS1 800熱成型鋼研究了一段式點焊工藝參數(shù)（焊接電流、焊接時間、電極壓力）對接頭界面特性、微觀組織和拉伸剪切強度(Tensile Shear Strength，TSS)的影響，通過正交實驗得出接頭性能最佳的點焊工藝參數(shù)，并對點焊接頭的溫度場、壓痕直徑和拉剪力等進行了有限元模擬分析。

文獻[8]研究表明，在使用強度超過980 MPa的高強鋼板點焊時，作為剝離強度指標(biāo)的十字拉伸強度(Cross Tension Strength，CTS)存在強度下降、焊點失效模式多為界面斷裂的現(xiàn)象。

因此，以車身上存在焊點CTS要求的3層板焊接板組：安賽樂米塔爾Usibor2000厚度1.4 mm+安賽樂米塔爾Usibor2000厚度1.6 mm+寶鋼SPHC厚度2.0 mm為研究對象，重點研究Usibor2000厚度1.4 mm和Usibor2000厚度1.6 mm側(cè)的工藝與焊點CTS性能。通過正交實驗對電阻點焊焊接參數(shù)進行了優(yōu)化，達成了滿足要求的CTS，并對點焊接頭進行了相應(yīng)的斷口形貌分析、熔核與熱影響區(qū)(Heat Affected Zone，HAZ)交界處P/S偏析分析和點焊接頭硬度分析，揭示了點焊接頭CTS優(yōu)化機理。研究結(jié)果可用于指導(dǎo)超高強鋼點焊工藝參數(shù)優(yōu)化及性能分析。

2 試驗材料和方法

2.1 實驗材料

如表1所示，試驗材料采用厚度為1.4 mm和1.6 mm的安賽樂米塔爾公司Usibor2000熱成型鋼以及厚度為2.0 mm的寶鋼SPHC酸洗熱軋軟板。Usibor2000熱成型鋼板在焊接前已在加熱爐內(nèi)加熱至930℃并保持8 min，保證完全奧氏體化，并在10 s內(nèi)轉(zhuǎn)移至平板沖壓模具，以50℃/s的冷區(qū)速度在模內(nèi)淬火，使其發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，再通過激光切割裁剪成150 mm×50 mm的焊接試片。熱成型后的Usibor2000化學(xué)成分和力學(xué)性能如表2和表3所示，碳含量達到0.342%，抗拉強度達到1 980 MPa。

表1 焊接板組板料

熱成型后的Usibor2000化學(xué)成分和力學(xué)性能如表2和表3所示，碳含量達到0.342%，抗拉強度達到1 980 MPa。用型號為OLS-4100的金相顯微鏡獲得如圖1所示的顯微組織圖，由圖可知，Usibor2000的組織幾乎為全馬氏體組織，SPHC的組織為鐵素體和珠光體的混合組織。

圖1 試驗鋼板顯微組織

表2 各鋼板的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） %

表3 各鋼板力學(xué)性能

2.2 試驗方法

點焊試驗采用型號DN100的小原固定式點焊機，最大電流32 kA。采用ZWICK Z100型號萬能試驗機對焊接后的樣片進行剪切拉伸試驗和十字拉伸試驗，拉伸速率5 mm/min，試樣尺寸及搭接方式如圖2。

圖2 試樣尺寸及搭接

采用OLYMPUSOLS4100激光顯微鏡觀察焊核金相組織（第一步飽和苦味酸溶液腐蝕，第二步硝酸酒精腐蝕）。然后，使用JEOL的JSM-6380LA型號掃描電子顯微鏡對十字拉伸樣斷口進行分析和焊核截面EDS成分分析。最后，采用FM700型顯微維氏硬度計對焊核斷面進行硬度測量，施加載荷9.8 N，加載時間15 s，測量間距為0.1 mm。

初始焊接參數(shù)參考文獻[9]ISO 18278-2設(shè)置常規(guī)一段式的焊接參數(shù)，如圖3和表4，先預(yù)壓20 ms，再通電420 ms，焊接電流9 kA，最后保壓260 ms，電極頭直徑8 mm，電極壓力4.5 kN。

