保載時(shí)間對(duì)中錳鋼電阻點(diǎn)焊組織及缺陷的影響

孫臣玉 潘 華 雷 鳴 丁 凱 王遠(yuǎn)方 高玉來(lái)

(1.省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室、上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室和上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072；2.寶山鋼鐵股份有限公司研究院汽車用鋼研究所，上海 201900； 3.汽車用鋼開發(fā)與應(yīng)用技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 201900)

在科技與信息加速發(fā)展的時(shí)代，汽車已經(jīng)成了人們生活方式中必不可缺少的交通工具，加快了人們的生活節(jié)奏。隨著汽車工業(yè)的迅速發(fā)展，能源消耗與環(huán)境污染等問題日益加重[1- 2]。汽車質(zhì)量每降低10%，汽車的油耗就會(huì)下降8%，汽車尾氣排放量減少4%[3- 4]，這表明通過降低汽車整體的質(zhì)量能有效達(dá)到節(jié)能減排的要求。因此，自20世紀(jì)90年代初開始，汽車輕量化就成為人們研究熱點(diǎn)[5]。

汽車輕量化技術(shù)可分為3類：結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)優(yōu)化、輕量化材料的設(shè)計(jì)和先進(jìn)工藝的探究[6]。輕量化材料的研究和設(shè)計(jì)是目前輕量化領(lǐng)域的主流方向[7- 9]。汽車用材料中，鋼鐵材料以65%的比例占據(jù)最重要的位置。與鋁合金相比，高強(qiáng)度鋼不僅具有可觀的減重潛力，而且在成本與性能方面具有一定的優(yōu)勢(shì)，是滿足車身輕量化、提高碰撞安全性的優(yōu)選材料之一[10]。隨著研究水平的不斷提高，汽車用鋼已經(jīng)發(fā)展到了第3代。以中錳鋼為代表的第3代汽車用鋼的價(jià)格與第1代汽車用鋼相當(dāng)，其性能接近于第2代汽車用鋼，即第3代汽車用鋼同時(shí)滿足了人們對(duì)于價(jià)格與性能的要求，所以在研發(fā)與生產(chǎn)過程中，第3代汽車用鋼已經(jīng)成為研究者關(guān)注的熱點(diǎn)[11]。

在工業(yè)生產(chǎn)中，高強(qiáng)鋼零件通過各種連接技術(shù)拼裝成小總成乃至整車。連接技術(shù)主要包括機(jī)械連接、焊接、釬接和膠接等。其中電阻點(diǎn)焊具有生產(chǎn)效率高、易于集成化、自動(dòng)化等優(yōu)點(diǎn)，在汽車領(lǐng)域獲得了廣泛應(yīng)用。據(jù)統(tǒng)計(jì)，一輛汽車上點(diǎn)焊的焊點(diǎn)數(shù)可以達(dá)到2 000～5 000個(gè)[12]。汽車的碰撞安全性體現(xiàn)在事故發(fā)生過程中以及事故發(fā)生之后，最大程度地減輕乘員損傷的性能，其對(duì)汽車零部件焊點(diǎn)的完整性有嚴(yán)格要求，焊點(diǎn)力學(xué)性能決定了接頭的承載性，因此電阻點(diǎn)焊接頭失效已被確定為汽車焊點(diǎn)的主要失效模式之一[13]。根據(jù)焊接冶金學(xué)理論，電阻點(diǎn)焊的力學(xué)性能在宏觀上與熔核尺寸相關(guān)，在微觀上與熔核區(qū)的微觀組織相關(guān)。減少點(diǎn)焊缺陷[14]、增加熔核直徑[15]、細(xì)化晶粒[16- 17]等都可以提高電阻點(diǎn)焊焊接點(diǎn)的力學(xué)性能。因此，研究不同焊接條件下中錳鋼電阻點(diǎn)焊后的組織具有重要的實(shí)際意義。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用中錳鋼的化學(xué)成分見表1，牌號(hào)為7Mn鋼，碳當(dāng)量為0.52%。電阻點(diǎn)焊的電極壓力為5.5 kN，焊接電流為8.6 kA。選取保載時(shí)間分別為100與400 ms的焊接試樣進(jìn)行對(duì)比，并分別標(biāo)記為1號(hào)與2號(hào)。中錳鋼鋼板的尺寸為150 mm×50 mm×1.4 mm，在電阻點(diǎn)焊試樣的正中心切取尺寸為17 mm×17 mm×1.4 mm的區(qū)域以取出電阻點(diǎn)焊接頭，并將該取出部分縱剖為二，所得試樣的最終尺寸為17 mm×8.5 mm×1.4 mm，見圖1。

