曹濤全 趙楊洋 湯夢(mèng)秋 趙洪山

(上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,上海 200444)

隨著社會(huì)對(duì)汽車(chē)行業(yè)節(jié)能減排和安全性能要求的提高,汽車(chē)輕量化同時(shí)提高車(chē)輛可靠性已成為當(dāng)前亟待解決的重要課題[1]。目前,汽車(chē)用先進(jìn)高強(qiáng)鋼(advanced high strength steel, AHSS)已發(fā)展至第三代[2]。中錳鋼作為第三代AHSS的典型鋼種,較第一代AHSS具有更高的強(qiáng)塑積,較第二代AHSS強(qiáng)塑積雖有所降低,但由于合金元素的減少,成本上更具優(yōu)勢(shì)[3-6],為車(chē)身輕量化和提高碰撞安全性提供了解決方案[7]。電阻點(diǎn)焊具有簡(jiǎn)單靈活、實(shí)用性好、成本較低且易于實(shí)現(xiàn)自動(dòng)化等優(yōu)點(diǎn),在汽車(chē)工業(yè)車(chē)身連接技術(shù)中占據(jù)重要地位[8]。點(diǎn)焊接頭的性能直接影響構(gòu)件及整車(chē)的可靠性。

李碩碩[9]對(duì)汽車(chē)熱成形用中錳鋼的焊接性能研究發(fā)現(xiàn),鋼中Mn含量升高會(huì)導(dǎo)致焊接接頭的界面斷裂和焊接性能惡化。Stadler等[10]研究了電阻點(diǎn)焊0.1C-6.4Mn-0.6Si中錳鋼的熱影響區(qū)組織演變,結(jié)果表明,Mn的分布受溫度影響,熱影響區(qū)奧氏體體積分?jǐn)?shù)隨溫度的升高而降低,馬氏體體積分?jǐn)?shù)則升高。Sarmast-Ghahfarokhi等[11]采用不同拉伸速率對(duì)中錳鋼點(diǎn)焊接頭進(jìn)行拉伸試驗(yàn)發(fā)現(xiàn),較高的拉伸速率會(huì)導(dǎo)致熔核區(qū)和熱影響區(qū)的塑性應(yīng)變顯著增加,且接頭的強(qiáng)度和塑性均有所提高。潘華等[12]發(fā)現(xiàn),焊后熱處理可有效提高冷軋中錳鋼熔核的韌性,從而顯著提高接頭的性能。然而,目前對(duì)中錳鋼電阻點(diǎn)焊的研究仍不夠完善。本文以2 mm厚10Mn5中錳鋼板為研究對(duì)象,對(duì)其電阻點(diǎn)焊接頭組織與力學(xué)性能進(jìn)行了研究,獲得了該鋼種的點(diǎn)焊工藝窗口,對(duì)其在汽車(chē)行業(yè)的推廣和應(yīng)用具有一定參考價(jià)值。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為10Mn5中錳鋼板材,經(jīng)過(guò)熱軋、罩式爐退火和冷軋,最終鋼板厚度約為2 mm,其化學(xué)成分如表1所示,屈服強(qiáng)度為488.7 MPa,抗拉強(qiáng)度為747.3 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為39.1%。試樣尺寸和搭接方式如圖1所示,分別用于拉剪和十字拉伸試驗(yàn)。焊接前將試樣表面進(jìn)行打磨除銹處理,并用丙酮清洗。

采用伺服中頻直流電阻點(diǎn)焊系統(tǒng)進(jìn)行點(diǎn)焊試驗(yàn),電極材料為鉻鋯銅,端面直徑為5 mm。焊接工藝參數(shù)如表2所示。測(cè)定可焊性窗口的焊接時(shí)間為360、450、270 ms,力學(xué)性能測(cè)試及表征所用焊接時(shí)間為360 ms。

使用線切割機(jī)將焊點(diǎn)沿中心切開(kāi)制備金相試樣,經(jīng)研磨、拋光及體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕后,采用ZEISS Sigma 300型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察點(diǎn)焊接頭的微觀組織;采用HBRVU-187.5型布洛維光學(xué)硬度計(jì)測(cè)定接頭的顯微硬度,試驗(yàn)力1.96 N,保載時(shí)間10 s,測(cè)試點(diǎn)間距0.25 mm。使用MTS C45.305E型萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)對(duì)點(diǎn)焊試樣進(jìn)行拉剪和十字拉伸試驗(yàn),拉伸速率為2 mm/min。試驗(yàn)結(jié)束后繪制載荷-位移曲線,確定失效模式并使用掃描電子顯微鏡觀察試樣斷口形貌。