使用兩個電流脈沖的焊接工藝有助于提高焊點的CTS性能[10]，因此，在常規(guī)一段式焊接參數(shù)的基礎(chǔ)上增加一段緩冷電流來改善CTS。如圖3和表4，為了找到最優(yōu)的焊接參數(shù)，對增加的緩冷電流涉及到的第1段冷卻時間、第2段電流和第2段通電時間進行正交實驗。保持預(yù)壓時間、第1段通電電流和時間與常規(guī)一段式一致，電極頭直徑8 mm，電極頭壓力設(shè)置為4.5 kN。（圖3中I1為第1段通電電流，I2為第2段通電電流，t1為第1段通電時間，t2第2段通電時間，tP為預(yù)壓時間，tC為第1段冷卻時間，tH為保壓時間，F(xiàn)為電極壓力。）

圖3 焊接工藝示意

表4 焊接工藝參數(shù)

3 實驗結(jié)果和分析

3.1 常規(guī)焊接參數(shù)焊接結(jié)果

對常規(guī)一段式焊接參數(shù)，參考文獻[9]ISO 18278-2中焊接電流范圍實驗步驟，得到如圖4所示的可焊接電流區(qū)間。根據(jù)文獻[11]ISO 14272設(shè)定CTS樣片尺寸和進行CTS試驗，得到如圖5a所示的CTS強度結(jié)果。根據(jù)文獻[12]ISO 14273設(shè)定TSS樣片尺寸和進行TSS試驗，得到如圖5b所示的TSS結(jié)果。

圖4 可焊電流區(qū)間

依據(jù)Usibor2000熱成型鋼焊點尺寸和強度要求：ND≥5.92 mm（ND≥5t）、CTS力值≥4.49 kN、TSS力值≥16.95 kN。從圖5結(jié)果可以看出滿足可焊電流的同時TSS均能滿足要求，但CTS僅部分滿足要求且力值的安全裕度非常小，如果不改善將會影響熱成型點焊零件的整體性能。

圖5 焊點強度結(jié)果

3.2 緩冷式焊接參數(shù)焊接結(jié)果

為了找到最優(yōu)的緩冷式焊接參數(shù)，對增加的緩冷電流涉及到的第1段冷卻時間、第2段電流和第2段通電時間進行正交分析。保持第1段通電電流和時間與常規(guī)一段式一致，電極頭壓力設(shè)置為4.5 kN，建立3因素3水平的正交實驗表5。

表5 3因素3水平的正交表

從表6正交實驗結(jié)果來看，3號試驗得到焊點CTS為6.57 kN,TSS為33.58 kN，CTS提升約55%，明顯高于Usibor2000的焊接CTS標(biāo)準(zhǔn)（CTS≥4.48 kN）和TSS標(biāo)準(zhǔn)（TSS≥16.95 kN），即本實驗中最優(yōu)焊接工藝參數(shù)為預(yù)壓20 ms，第一段通電時間420 ms，通電電流9 kA,冷卻時間40 ms；第2段電流7.2 kA，第2段通電時間400 ms，電極頭直徑8 mm，電極壓力4.5 kN。

表6 正交實驗結(jié)果及CTS力極差分析

正交實驗中，極差R越大表明該因素對目標(biāo)指標(biāo)的影響越大，即該因素越關(guān)鍵；反之則表示該因素對目標(biāo)指標(biāo)的影響度不顯著。為了更直觀地表示各個因素對指標(biāo)的貢獻度，分別以各因素的水平作為橫坐標(biāo)，以各因素的CTS力值作為縱坐標(biāo)，得到各個因素與指標(biāo)的關(guān)系圖6。

圖6 各因素與CTS關(guān)系

由圖6可知，相比第2段電流和第2段通電時間，第1段冷卻時間對CTS力值的影響最大，隨著第1段冷卻時間增大，CTS力值越小。第2段電流和第2段通電時間對CTS力值也有影響，第2段電流和第2段通電時間越大，CTS力值越大。

3.3 常規(guī)和緩冷參數(shù)焊接分析

3.3.1 失效模式和斷口形貌

如圖7為常規(guī)一段式焊接參數(shù)下CTS焊核失效模式斷面，Usibor2000厚度1.4 mm板側(cè)的CTS焊核失效模式為紐扣式斷裂，裂紋沿熔核與HAZ交界處走行一段，然后沿著板厚方向從焊核邊緣穿出，最后導(dǎo)致整個熔核從Usibor2000厚度1.4 mm的板中脫出。

圖7 一段式CTS焊核失效模式斷面

緩冷式焊接參數(shù)下生成兩個焊核，如圖8所示，Usibor2000厚度1.4 mm側(cè)的CTS焊核失效模式為混合式斷裂，裂紋沒有沿著熔核與HAZ交界線走行，而是進入熔核走行一段后，沿著第一熔核與第二熔核交界線走行一段，然后沿著板厚方向從焊核表面穿出，最后導(dǎo)致大部分焊核從Usibor2000厚度1.4 mm的板中脫出。

