馬氏體不銹鋼電阻點(diǎn)焊接頭回火脈沖工藝研究

羅?震，梁建超，李?洋，郭?璟，張?禹，宋仁峰

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馬氏體不銹鋼電阻點(diǎn)焊接頭回火脈沖工藝研究

羅?震1, 2，梁建超1, 2，李?洋1, 2，郭?璟1, 2，張?禹1, 2，宋仁峰3

(1. 天津大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，天津 300350；2. 天津大學(xué)天津高新技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，天津 300350；3. 鞍山鋼鐵礦業(yè)設(shè)計(jì)研究院，鞍山 114004)

針對(duì)AISI420馬氏體不銹鋼的焊后脆性問(wèn)題，研究了回火脈沖對(duì)電阻點(diǎn)焊接頭力學(xué)性能的影響．分別在普通焊接循環(huán)100,ms、600,ms后施加2,kA回火脈沖，研究熔核區(qū)微觀組織變化和點(diǎn)焊接頭抗拉剪載荷能力，結(jié)果表明：當(dāng)焊接電流較低時(shí)，只有在較長(zhǎng)時(shí)間間隔(600,ms)后施加回火脈沖，熔核區(qū)顯微硬度與接頭力學(xué)性能才有明顯變化；當(dāng)焊接電流較高時(shí)，兩種回火脈沖工藝均能明顯提高接頭力學(xué)性能．回火脈沖促進(jìn)熔核區(qū)馬氏體分解為鐵素體與碳化物，使斷口微觀斷裂特征從準(zhǔn)解理斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g窩斷裂．

電阻點(diǎn)焊；AISI420馬氏體不銹鋼；回火脈沖；馬氏體低溫回火

電阻點(diǎn)焊因其成本低、操作簡(jiǎn)單、易于實(shí)現(xiàn)自動(dòng)化等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于汽車工業(yè)中，主要應(yīng)用于汽車車架、車門及車頂?shù)炔糠值暮附友b配中，點(diǎn)焊接頭質(zhì)量的優(yōu)劣對(duì)汽車安全性起到了決定性的作用[1-2]．采用不銹鋼作為汽車制造材料不僅能夠減輕車身重量，而且能夠增加汽車強(qiáng)度和壽命．馬氏體不銹鋼是一種具有高強(qiáng)度、高硬度和良好的耐腐蝕性金屬結(jié)構(gòu)材料[3]，但是馬氏體不銹鋼淬透性、淬硬性較高，導(dǎo)致其焊接困難．Kurt等[4]研究了馬氏體不銹鋼作為汽車結(jié)構(gòu)材料的焊接性，發(fā)現(xiàn)點(diǎn)焊接頭熔核區(qū)主要由韌性差的孿晶馬氏體組成，力學(xué)性能較差不能滿足相關(guān)標(biāo)準(zhǔn).

大量研究表明在電阻點(diǎn)焊焊接循環(huán)后施加回火脈沖可以改善有淬硬傾向材料接頭的力學(xué)性能．例如，Duan等[5]通過(guò)對(duì)Q235鋼點(diǎn)焊后施加橫向電流能夠促進(jìn)熔核區(qū)晶核再結(jié)晶，誘導(dǎo)柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變，顯著增加焊點(diǎn)的顯微硬度和接頭的抗拉剪能力.本文通過(guò)對(duì)AISI420馬氏體不銹鋼電阻點(diǎn)焊焊接熱循環(huán)中施加回火脈沖，改善其焊后力學(xué)性能；研究了點(diǎn)焊后施加回火脈沖時(shí)間對(duì)熔核區(qū)組織性能的影響.

1?試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為1,mm厚AISI420馬氏體不銹鋼，其供貨狀態(tài)為退火態(tài)，由鐵素體和晶界處析出的一次碳化物組成．試樣尺寸如圖1所示．

圖1?拉剪試樣尺寸

將試樣分成A、B、C 3組進(jìn)行實(shí)驗(yàn)，其中A組焊后不加回火脈沖，B組焊后間隔100,ms加回火脈沖，C組焊后600,ms加回火脈沖．A、B、C各組分別焊接6對(duì)試樣，3對(duì)進(jìn)行金相觀察和硬度測(cè)試，3對(duì)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)．采用DN-80型固定式點(diǎn)凸焊機(jī)進(jìn)行焊接，采用球面電極，球面半徑為50,mm，電極直徑為16,mm.焊接電流為4～7,kA，間隔1,kA；回火脈沖電流為2,kA．焊接時(shí)間為200,ms，回火時(shí)間為50,ms；電極壓力為3,kN．施加回火脈沖過(guò)程如圖2所示．

