吳興歡，賴春明，彭思涵，張智

1.湖南化工職業(yè)技術(shù)學(xué)院機(jī)械工程學(xué)院 湖南株洲 412000

2.中車株洲電力機(jī)車有限公司 湖南株洲 412000

1 序言

隨著汽車工業(yè)的高速發(fā)展，對(duì)汽車鋼板的要求由傳統(tǒng)的結(jié)構(gòu)性、經(jīng)濟(jì)性轉(zhuǎn)為優(yōu)良的成形性，以及良好的剛度、表面粗糙度和板面平直度[1]。為滿足汽車輕量化和安全性要求，各大汽車廠商紛紛采用高強(qiáng)鋼，其中在超深沖壓級(jí)的基礎(chǔ)上開(kāi)發(fā)的超深沖高強(qiáng)度鋼板和超深沖烘烤硬化鋼板已在歐洲、美國(guó)、日本等國(guó)家和地區(qū)大量使用，特別是ULSAB已制造出車體90%采用高強(qiáng)度鋼板的樣車，減重達(dá)30%[2]，大量采用超深沖高強(qiáng)板已成為汽車工業(yè)發(fā)展的新趨勢(shì)[3]。DC06冷軋板是超深沖鋼的典型鋼種，因其優(yōu)異的延展性、沖壓性及拉伸性，非常適合汽車中超深沖成形和極復(fù)雜的變形零部件生產(chǎn)[4]。

激光焊是利用高能量密度的激光束作為熱源的一種高效精密焊接方法[5]，與普通的熔焊工藝相比，激光焊具有能量密度高、焊接速度快、熱影響區(qū)窄等優(yōu)點(diǎn)，對(duì)控制焊接接頭性能和焊縫尺寸精度有著重要意義，因此被廣泛用于汽車制造行業(yè)中，如汽車車頂及汽車后蓋的焊接成形[6]。目前，國(guó)內(nèi)已對(duì)超深沖鋼激光焊有所研究。其中，任芝蘭[7]研究了汽車用高強(qiáng)鋼的激光焊焊接性，肯定了汽車用高強(qiáng)度鋼采用激光焊接的可行性；付萬(wàn)順等[8]研究了激光焊接參數(shù)和試件裝配間隙的變化對(duì)6mm厚超深沖IF鋼焊縫形貌組織與性能的影響，研究結(jié)果表明，當(dāng)試件裝配間隙為0.04mm、焊接速度為6m/min時(shí)，焊縫正反面呈X形，綜合力學(xué)性能最好。國(guó)內(nèi)對(duì)汽車用高強(qiáng)度鋼激光焊工藝雖有一定的研究[9]，但對(duì)0.8mm厚的超低碳DC06超深沖鋼激光焊的研究較缺乏。焊接速度作為焊接工藝的重要參數(shù)，決定了激光焊接過(guò)程中熱輸入量的大小，對(duì)接頭組織和力學(xué)性能都會(huì)產(chǎn)生較大影響[10]。因此，本文在其他工藝參數(shù)不變的情況下，改變焊接速度，研究其對(duì)激光焊接頭形貌組織和力學(xué)性能的影響，以確定合理的焊接速度范圍，為制定DC06超深沖鋼板的激光焊接工藝提供基本依據(jù)。

2 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)采用的材料為冷軋連續(xù)退火工藝生產(chǎn)的0.8mm厚的DC06超深沖鋼板，其塑性比深沖壓板高，適合制造特深沖壓成形的復(fù)雜零部件。汽車車身面板和車門常用DC06超深沖鋼板制造。其化學(xué)成分與力學(xué)性能分別見(jiàn)表1、表2。

表1 DC06超深沖鋼板的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） （%）

表2 DC06超深沖鋼板的力學(xué)性能

DC06超深沖鋼的顯微組織如圖1所示。由圖1可知，組織主要由大小均勻的塊狀鐵素體晶粒組成，在晶內(nèi)或晶界處彌散分布著細(xì)小顆粒的碳氮化合物，因此DC06鋼具有較高的強(qiáng)度和良好的塑性。

圖1 DC06超深沖鋼的顯微組織

試驗(yàn)設(shè)備采用FYL-1000F型光纖連續(xù)激光器焊機(jī)，并且采用側(cè)面噴入純度為99.999%的氬氣保護(hù)焊縫及近縫區(qū)的高溫金屬，防止高溫氧化。

試驗(yàn)用試件尺寸為200mm×150mm。激光焊前首先用砂紙將試件待焊處進(jìn)行打磨，去除表面氧化層和油污后用酒精擦洗干凈試件表面，再將試件安裝在焊接工作臺(tái)上。脈沖激光焊焊接參數(shù)見(jiàn)表3，在其他焊接參數(shù)不變的條件下，采用不同的焊接速度進(jìn)行激光焊焊接試驗(yàn)。

