王恩茂，米振莉*，衛(wèi)志超，侯曉英，鐘 勇

(1 北京科技大學(xué) 工程技術(shù)研究院，北京 100083；2 山東鋼鐵集團日照有限公司 鋼鐵研究院，山東 日照 276800；3 寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院，上海 201900)

隨著汽車生產(chǎn)制造技術(shù)的日益革新，車身輕量化問題已成為汽車制造行業(yè)關(guān)注的熱點。研究表明，燃油效率和二氧化碳排放量與汽車質(zhì)量有關(guān)，車身質(zhì)量每減輕1%，可節(jié)省燃油0.6%～0.8%[1-2]。為了實現(xiàn)汽車輕量化和結(jié)構(gòu)安全性的目標，開發(fā)了具有更高強度和可成形性的先進高強度鋼(advanced high strength steel,AHSS)[3]，其中，淬火-配分鋼(quenching and partitioning,Q&P)作為第三代高強鋼的代表，經(jīng)過特殊的淬火-配分工藝[4]，室溫組織由馬氏體、鐵素體和殘余奧氏體組成，其抗拉強度可達800 MPa以上，能在滿足車身強度要求的前提下減小鋼板厚度，從而減輕車身質(zhì)量[5]。

Q&P鋼因其出色的比強度越來越廣泛地應(yīng)用于白車身制造，以取代傳統(tǒng)低碳鋼[6]。為了提高鋼板的耐腐蝕性能，在Q&P鋼表面涂鍍鋅，Ashiri等[7]指出，與常規(guī)鋼相比，Q&P鍍鋅高強鋼兼具高強度及優(yōu)良的耐腐蝕性能，可用于前/后底盤地板總成、覆蓋件外板與車門外板等部位。在Q&P鍍鋅高強鋼板焊接應(yīng)用過程中，電阻點焊(resistance spot welding,RSW)是最常用的一種方法[8-9]，其具有速度快、成本低、機械化程度高、焊點質(zhì)量相對可靠等優(yōu)點。但是，Q&P鍍鋅高強鋼板在電阻點焊時，點焊接頭容易產(chǎn)生電極壓痕深度高和液化開裂等現(xiàn)象，且在特定的應(yīng)力和溫度條件下，容易發(fā)生Zn層優(yōu)先熔化，并沿基體晶界滲透形成裂紋[10-11]，產(chǎn)生液態(tài)金屬脆化(liquid metal embrittlement,LME)現(xiàn)象[12-16]。Roncery等[17]研究發(fā)現(xiàn)，鍍鋅孿晶誘發(fā)塑性(twinning induced plasticity,TWIP)鋼點焊接頭的力學(xué)性能因在973～1223 K產(chǎn)生LME現(xiàn)象而受損；Kang等[18]通過Gleeble高溫拉伸測試明確證實了鍍鋅沖壓硬化鋼(press hardened steel,PHS)對晶間脆化的敏感性，在1123 K時由于發(fā)生LME現(xiàn)象，伸長率相比于未鍍鋅PHS鋼下降了26%；另外，Lee等[19]報道了加壓硬化構(gòu)件外壁鍍鋅22MnB5鋼在奧氏體化和淬火過程中會發(fā)生LME現(xiàn)象。

目前，國內(nèi)外學(xué)者主要針對Q&P鍍鋅高強鋼的耐腐蝕性能進行研究，對其電阻點焊接頭組織性能及LME現(xiàn)象的研究則相對較少，LME現(xiàn)象嚴重制約了Q&P鍍鋅高強鋼板的實際應(yīng)用。鑒于此，本工作選取Q&P980鍍鋅高強鋼板進行電阻點焊，研究焊接工藝參數(shù)范圍和接頭微觀組織及力學(xué)性能，對LME裂紋的元素分布進行表征，為LME裂紋的開裂機理研究提供理論參考。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

實驗用母材為1.6 mm厚Q&P980鍍鋅高強鋼，鋅層厚度10 μm，基體化學(xué)成分如表1所示。母材室溫組織由板條馬氏體(M)、殘余奧氏體(RA)和鐵素體(F)組成，殘余奧氏體在板條馬氏體間分布，呈細小的顆粒狀，如圖1所示。焊接設(shè)備采用WDN200型工頻點焊機，輸出功率為200 kW，輸出頻率為50 Hz。電極頭選用強度高且導(dǎo)電性好的Cu-Cr-Zr合金球形電極，電極頭尺寸為16 mm×23 mm，球形端面直徑6 mm，如圖2所示。試樣尺寸為105 mm×30 mm×1.6 mm，接頭的搭接長度為30 mm，在鋼板兩端分別放置一個40 mm×30 mm×1.6 mm的墊片，如圖3所示。