圖8 緩冷式CTS焊核失效模式斷面

進一步對CTS焊點斷面進行更微觀的SEM觀察。在1 000倍下觀察一段式CTS斷口形貌，整個斷面主要為沿晶斷裂呈現(xiàn)脆斷特征，在晶粒表面有少量韌窩，如圖9所示。

圖9 一段式CTS斷口形貌

對緩冷式焊接參數(shù)的CTS斷面在SEM 1 000倍下進行斷口形貌觀察，整個斷面較為平緩且分布有大量等軸韌窩，韌窩小而密，相對一段式CTS斷裂面韌性更好，如圖10所示。

圖10 緩冷式CTS斷口形貌

因此，從斷口形貌上看，一段式斷口主要為沿晶斷裂，塑性較差，呈現(xiàn)催斷特征，能承載的CTS極限應(yīng)力較低；緩冷式斷口有大量韌窩，塑性較好，呈現(xiàn)塑性斷裂特征能承載的CTS極限應(yīng)力更高。

3.3.2 P元素和S元素偏析對比

在光學(xué)顯微電鏡上觀察兩種焊接電流參數(shù)下的苦味酸腐蝕金相。對比可以發(fā)現(xiàn)，常規(guī)焊接參數(shù)的柱狀晶組織尺寸較大且晶界明顯，熔核與HAZ交界區(qū)域的晶粒晶界異常粗大呈現(xiàn)晶界偏析特征，如圖11a所示。緩冷式焊接參數(shù)下的焊核為雙焊核，其金相顯示柱狀晶組織尺寸較小，第一熔核與HAZ交界區(qū)域晶粒過渡自然，無偏析特征，如圖11b所示。

圖11 熔核區(qū)與HAZ交界處金相

進一步在掃描電子顯微鏡下對兩種焊接參數(shù)下的熔核與HAZ邊界處進行EDS分析，得到各元素的成分分析結(jié)果。如圖12和表7所示，一段式熔核與HAZ交界處的晶界中S元素含量0.54%遠超晶粒（0.08%）和基材（0.0019%），其余元素含量與基材相差不大。而如圖13和表8所示，緩冷式第一焊核與HAZ交界處晶界中P（0.07%）、S（＜0.01%）元素的含量與晶粒（P＜0.01%,S=0.06%）和基材(P=0.013%,S=0.0019%)中含量相差不大。如圖14和表9所示，第一焊核與第二焊核交界處晶界中P（0.28%）、S（0.16%）元素的含量也超過晶粒（P＜0.01%,S=0.04%）和基材(P=0.013%,S=0.001 9%)中含量。

表7 一段式熔核與HAZ交界處化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）%

表8 緩冷式第一熔核與HAZ交界處化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）%

表9 緩冷式第一二熔核交界處化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）%

圖12 一段式熔核與HAZ交界處EDS分析

圖13 緩冷式第一熔核與HAZ交界處EDS分析

圖14 緩冷式第一熔核與第二熔核熔核交界處EDS分析

如圖15所示，在SORPAS軟件上對一段式和緩冷式電流參數(shù)焊接過程進行模擬。兩種電流參數(shù)下冷卻前的固液交界線就是P、S元素含量偏高的位置，即一段式冷卻前的固液交界線存在P、S元素的偏析；緩冷式冷卻前的新固液交界線存在P、S元素的偏析，而第一段電流的舊固液交界線的P、S元素偏析已均勻化，偏析現(xiàn)象轉(zhuǎn)移到緩冷電流的新固液交界線處，且新固液交界線處的P、S元素偏析相對一段式固液交界線的P、S元素偏析有下降。

圖15 SORPAS模擬冷卻前固液交界線

文獻[13]中對1 000 MPa高強板進行雙脈沖式電流焊接時，觀察到了同樣的元素偏析現(xiàn)象，且第二段電流能夠使第一段電流導(dǎo)致的偏析元素在低于固相線100～200℃的溫度充分進行擴散，以達到成分均勻化[14]，最終提升了焊點的CTS。

基于以上微觀分析，得出焊接時固液交界處存在P、S元素的偏析，而偏析的存在有利于焊點破壞試驗時裂紋的擴展，導(dǎo)致一段式焊接參數(shù)時裂紋沿著焊核與HAZ交界處走行，緩冷式焊接參數(shù)時裂紋先進入焊核，然后沿著第一焊核和第二焊核交界處走行，如圖16。