采用WDW-100微機(jī)控制電子式萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)焊后試樣進(jìn)行剪切拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為5,mm/min；采用光學(xué)顯微鏡(SZX12，Olympus Corp.)觀察接頭形貌，測(cè)量并對(duì)比不同參數(shù)下熔核大小(腐蝕劑用Villela試劑：1,g苦味酸，5,mL HCl，100,mL酒精)；采用掃描電鏡(S-4800，Hitachi Ltd.)觀察接頭斷面形貌；采用HV-1000A型顯微硬度計(jì)測(cè)量接頭橫截面處的維氏硬度，施加載荷為200,mg，加載時(shí)間10,s．

圖2?施加回火脈沖過(guò)程示意

2?結(jié)果與討論

2.1?金相組織及硬度分析

圖3所示為典型的AISI420馬氏體不銹鋼電阻點(diǎn)焊接頭斷面的低倍金相組織，由內(nèi)向外依次是熔核區(qū)、熱影響區(qū)和母材．熔核區(qū)是點(diǎn)焊完全融化并重新凝固的區(qū)域，由于在隨后冷卻過(guò)程中該區(qū)域緊貼電極(具有較高的熱導(dǎo)率)，冷卻速度較快，不能得到鐵素體和一次碳化物的平衡組織．根據(jù)Alizadeh-Sh等[6]的研究，直接點(diǎn)焊后熔核區(qū)有粗大的孿晶馬氏體和δ鐵素體組成．

圖4中(a)、(b)、(c)分別對(duì)應(yīng)焊接電流為5,kA時(shí)A、B、C 3種工藝下熔核區(qū)等軸晶區(qū)域的微觀組織．圖4(c)表明焊后間隔600,ms添加回火脈沖，熔核區(qū)組織發(fā)生明顯的回火轉(zhuǎn)變，馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體(滲碳體和鐵素體)[7]．

圖5是3種焊接工藝下接頭橫截面處硬度分布，熔核區(qū)硬度較高，從熱影響區(qū)到母材區(qū)硬度依次降低．熔核區(qū)硬度最高，是因?yàn)樵谥苯雍负蠛芨叩睦鋮s速率下，熔核區(qū)的冷卻速率超過(guò)了形成馬氏體的臨界冷卻速率；熱影響區(qū)向母材過(guò)渡硬度逐漸降低，這是因?yàn)闊嵊绊憛^(qū)靠近熔核區(qū)部分升溫速率太快且冷卻速率快，碳化物溶解不充分，從而使熱影響區(qū)向母材過(guò)渡時(shí)碳化物的含量逐漸減少，導(dǎo)致熱影響區(qū)靠近熔核區(qū)部分硬度較高[6]．

圖3?熔核區(qū)宏觀組織

此外，從圖5中還可以看出，不加回火脈沖所得點(diǎn)焊接頭熔核區(qū)的硬度最高，最高硬度為630.7,HV；焊后間隔100,ms再加2,kA回火電流時(shí)，熔核區(qū)硬度變化不明顯，最高硬度為630,HV；焊后間隔600,ms再加2,kA回火電流時(shí)，熔核區(qū)硬度有明顯降低，最高硬度為611.6,HV．對(duì)比圖4(a)、(b)可以發(fā)現(xiàn)，間隔100,ms加回火脈沖組織沒(méi)有明顯變化，且由于硬度也沒(méi)有發(fā)生變化，所以該條件下沒(méi)有發(fā)生回火轉(zhuǎn)變.從圖4(c)中可以看出，焊后間隔600,ms再加回火電流時(shí)，接頭組織發(fā)生明顯轉(zhuǎn)變，這是由于熔核冷卻已經(jīng)比較充分，此時(shí)發(fā)生了明顯的回火轉(zhuǎn)變，所以熔核區(qū)硬度有明顯降低[8]．