表1 Q&P980鍍鋅高強鋼基體的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 1 Chemical compositions of Q&P980 galvanized high-strength steel matrix (mass fraction/%)

圖1 母材顯微組織Fig.1 Microstructure of base metal

圖2 電極形狀及尺寸Fig.2 Shape and size of electrode

圖3 板材搭接示意圖Fig.3 Schematic diagram of plate lap

1.2 實驗方案

根據(jù)電阻點焊的傳熱原理，點焊過程中總熱輸入可以表示為：

Q=I2Rt

(1)

式中：Q為熱輸入量，J；I為焊接電流的有效值，kA；R為焊接總電阻，Ω；t為焊接總時間，ms。對熱輸入影響最大的工藝參數(shù)為焊接電流I、焊接時間t和電極壓力FN，也是決定焊點質(zhì)量最重要的因素。保持焊接總時間t=460 ms，改變通電時間t1，維持時間t2會隨之變化(t=t1+t2)。根據(jù)因素水平表(表2)，設(shè)計正交實驗，分析工藝參數(shù)對點焊接頭質(zhì)量的影響。

表2 點焊工藝參數(shù)因素水平表Table 2 Factor level table of spot welding process parameters

使用游標卡尺測量熔核直徑，在CMT5606電子萬能試驗機上進行拉剪實驗，拉伸速率為2 mm·min-1，記錄最大拉剪載荷，觀察點焊接頭斷裂失效模式(界面斷裂或熔核剝離斷裂)，確定點焊工藝參數(shù)范圍。將點焊試樣沿熔核中線切開，金相試樣尺寸為15 mm×5 mm×1.6 mm，鑲樣后研磨拋光，使用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕10 s，在LEXT OLS4100激光共聚焦上觀察接頭宏觀形貌，采用ZEISS場發(fā)射掃描電鏡觀察接頭各區(qū)域微觀組織形貌和拉伸斷口形貌，對接頭表面LME裂紋進行表征和EDS能譜分析。點焊接頭的顯微硬度分布通過HV-1000Z顯微維氏硬度儀測量，實驗載荷為500 N，保載時間15 s，每個試樣沿對角線以0.2 mm的間隔取點。

2 結(jié)果與分析

2.1 Q&P980鍍鋅高強鋼點焊工藝參數(shù)范圍

設(shè)計L16(43)的正交實驗表如表3所示，對每組試樣的失效模式、飛濺情況、熔核直徑和最大拉剪載荷進行了記錄。將接頭最大拉剪載荷作為評價指標，利用SPSS軟件，通過方差分析確定三因素對點焊接頭質(zhì)量的影響程度，方差分析結(jié)果為焊接電流>焊接時間>電極壓力，如表4所示。

表4 點焊工藝參數(shù)方差分析表Table 4 Variance analysis table of spot welding process parameters

在正交實驗的基礎(chǔ)上，固定電極壓力為5 kN，選擇不同的通電時間，逐漸增大焊接電流，通過觀察接頭失效模式并結(jié)合最小熔核直徑確定工藝參數(shù)范圍的左邊界點，同時通過觀察飛濺情況確定工藝參數(shù)范圍的右邊界點。根據(jù)世界汽車鋼鐵協(xié)會(World Auto Steel)頒布的AHSS Application Guidelines[20]，板厚為1.6 mm且抗拉強度>700 MPa的鍍鋅高強鋼板，其點焊時最小熔核直徑為5600 μm。實驗所得Q&P980鍍鋅高強鋼的工藝參數(shù)范圍如圖4所示，開始同時滿足熔核剝離和最小熔核直徑的曲線由A,B,C,D四點組成，飛濺產(chǎn)生曲線由E,F,G,H四點組成，焊接電流為6.0～7.5 kA，焊接時間為280～400 ms。

圖4 Q&P980鍍鋅高強鋼點焊工藝參數(shù)范圍Fig.4 Spot welding process parameter range of Q&P980 galvanized high-strength steel

2.2 點焊接頭顯微組織分析

在工藝參數(shù)范圍內(nèi)，選擇I=6.5 kA，t1=360 ms，F(xiàn)N=5 kN時的試樣進行顯微組織分析，圖5所示為Q&P980鍍鋅高強鋼點焊接頭橫截面宏觀形貌。由圖5可知，點焊接頭由熔核區(qū)(nugget zone，NZ)、熱影響區(qū)(heat affected zone，HAZ)和母材區(qū)(base metal，BM)組成，其中熱影響區(qū)又沿散熱方向依次分為粗晶區(qū)(coarse-grain heat affected zone，CGHAZ)、細晶區(qū)(fine-grain heat affected zone，F(xiàn)GHAZ)和不完全淬火區(qū)(incompletely quenched heat affected zone，ICHAZ)。