表3 脈沖激光焊焊接參數(shù)

焊接試驗(yàn)完成后，將試板裁剪成尺寸約18mm×18mm的試樣，按工藝參數(shù)組序號(hào)將試樣編號(hào)為1～3，對(duì)試樣進(jìn)行磨拋處理并清洗后，用4%的硝酸酒精腐蝕，制成金相試樣。

采用金相顯微鏡觀察母材、焊縫和熱影響區(qū)的顯微組織。再用顯微維氏硬度計(jì)對(duì)試樣進(jìn)行硬度檢測(cè)，試驗(yàn)壓力為4.75N，加壓時(shí)間為20s。檢測(cè)時(shí)從母材一側(cè)經(jīng)過(guò)焊縫到母材另一側(cè)，每隔0.1mm打一個(gè)硬度檢測(cè)點(diǎn)，測(cè)量出每個(gè)點(diǎn)的數(shù)值后計(jì)算出硬度值。

3 試驗(yàn)結(jié)果及分析

3.1 對(duì)焊縫熔核區(qū)組織的影響

不同焊接速度下焊縫區(qū)的顯微組織如圖2所示。由圖2可知，焊縫熔核區(qū)為粗大的塊狀鐵素體組織，當(dāng)焊接速度較快時(shí)出現(xiàn)了少量的粒狀貝氏體，焊縫鐵素體晶粒隨著焊接速度的增大而減小。這是由于焊接速度較慢時(shí)焊接熱輸入較大，焊縫熔核區(qū)高溫停留時(shí)間長(zhǎng)，焊縫晶粒能充分長(zhǎng)大，冷卻后得到粗大的鐵素體組織。當(dāng)進(jìn)一步提高焊接速度時(shí)，焊縫熔核區(qū)高溫停留時(shí)間變短，同時(shí)冷卻速度變快，當(dāng)熔核區(qū)高溫組織轉(zhuǎn)變成奧氏體時(shí)，可得到較細(xì)小的奧氏體晶粒，冷卻后熔核區(qū)形成細(xì)小的鐵素體組織。

圖2 不同焊接速度下焊縫區(qū)的顯微組織

從圖2可看出，在焊接速度從300mm/min提高到500mm/min過(guò)程中，焊接熱輸入逐漸減小，冷卻速度逐漸加快，冷卻后形成的鐵素體晶粒也逐漸減小。由于母材中含有Ti、Nb、N等合金元素，冷卻后在鐵素體晶內(nèi)或晶界處彌散分布著大量細(xì)小的Ti和Nb的C、N化合物顆粒，且化合物顆粒的含量隨著焊接速度的提高而逐漸減少。這是由于化合物顆粒熔點(diǎn)高，隨著焊接速度的提高，其來(lái)不及熔解而被保留在鐵素體基體中。隨著焊接速度進(jìn)一步提高，焊接接頭加熱和冷卻速度更快，化合物顆粒來(lái)不及析出，導(dǎo)致隨著焊接速度的提高，化合物顆粒的含量逐漸減少，并且這些化合物顆粒具有細(xì)化晶粒的作用。

3.2 對(duì)焊接接頭熱影響區(qū)組織的影響

不同焊接速度下焊接熱影響區(qū)的顯微組織如圖3所示。由圖3可知，熱影響區(qū)組織為向焊縫區(qū)域伸長(zhǎng)的粗大的塊狀鐵素體組織，接頭存在明顯的熱影響區(qū)、熔核區(qū)及母材區(qū)，但過(guò)熱區(qū)、重結(jié)晶區(qū)、不完全重結(jié)晶區(qū)不明顯。這是由于激光焊接時(shí)加熱、冷卻速度快，致使接頭橫截面上熔核區(qū)至熔合線處溫度梯度較大，且熔合線處金屬在高溫下處于過(guò)熱狀態(tài)，奧氏體晶粒粗大，因此冷卻之后形成粗大的塊狀鐵素體組織。

圖3 不同脈沖激光焊接速度下的焊接熱影響區(qū)組織

焊接速度越快，焊接接頭加熱和冷卻速度越快，高溫對(duì)熱影響區(qū)的作用時(shí)間就越短，冷卻時(shí)奧氏體晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，熱影響區(qū)的晶粒也就越小，致使熱影響區(qū)形成細(xì)小的鐵素體組織。當(dāng)焊接速度為300mm/min時(shí)，此時(shí)焊接速度較慢，焊接接頭高溫停留時(shí)間較長(zhǎng)，受熱面積較大，致使熱影響區(qū)較寬。當(dāng)焊接速度提高到500mm/min時(shí)，焊接接頭高溫停留時(shí)間縮短，冷卻速度變快，致使熱影響區(qū)寬度明顯減小，說(shuō)明隨著焊接速度的提高，熱影響區(qū)寬度會(huì)逐漸變窄。并且與熔核區(qū)一樣，在熱影響區(qū)的鐵素體晶內(nèi)或晶間上同樣會(huì)大量彌散分布著細(xì)小的化合物顆粒。