表1 10Mn5中錳鋼的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of the 10Mn5 medium manganese steel

圖1 點(diǎn)焊試樣尺寸和搭接方式Fig.1 Dimensions and overlapping method of the spot welded specimens

表2 點(diǎn)焊工藝參數(shù)Table 2 Spot welding process parameters

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 可焊性窗口

圖2 可焊性窗口及典型熔核形貌Fig.2 Weldability window and typical nuggets

2.2 微觀組織與顯微硬度

圖3為8.0 kA電流下點(diǎn)焊接頭的宏觀形貌及各區(qū)域顯微組織。接頭可分為母材(base metal, BM)、熱影響區(qū)(heat affected zone, HAZ)和熔核區(qū)(fusion zone, FZ)3個(gè)區(qū)域,其中熱影響區(qū)又可分為亞臨界熱影響區(qū)、臨界熱影響區(qū)、細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)。母材由鐵素體基體和奧氏體組成,奧氏體隨機(jī)分布在鐵素體基體中,如圖3(b)所示。熱影響區(qū)晶粒長(zhǎng)大的程度取決于該區(qū)域所達(dá)到的最高溫度和奧氏體化時(shí)間。在靠近母材的亞臨界熱影響區(qū),如圖3(c)所示,其峰值溫度低于Ac1,組織與母材類(lèi)似,由鐵素體和奧氏體組成。圖3(d)為臨界熱影響區(qū),其峰值溫度處于Ac1～Ac3之間,導(dǎo)致不完全奧氏體化,組織為馬氏體、鐵素體和奧氏體。峰值溫度超過(guò)Ac3的區(qū)域?yàn)檫^(guò)臨界熱影響區(qū),并可進(jìn)一步細(xì)分為近熔核側(cè)的粗晶區(qū)和近母材側(cè)的細(xì)晶區(qū)。圖3(e)為細(xì)晶區(qū),其峰值溫度超過(guò)Ac3,在加熱過(guò)程中可以完全奧氏體化,冷卻后形成馬氏體。但由于峰值溫度低,相變驅(qū)動(dòng)力小,原奧氏體晶粒不能充分長(zhǎng)大,馬氏體相對(duì)細(xì)小。而在熔核區(qū)附近的粗晶區(qū),如圖3(f)所示,峰值溫度也超過(guò)Ac3且高于細(xì)晶區(qū),高溫和高冷卻速率促進(jìn)該區(qū)域形成較為粗大的馬氏體。熔核區(qū)鐵素體完全奧氏體化,奧氏體在冷卻過(guò)程中完全轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體,如圖3(g)所示。

圖3 接頭宏觀形貌及各區(qū)域微觀組織Fig.3 Macrograph and microstructures of different zones in the joint

8.0 kA電流下點(diǎn)焊接頭的顯微硬度分布如圖4所示,測(cè)試區(qū)域貫穿母材、熱影響區(qū)和熔核區(qū)?？梢?jiàn)母材平均硬度為225 HV0.2,熔核區(qū)平均硬度為390 HV0.2。熱影響區(qū)硬度由近母材側(cè)至近熔核側(cè)逐漸提高,這與高硬度的馬氏體含量逐漸增加有關(guān)。熱影響區(qū)硬度最低值與母材硬度無(wú)明顯差別,并未出現(xiàn)熱影響區(qū)軟化現(xiàn)象。

2.3 力學(xué)性能與斷口形貌

圖5為不同焊接電流下的點(diǎn)焊接頭拉剪和十字拉伸載荷-位移曲線,十字拉伸曲線上的鋸齒狀波動(dòng)是測(cè)試過(guò)程中試樣的抖動(dòng)所致。通常,熔核尺寸是影響接頭承載性能的重要因素之一,受焊接電流的影響較明顯。從圖5可以看出:接頭峰值載荷總體隨焊接電流的增大而增大,在8.0 kA時(shí)拉剪和十字拉伸峰值載荷分別達(dá)26.6和9.2 kN;而在焊接電流為8.5 kA時(shí),兩者均出現(xiàn)急劇下降的現(xiàn)象。這是由于當(dāng)電流大于8.3 kA時(shí)會(huì)發(fā)生飛濺,導(dǎo)致接頭質(zhì)量和穩(wěn)定性降低。隨著焊接電流的繼續(xù)增大,熔核尺寸的增長(zhǎng)逐步抵消了飛濺對(duì)接頭強(qiáng)度所產(chǎn)生的不利影響,接頭強(qiáng)度隨之恢復(fù)。然而,此時(shí)接頭飛濺十分嚴(yán)重且壓痕過(guò)深,已不適用于實(shí)際生產(chǎn)。