圖16 元素偏析對裂紋走行的影響

3.3.3 硬度和組織分析

如圖17為以熔核區(qū)中心為原點，沿著Usibor2000厚度1.4 mm板與Usibor2000厚度1.6 mm板接觸面距離0.2 mm線測量的整個焊點橫截面上的顯微硬度分布曲線，顯示了從熔核中心到熱影響區(qū)，再到母材區(qū)的硬度分布情況。緩冷式熔核硬度約為487 HV,一段式熔核硬度約為517 HV，均低于母材區(qū)的硬度542 HV。緩冷式熔核硬度較低是因為此焊接參數(shù)的緩冷電流加熱焊核而而使焊核軟化，硬度降低約30 HV，提升韌性。兩種焊接參數(shù)熔核硬度均低于母材區(qū)的硬度是因為經(jīng)過點焊工藝后，焊接接頭產(chǎn)生了回火馬氏體和少量鐵素體等其它力學(xué)性能低于母材本身性能的組織，金相組織見圖19。

圖17 硬度分布

另外，緩冷式焊接HAZ區(qū)域出現(xiàn)了明顯的軟化區(qū)和硬化區(qū)，在焊接接頭的分布位置如圖18所示。

圖18 緩冷式接頭宏觀形貌

參考圖19d金相組織圖和圖20焊接溫度分布圖可知，軟化是因為該區(qū)域在焊接時溫度低于Ac3(850℃)，約在350～730℃之間，基材的馬氏體組織發(fā)生回火，形成回火馬氏體，硬度降低，730～850℃之間部分奧氏體化，硬度降低，最低約340 HV。硬化是因為該區(qū)域的溫度高于Ac3（850℃），約為850～1 500℃之間，此區(qū)域組織已完全奧氏體化，同時該區(qū)域冷速最快，形成了組織更為細小的馬氏體，導(dǎo)致硬度升高，平均硬度約567 HV加測力,如圖19e和圖20所示。

圖19 焊點金相組織

圖20 SORPAS模擬熔核最大時溫度示意

從圖17硬度分布圖可知，緩冷式HAZ軟化區(qū)相對一段式HAZ軟化區(qū)明顯更寬，增寬約0.6 mm，是因為如圖20 CAE溫度示意圖，緩冷式第二段電流持續(xù)的熱量輸入能讓更多的靠近母材的HAZ區(qū)域被回火軟化，導(dǎo)致HAZ軟化區(qū)加寬，并消除該處的應(yīng)力集中。文獻[15]詳細研究了該區(qū)域的軟化機理。

因此，緩冷式焊接參數(shù)相對一段式焊接參數(shù)，能夠降低熔核硬度約30 HV，從而提升了焊核的韌性，并加大HAZ區(qū)域?qū)挾燃s0.6 mm，提升了CTS[16-17]。

4 結(jié)論

針對1 800 MPa級熱成型鋼電阻點焊CTS力值不足的問題，通過在常規(guī)一段式焊接參數(shù)基礎(chǔ)上增加一段緩冷電流優(yōu)化CTS性能。主要有以下結(jié)論。

a.緩冷式電流參數(shù)能提高CTS強度約55%，最優(yōu)的焊接參數(shù)為預(yù)壓20 ms，第一段通電時間420 ms，第1段通電電流9 kA,第1段冷卻時間40 ms，第2段電流7.2 kA，第2段通電時間400 ms，保壓260 ms，電極頭直徑8 mm，電極壓力4.5 kN。

b.常規(guī)一段式CTS失效模式為紐扣式斷裂，緩冷式失效模式為混合式斷裂，一段式斷口主要為沿晶斷裂呈現(xiàn)脆斷特征，在晶粒表面有少量韌窩，緩冷式斷口較為平緩且分布有大量小而密的等軸韌窩，相對一段式CTS斷口組織韌性好。

c.常規(guī)一段式焊接參數(shù)下，固液交界線存在P、S元素偏析，緩冷式焊接參數(shù)能夠解決熔核與HAZ邊界上晶界中的P、S偏析，使CTS斷口不沿著熔核與HAZ邊界上開裂，提升CTS。

d.緩冷式焊接參數(shù)相對常規(guī)一段式焊接參數(shù)，能夠降低熔核硬度約30 HV，從而改善熔核的韌性，同時能夠加寬HAZ軟化區(qū)的寬度約0.6 mm，提升CTS。