3.3 對(duì)焊接接頭顯微硬度的影響

不同焊接速度下焊接接頭的顯微硬度分布曲線如圖4所示。圖4中曲線突出的尖端部分是焊接接頭的熱影響區(qū)硬度，中間低凹部分是焊縫區(qū)硬度，曲線類似于“馬鞍”狀。當(dāng)焊接速度較慢時(shí)，熱影響區(qū)硬度值較高，隨著焊接速度的提高，焊縫和熱影響區(qū)的硬度差值較小，曲線不再形似“馬鞍”。

圖4 不同脈沖激光焊接速度下焊接接頭的顯微硬度分布

當(dāng)焊接速度為300mm/min時(shí)，熱影響區(qū)、焊縫區(qū)、母材區(qū)的硬度值分別為168HV、122HV、104HV左右，三者差值較大，這是由于激光焊時(shí)，激光光斑的熱量集中，溫度高，焊接區(qū)溫度梯度大，熱量主要由熱傳導(dǎo)方式向外擴(kuò)散。尤其在焊接薄板時(shí)，焊接夾具帶走焊縫表面大量熱量，在焊縫表面和熔核心部形成較大溫度梯度。焊縫區(qū)加熱溫度極高，液態(tài)金屬晶粒在高溫下嚴(yán)重長(zhǎng)大，冷卻后轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮蔫F素體組織。在高溫作用下母材中的合金元素固溶到鐵素體基體中，并在快冷條件下來(lái)不及析出，被保留在鐵素體中起到固溶強(qiáng)化的作用，同時(shí)母材中遺留下來(lái)的Ti 、Nb的C、N化合物顆粒彌散分布于基體中，起到彌散強(qiáng)化作用，導(dǎo)致焊縫硬度高于母材。熱影響區(qū)金屬在高溫作用下，其細(xì)小的等軸鐵素體晶粒局部長(zhǎng)大，同時(shí)母材中Mn、Ti等合金元素部分被氧化燒損，未被氧化燒損的合金元素熔解在熱影響區(qū)基體中，快速冷卻后在熱影響區(qū)中起到固溶強(qiáng)化作用，而焊縫熔核區(qū)的溫度很高，合金元素氧化燒損嚴(yán)重，致使焊縫的固溶強(qiáng)化作用低于熱影響區(qū)，使熱影響區(qū)硬度高于焊縫區(qū)。

當(dāng)焊接速度為400mm/min時(shí)，熱影響區(qū)和焊縫區(qū)的硬度值分別約為176HV、146HV，均高于焊接速度為300mm/min時(shí)的硬度值，且焊縫區(qū)硬度值與熱影響區(qū)的差值減小。這是因?yàn)殡S著焊接速度的提高，焊接熱輸入減小，冷卻速度加快，焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的晶粒細(xì)化，形成的細(xì)晶組織提高了強(qiáng)度，同時(shí)焊縫區(qū)合金元素的氧化燒損減少，固溶強(qiáng)化作用增加，致使焊縫區(qū)的硬度得到了提高。在焊接過(guò)程中，因?yàn)闊嵊绊憛^(qū)溫度始終低于焊縫區(qū)，熱影響區(qū)合金元素的燒損程度較焊縫區(qū)小，導(dǎo)致熱影響區(qū)的固溶強(qiáng)化作用優(yōu)于焊縫區(qū)，所以熱影響區(qū)的硬度要高于焊縫區(qū)。

當(dāng)焊接速度為500mm/min時(shí)，熱影響區(qū)和焊縫區(qū)的硬度接近，分別約為220HV、200HV，高于焊接速度為300mm/min、400mm/min時(shí)的硬度。這是因?yàn)楹附铀俣燃涌?，不僅焊接高溫停留時(shí)間縮短，合金元素?zé)龘p少，固溶強(qiáng)化作用增加，而且冷卻速度加快，使得液態(tài)金屬冷卻后形成較細(xì)小的鐵素體晶粒，進(jìn)而使接頭強(qiáng)度、硬度和塑性得到提高。

4 結(jié)束語(yǔ)

經(jīng)研究得出，DC06超深沖鋼板焊縫和熱影響區(qū)的組織主要是不規(guī)則塊狀鐵素體，同時(shí)在鐵素體基體中彌散分布著大量的C、N化合物顆粒。在其他焊接參數(shù)不變的情況下，隨著焊接速度的增加，熱輸入減小，冷卻速度加快，焊縫和熱影響區(qū)的晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，冷卻后得到較細(xì)小的鐵素體組織。同時(shí)，當(dāng)其他焊接參數(shù)不變的情況下，隨著焊接速度的增加，焊縫和熱影響區(qū)的顯微硬度均升高。