圖4 接頭顯微硬度分布Fig.4 Microhardness distributions in the joint

C和Mn在熔核中心線處富集形成溶質(zhì)偏析引起晶界強(qiáng)度降低[13]、母材較厚不易頸縮以及馬氏體組織的固有脆性等因素的綜合作用,導(dǎo)致拉剪和十字拉伸試驗(yàn)中試樣的失效模式均為完全界面斷裂,如圖6所示。根據(jù)AWS D8.1M:2013《汽車(chē)焊接質(zhì)量規(guī)范鋼電阻點(diǎn)焊》[14],本文2 mm厚中錳鋼板點(diǎn)焊接頭應(yīng)滿(mǎn)足19.1 kN的拉剪強(qiáng)度和5.7 kN的十字拉伸強(qiáng)度要求。試驗(yàn)結(jié)果表明,8.0 kA電流下接頭拉剪和十字拉伸強(qiáng)度分別超過(guò)了該要求的39%和61%,說(shuō)明發(fā)生界面斷裂的點(diǎn)焊接頭仍具有較高的承載性能。有學(xué)者指出,將失效模式作為評(píng)定接頭性能的最重要標(biāo)準(zhǔn)并不恰當(dāng),承載性能可能是更好的參考指標(biāo)[15]。

圖5 拉剪(a)和十字拉伸(b)載荷-位移曲線Fig.5 Load-displacement curves during tensile-shear(a) and cross tensile tests(b)

圖6 拉剪(a)和十字拉伸(b)接頭失效模式Fig.6 Failure modes of the joint during tensile-shear(a) and cross tensile tests(b)

拉剪接頭斷口微觀形貌如圖7所示。接頭從熔核邊緣開(kāi)始向內(nèi)部斷裂,即圖7(a)中的b→e方向。b區(qū)域?yàn)樽钕葦嗔盐恢?有明顯的解理臺(tái)階,斷裂能量低,呈現(xiàn)出脆性斷裂特征。c區(qū)域仍存在解理面,但比a區(qū)域的小,臺(tái)階上出現(xiàn)大量韌窩,韌窩方向與拉伸方向一致,為脆性斷裂向韌性斷裂的過(guò)渡位置。d區(qū)域顯示出完全的韌窩特征,與c區(qū)域韌窩方向相同,屬于韌性斷裂。e區(qū)域韌窩大小均勻,方向不明顯,為接頭最終斷裂位置。拉伸后熔核立即承受較大的剪切應(yīng)力,熔核邊緣應(yīng)力相對(duì)集中易發(fā)生脆性斷裂,越靠近熔核中心位置,所受剪切應(yīng)力越小,斷裂時(shí)試件整體所受載荷越小,越易發(fā)生韌性斷裂。因此,10Mn5中錳鋼點(diǎn)焊接頭的拉剪斷裂模式為脆性-韌性斷裂。此外,接頭在凝固過(guò)程中產(chǎn)生了氣孔和裂紋,如圖7(f)所示,可以觀察到大量枝晶,對(duì)接頭性能不利。

十字拉伸接頭斷口微觀形貌如圖8所示,斷口表面均表現(xiàn)為較大的不規(guī)則解理臺(tái)階,在臺(tái)階周?chē)植贾倭考?xì)小的韌窩。相較于拉剪斷口,十字拉伸斷口的脆性斷裂特征更明顯,僅部分區(qū)域存在韌性斷裂。

3 結(jié)論

(1) 采用450、360、270 ms 3種不同焊接時(shí)間確定了10Mn5中錳鋼點(diǎn)焊接頭的可焊性窗口,窗口寬度分別為1.7、1.5和1.4 kA。在360 ms的標(biāo)準(zhǔn)焊接時(shí)間下,焊接電流窗口為6.8～8.3 kA。

(2) 點(diǎn)焊接頭熔核區(qū)組織組織為馬氏體,熱影響區(qū)組織為鐵素體、奧氏體和馬氏體,其中馬氏體含量隨與熔核區(qū)距離的增加而降低,母材平均硬度為230 HV0.2,熔核區(qū)平均硬度為390 HV0.2,熱影響區(qū)硬度由近熔核側(cè)至近母材側(cè)逐漸降低且無(wú)軟化現(xiàn)象。

(3) 未發(fā)生飛濺的接頭在8.0 kA焊接電流下,拉剪和十字拉伸峰值載荷均達(dá)到最大值,分別為26.6和9.2 kN,兩者失效模式均為界面斷裂。拉剪斷裂模式為脆性-韌性斷裂,十字拉伸斷裂模式則以脆性斷裂為主。