圖5 點焊接頭宏觀形貌Fig.5 Macromorphology of spot welding joint

圖6(a)～(e)為熔核區(qū)和熱影響區(qū)各亞區(qū)的SEM圖，接頭不同區(qū)域馬氏體板條平均寬度如圖6(f)所示。圖6(a),(b)為熔核區(qū)組織，由于熔核區(qū)直接受到電極的加熱作用，溫度最高可達1600 ℃左右，組織在高溫區(qū)保溫時間最長，其奧氏體晶粒迅速長大。同時，點焊停止后最大溫度梯度沿電極作用方向，熔核區(qū)的冷卻速率高于馬氏體臨界轉(zhuǎn)變速率，長大的奧氏體晶?？焖倮鋮s，得到沿?zé)醾鲗?dǎo)方向交錯分布的粗大板條馬氏體組織，馬氏體板條平均寬度為1.89 μm。圖6(c),(d)分別為粗晶區(qū)和細晶區(qū)組織，兩區(qū)域加熱溫度均高于AC3，加熱時完全奧氏體化，其中粗晶區(qū)更靠近焊縫中心，受熔核區(qū)熱輸入影響更大，奧氏體晶粒明顯長大，室溫下馬氏體組織更粗大，馬氏體板條平均寬度為2.34 μm；對應(yīng)的細晶區(qū)熱輸入較小且保溫時間更短，奧氏體化時形成細小的奧氏體晶粒，冷卻時奧氏體晶粒相變速度快，形成比母材區(qū)細小的馬氏體，馬氏體板條平均寬度為1.12 μm。圖6(e)為不完全淬火區(qū)組織，由馬氏體、鐵素體和殘余奧氏體構(gòu)成。由于遠離焊縫中心吸收的熱量較少，加熱時溫度低于AC3，奧氏體化不完全，室溫下存在鐵素體，同時，由于加熱溫度始終在AC1以下，馬氏體明顯長大，形成粗大的層片狀馬氏體，馬氏體板條平均寬度為4.86 μm；母材區(qū)馬氏體板條平均寬度為1.66 μm，與母材區(qū)相比，不完全淬火區(qū)中馬氏體含量更多、體積更大，鐵素體含量相對較少。

圖6 點焊接頭不同區(qū)域的顯微組織及馬氏體板條平均寬度(a)，(b)熔核區(qū)；(c)粗晶區(qū)；(d)細晶區(qū)；(e)不完全淬火區(qū)；(f)馬氏體板條平均寬度Fig.6 Microstructure and average width of martensite lath in different areas of spot welding joint(a),(b)nugget zone;(c)coarse-grain zone;(d)fine-grain zone;(e)incompletely quenched zone;(f)average width of martensite lath

圖7 點焊接頭顯微硬度分布Fig.7 Microhardness distribution of spot welding joint

2.3 點焊接頭顯微硬度分布

點焊接頭不同區(qū)域的顯微硬度分布如圖7所示(I=6.5 kA，t1=340 ms，F(xiàn)N=5 kN)。接頭硬度值整體呈“W”形對稱分布，熔核區(qū)基本為馬氏體組織，硬度很高且分布均勻，呈鋸齒狀波動，平均硬度在540HV左右。從熔核區(qū)到熱影響區(qū)，硬度先升高超過熔核區(qū)硬度，隨后降低至低于母材區(qū)硬度，直至母材區(qū)硬度保持穩(wěn)定。細晶區(qū)的馬氏體板條細小，起到了細晶強化作用，使硬度達到峰值559HV，細晶區(qū)為點焊接頭的硬化區(qū)；不完全淬火區(qū)為點焊接頭的軟化區(qū)，馬氏體為粗大的層片狀結(jié)構(gòu)，由于其加熱溫度低于AC1，馬氏體發(fā)生回火，分解為鐵素體和滲碳體，晶粒粗大且軟相的鐵素體含量較多，硬度出現(xiàn)低谷，最低值為338HV，遠低于母材的平均硬度373HV。

圖8 點焊接頭斷口形貌(a)界面斷裂；(b)熔核剝離斷裂Fig.8 Fracture morphologies of spot welding joints(a)interface fracture;(b)nugget stripping fracture