2.2?力學(xué)性能

圖6(a)、(b)分別為對(duì)焊接電流為5,kA和8,kA下A、B、C 3種工藝的接頭進(jìn)行剪切強(qiáng)度試驗(yàn)所獲得的拉伸曲線，焊接電流為5,kA時(shí)3種工藝的最大拉伸力分別為3,804.5,N、3,661.5,N和4,854.0,N；焊接電流為8,kA時(shí)3種工藝的最大拉伸力分別為4,330,N、4,693,N和5,264.5,N．圖6(c)是焊接電流對(duì)接頭峰值載荷及熔核直徑的影響，為提高試驗(yàn)準(zhǔn)確度、減小誤差，每個(gè)電流下的試樣分別進(jìn)行3次拉伸試驗(yàn)，取平均值作為其峰值載荷；同樣地，熔核直徑也為3組試驗(yàn)的平均值．圖6(c)表明，接頭的峰值載荷和熔核直徑均隨焊接電流的增大而增大．

（a）5,kA下3種工藝下拉伸曲線

（b）8,kA下3種工藝下拉伸曲線

（c）接頭峰值載荷、熔核直徑與電流關(guān)系

從圖6(a)中對(duì)比5,kA下3條曲線可以發(fā)現(xiàn)，只有間隔600,ms施加回火脈沖時(shí)力學(xué)性能有明顯改善，相應(yīng)地從圖6(c)中可以發(fā)現(xiàn)5,kA下只有間隔為600,ms時(shí)峰值載荷明顯增大；對(duì)比圖6(b)中8,kA下3條曲線發(fā)現(xiàn)，間隔100,ms、600,ms施加回火脈沖時(shí)力學(xué)性能都有明顯改善，圖6(c)中兩種間隔下峰值載荷都有明顯增大．

由于接頭峰值載荷與熔核直徑隨焊接電流的變化趨勢(shì)一致，所以綜合圖6(a)、(b)、(c)分析，上述現(xiàn)象主要是受熔核直徑尺寸的影響．焊接電流為5,kA時(shí)熔核較小，冷卻時(shí)與電極接觸面積小，散熱能力差，間隔100,ms時(shí)散熱不充分，且回火時(shí)電流密度較高，熱輸入較大，熔核溫度升高較多．再根據(jù)圖7所示的Fe-C偽二元相圖(13%,Cr)及接頭處組織的變化可以推測(cè)在焊接電流為5,kA、焊后間隔100,ms加回火脈沖時(shí)，回火后的峰值溫度高于熔核區(qū)組織奧氏體化溫度(900,℃)，沒(méi)有發(fā)生回火轉(zhuǎn)變．間隔600,ms時(shí)，熔核冷卻比較充分，再結(jié)合接頭處金相組織的變化可以推測(cè)出回火溫度沒(méi)有超過(guò)奧氏體化溫度，發(fā)生回火轉(zhuǎn)變，所以焊接電流為5,kA時(shí)，只有在600,ms間隔接頭性能有被改善．當(dāng)焊接電流為8,kA時(shí)，熔核直徑較大，與電極接觸面積大，冷卻時(shí)散熱較為充分，且回火時(shí)電流密度較小，熱輸入少，接頭升溫較小，結(jié)合接頭金相組織變化可以推測(cè)8,kA時(shí)兩種間隔下回火溫度都沒(méi)有超過(guò)奧氏體化溫度，都發(fā)生了馬氏體回火轉(zhuǎn)變，熔核區(qū)中的馬氏體析出大量的細(xì)小碳化物顆粒，形成回火馬氏體．由于回火馬氏體基體中彌散分布的碳化物能起到彌散強(qiáng)化的作用，顯著提高了接頭的抗拉強(qiáng)度，所以這兩種間隔下接頭抗拉剪能力都有明顯改善．

圖7?Fe-C偽二元相圖(13%Cr)

2.3?斷口形貌

文中所有接頭的宏觀斷裂模式均為部分紐扣斷裂[6]．當(dāng)焊接循環(huán)后的脈沖電流起到使熔核區(qū)組織回火的效果后，其微觀斷口形貌會(huì)發(fā)生改變．圖8(a)、(b)、(c)分別是焊接電流為5,kA時(shí)A、B、C 3種工藝下接頭斷口的微觀形貌．

（a）5,kA，無(wú)回火脈沖

（b）5,kA，間隔100,ms回火

（c）5,kA，間隔600,ms回火

圖8(a)表明焊后不處理時(shí)接頭微觀斷裂方式為準(zhǔn)解理斷裂(脆性斷裂)；圖8(b)表明焊后施加脈沖電流沒(méi)有起到回火效果時(shí)，接頭微觀斷裂方式仍為準(zhǔn)解理斷裂．當(dāng)脈沖電流起到回火作用時(shí)，接頭的微觀斷裂方式由準(zhǔn)解理斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g窩斷裂(韌性斷裂)，如圖8(c)所示．

3?結(jié)?論

(1) AISI420不銹鋼電阻點(diǎn)焊后熔核區(qū)組織中含有大量的馬氏體，接頭硬度高，峰值載荷低，脆性大，微觀斷裂類型為解理斷裂．焊后添加回火脈沖能夠改善接頭組織和力學(xué)性能，降低熔核區(qū)硬度．

(2) 脈沖電流的回火效果受其施加時(shí)間及焊接電流的影響．焊接電流較低時(shí)，只有在較長(zhǎng)時(shí)間間隔(600,ms)后施加回火脈沖，熔核區(qū)顯微硬度與接頭力學(xué)性能才有明顯變化；當(dāng)焊接電流較高時(shí)，兩種回火脈沖工藝均能明顯提高接頭力學(xué)性能．

(3) 回火脈沖促進(jìn)熔核區(qū)馬氏體分解為鐵素體與碳化物，使斷口從準(zhǔn)解理斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g窩斷裂．

［1］ 楊海峰. 600,MPa、800,MPa級(jí)TRIP鋼板點(diǎn)焊性能研究[D]. 長(zhǎng)春：長(zhǎng)春工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，2014.

Yang Haifeng. Research of Microstructure and Property of Spot Welded Joint on 600,MPa、800,MPa TRIP Steel [D]. Changchun：School of Materials Science and Engineering，Changchun University of Technology，2014 (in Chinese).

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［6］ Alizadeh-Sh M，Marashi S P H，Pouranvari M. Microstructure-properties relationships in martensitic stainless steel resistance spot welds[J].，2014，19(7)：595-602.

［7］ 姜?雯. 超級(jí)馬氏體不銹鋼組織性能及逆變奧氏體機(jī)制的研究[D]. 昆明：昆明理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，2014.

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(責(zé)任編輯：田?軍)

Tempering Pulse Process of Martensitic Stainless Steel Resistance Spot Welding Joint

Luo Zhen1, 2，Liang Jianchao1, 2，Li Yang1, 2，Guo Jing1, 2，Zhang Yu1, 2，Song Renfeng3

(1．School of Materials Science and Engineering，Tianjin University，Tianjin 300350，China；2．Tianjin Key Laboratory of Advanced Joining Technology，Tianjin University，Tianjin 300350，China；3．Anshan Iron and Steel Group Mining Design and Research Institute，Anshan 114004，China)

To deal with the brittleness of AISI420 martensitic stainless steel after welding，a pulse current was exerted after resistance spot welding，and then the effect of the current on the joints’ mechanical properties was investigated．In order to study the changes in microstructure and tensile-shear loads of joints，2,kA tempering pulse current was exerted after welding 100,ms and 600,ms．The results show that the microhardness and mechanical properties change obviously only when the pulse was exerted after 600,ms interval at low welding current；but the mechanical properties change obviously when the pulse was exerted after both 100,ms and 600,ms intervals at high welding current．Martensite is decomposed into ferrite and carbides，which is promoted by the tempering pulse current．In this case，the feature of the fractured joints at microlevel changes from quasi-cleavage fracture to dimple fracture.

resistance spot welding；AISI420 martensitic stainless steel；tempering pulse；low temperature tempering of martensite

10.11784/tdxbz201703085

TK448.21

A

0493-2137(2018)02-0205-05

2017-03-25；

2017-04-19.

羅?震（1967—??），男，博士，教授.

羅?震，lz@tju.edu.cn.

2017-06-13.

http://kns.cnki.net/kcms/detail/12.1127.N.20170613.1057.006.html.

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51505327，51405334)；教育部博士點(diǎn)基金資助項(xiàng)目(20130032110004).

the National Natural Science Foundation of China(No.,51505327 and No.,51405334)and the Ministry of Education Doctoral Fund(No.,20130032110004).