2.4 點焊接頭的力學(xué)性能

由表3可知，最大拉剪載荷的峰值出現(xiàn)在熔核剝離斷裂時，為27.92 kN。界面斷裂一般發(fā)生在熱輸入過小或過大時，此時熔核直徑小，點焊接頭的承載能力較弱；斷裂從熔核的中心開始，沿熔核中心擴展，斷口較為平整，如圖8(a)所示，呈現(xiàn)典型的解理臺階特征，屬于脆性斷裂。熔核剝離斷裂一般發(fā)生在一側(cè)或兩側(cè)板的焊接熱影響區(qū)，熱影響區(qū)的組織分布不均勻，導(dǎo)致該區(qū)域性能不均勻，其中不完全淬火區(qū)具有軟化現(xiàn)象，往往是斷裂的起始位置；斷裂從熱影響區(qū)沿熔核周圍擴展，點焊接頭的承載能力高，熔核從一側(cè)或兩側(cè)拔出，如圖8(b)所示，呈現(xiàn)典型的韌窩特征，屬于韌性斷裂。

2.5 點焊接頭LME裂紋的分布

LME裂紋的開裂通常發(fā)生在固-液金屬界面，焊接時低熔點金屬優(yōu)先熔化，并在外加應(yīng)力或殘余應(yīng)力作用下沿基體晶界滲透，導(dǎo)致塑性降低并最終開裂。根據(jù)美國汽車-鋼廠伙伴組織(ASP)[21]的測試，將點焊接頭可能產(chǎn)生裂紋的位置分為四個區(qū)域：電極壓痕區(qū)(Type A)、臺階外圍區(qū)(Type B)、接頭內(nèi)表面區(qū)(Type C)和熱影響區(qū)臺階區(qū)(Type D)，如圖9所示。結(jié)合圖5可知，焊縫外的接頭內(nèi)表面附近主要為母材區(qū)，接受的熱輸入很小，未發(fā)生鋅的熔化，因此Type C處很難觀察到LME裂紋。ASP按照裂紋產(chǎn)生的位置和深度，確定了LME裂紋的一般可接受性，如表5所示，表中的百分數(shù)表示裂紋深度占鋼板厚度的百分比，OK與NOK分別代表可接受和不可接受。

圖9 裂紋分布示意圖Fig.9 Schematic diagram of crack distribution

表5 LME裂紋的一般可接受性(按位置和深度)[21]Table 5 General acceptability of LME cracks (by location and depth)[21]

在圖4所示的工藝參數(shù)范圍內(nèi)，對不同焊接電流下點焊接頭表面不同位置LME裂紋深度占鋼板厚度的百分比進行統(tǒng)計，結(jié)果如圖10所示：當(dāng)電流為6.0～6.5 kA時，為無飛濺區(qū)(no expulsion)；當(dāng)電流為7.0～7.5 kA時，為飛濺區(qū)(expulsion)。Type A處裂紋無飛濺時最高為6%，飛濺時最高為7%；Type B處裂紋無飛濺時最高為5%，飛濺時最高為4%；未在Type C處觀察到裂紋；Type D處裂紋無飛濺時最高為4%，飛濺時最高為8%。結(jié)合表5可知，在所選試樣和工藝參數(shù)下產(chǎn)生的LME裂紋均滿足一般可接受性。

圖10 不同位置最大裂紋深度占鋼板厚度百分比Fig.10 Percentage of maximum crack depth in plate thickness at different positions

圖11為點焊接頭(I=6.5 kA，t1=340 ms，F(xiàn)N=5 kN)表面不同位置裂紋的分布情況。Type A分為壓痕中心區(qū)和壓痕邊緣區(qū)，電極最初對壓痕中心施加壓力，電極引起的強烈冷卻減緩了溫度升高，推遲了液相的出現(xiàn)，熔化的液態(tài)Zn容易噴濺，還有部分黏附在電極上，導(dǎo)致壓痕中心液態(tài)Zn含量少，不易產(chǎn)生LME裂紋；壓痕邊緣與電極接觸時間短，液態(tài)Zn的噴濺較少，且還會受到壓痕中心的噴濺，因此產(chǎn)生LME裂紋的驅(qū)動力更大，裂紋數(shù)量較多。熱影響區(qū)臺階(Type D)與電極端面未直接接觸，臺階處凹凸不平，起伏的形貌容易造成應(yīng)力集中，存在較大的塑性變形，有利于裂紋的萌生，裂紋數(shù)量較多；臺階外圍(Type B)熱量低，不足以產(chǎn)生足夠的液態(tài)Zn，僅依靠噴濺作用，裂紋產(chǎn)生的驅(qū)動力小，裂紋數(shù)量相對較少。

2.6 GI鍍層及不同深度LME裂紋的能譜分析

利用掃描電鏡對Q&P980鍍鋅高強鋼板的鍍層進行元素成分的線掃描分析，如圖12(a),(b)所示。從圖12(b)可以看出，在純鋅層和基體之間有4.4 μm厚的富Fe,Al中間層。熱鍍鋅液通常含有一定量的Al，中間層處的Zn液最先與鋼基體接觸，由于Al對Fe的親和力大于Zn對Fe的親和力，在鋼基體表面會優(yōu)先形成一層晶粒細小的Fe-Al抑制層，對液態(tài)Zn的滲透有一定的阻礙作用，因此增加抑制層的厚度和致密度可以有效緩解裂紋的產(chǎn)生。

圖12 Q&P980鍍鋅高強鋼板鍍層的SEM圖(a)及線掃描圖(b)Fig.12 SEM image (a) and line scanning image (b) of Q&P980 galvanized high-strength steel coating

圖13 深裂紋的線掃描圖(a)SEM圖；(b)L1；(c)L2；(d)L3Fig.13 Line scanning images of deep crack(a)SEM image;(b)L1;(c)L2;(d)L3

圖14 淺裂紋的線掃描圖(a)SEM圖；(b)L1；(c)L2Fig.14 Line scanning images of shallow crack(a)SEM image;(b)L1;(c)L2

對所有點焊試樣產(chǎn)生的LME裂紋的深度進行統(tǒng)計，測得裂紋深度均在30 μm內(nèi)，可大致將裂紋分為d<15 μm的淺裂紋和d≥15 μm的深裂紋，分別對兩類裂紋進行線掃描和面掃描分析，線掃描結(jié)果如圖13,14所示，面掃描結(jié)果如圖15所示。兩類裂紋中Zn均貫穿整條裂紋，這也證明了裂紋為LME裂紋；但淺裂紋在點焊時裂紋萌生處液態(tài)Zn相對較少，主要依靠毛細作用沿晶界擴展，無明顯的Zn富集。深裂紋僅在裂紋初始位置和裂紋尖端有貧C現(xiàn)象，而淺裂紋在整條裂紋中均貧C，深裂紋中C含量較高也將導(dǎo)致鋼的脆性增加。Fe在深裂紋中有分層現(xiàn)象，高溫時與基體接觸的是Znliq(Fe)，因此裂紋中部Fe,Zn含量均較高的位置為Fe-Zn化合物，由Fe-Zn二元相圖和Kang等[18]的研究可知，主要為γ-Fe3Zn10相，因此室溫下的γ相可用來定位高溫下Znliq(Fe)的分布；淺裂紋在初始位置相對基體Fe的含量有所降低，但幅度相對較弱。由于Al在鍍層中主要參與形成了Fe-Al抑制層，因此裂紋中幾乎看不到Al的存在，裂紋萌生與擴展時，主要依靠Znliq(Fe)向基體滲透。

圖15 深裂紋(1)和淺裂紋(2)的面掃描圖(a)SEM圖；(b)面掃描圖Fig.15 Surface scanning images of deep (1) and shallow (2) cracks(a)SEM images;(b)surface scanning images

3 結(jié)論

(1)Q&P980鍍鋅高強鋼的工藝參數(shù)范圍為：焊接電流6.0～7.5 kA，通電時間280～400 ms，電極壓力5 kN。在此范圍內(nèi)失效模式為熔核剝離斷裂，熔核尺寸符合要求，點焊接頭質(zhì)量良好。

(2)點焊接頭熔核區(qū)的組織為粗大的板條馬氏體，馬氏體板條平均寬度為1.89 μm；粗晶區(qū)和細晶區(qū)的馬氏體板條平均寬度分別為2.34 μm和1.12 μm；不完全淬火區(qū)在低于AC1溫度有馬氏體回火現(xiàn)象，形成粗大的層片狀馬氏體，馬氏體板條平均寬度為4.86 μm。

(3)點焊接頭硬度值呈“W”形對稱分布，熔核區(qū)平均硬度為540HV，硬度峰值出現(xiàn)在細晶區(qū)，為559HV，硬度低谷出現(xiàn)在不完全淬火區(qū)，為338HV，低于母材的平均硬度373HV；最大拉剪載荷的峰值為27.92 kN，此時斷口形貌為典型的韌窩，屬于韌性斷裂。

(4)鍍層存在4.4 μm厚的Fe-Al抑制層，EDS能譜分析發(fā)現(xiàn)深裂紋與淺裂紋中均含有大量Zn元素，深裂紋中還有較多的C，對鋼的塑性不利，裂紋中Fe,Zn含量均較高的位置主要為γ-Fe3Zn10相，可用來定位高溫下Znliq(Fe)的分布。