表1 7Mn鋼的化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of 7Mn steel (mass fraction) %

圖1 電阻點(diǎn)焊的中錳鋼(a)原始試樣和(b)焊接接頭部位Fig.1 Original specimen and (b) welded joint position of resistance spot welded medium- manganese steel

采用Zeiss Axio Imager A2m型正置萬(wàn)能金相顯微鏡、荷蘭飛納公司的Phenom ProX掃描電子顯微鏡以及VEGA 3 SBH- Easy Probe掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)焊接接頭的組織進(jìn)行表征。利用能譜面掃描確定元素種類及其分布，并利用三維重構(gòu)對(duì)樣品的缺陷區(qū)域進(jìn)行更加直觀的表征。

2 結(jié)果與討論

2.1 電阻點(diǎn)焊接頭組織分析

圖2為1號(hào)電阻點(diǎn)焊試樣的全景金相圖，保載時(shí)間為100 ms。從圖2中可以看出，電阻點(diǎn)焊接頭分為3個(gè)區(qū)域：母材、熱影響區(qū)和熔核區(qū)，熔核區(qū)與熱影響區(qū)的交界線為熔核線。試驗(yàn)表明，電阻點(diǎn)焊中錳鋼焊接接頭力學(xué)性能的薄弱區(qū)域?yàn)槿酆藚^(qū)，所以對(duì)電阻點(diǎn)焊試樣的熔核區(qū)進(jìn)行重點(diǎn)研究。如圖2所示，在1號(hào)電阻點(diǎn)焊試樣的熔核區(qū)的A、B處發(fā)現(xiàn)了缺陷。

圖2 1號(hào)電阻點(diǎn)焊試樣的全景金相圖Fig.2 Overall metallographic image of resistance spot welded specimen No.1

為了確定缺陷類型，對(duì)A、B區(qū)域作進(jìn)一步表征，結(jié)果如圖3所示。從圖3(b)、3(e)三維重構(gòu)圖可以看出，A、B區(qū)域處的缺陷為凝固縮松。并且從該試樣的全景金相圖可以看出，這兩處的縮松均分布在電阻點(diǎn)焊接頭的中心線處，為典型的中心線凝固縮松?？s松A沿板厚方向的長(zhǎng)度約60 μm，最大深度約5 μm；縮松B沿板厚方向的長(zhǎng)度約200 μm，最大深度約28 μm，其尺寸較縮松A更大。

在電阻點(diǎn)焊過程中，試樣由于焊接電流的作用產(chǎn)生電阻熱，在焊接區(qū)形成液態(tài)熔核。通電結(jié)束后，熔化的液態(tài)金屬以柱狀晶的形式從半熔化的母材表面向熔核中心凝固結(jié)晶，由于保載時(shí)間過短、焊接壓力不足或者焊接熱量不足等原因[18]，金屬收縮后形成的孔洞未能得到液態(tài)金屬足夠的補(bǔ)充，從而形成縮松，導(dǎo)致焊核力學(xué)性能降低[19- 21]。

利用掃描電子顯微鏡對(duì)A、B區(qū)域的凝固縮松進(jìn)行面掃描，以便對(duì)1號(hào)試樣熔核區(qū)的縮松作進(jìn)一步分析，結(jié)果如圖3(c)、3(f)所示。為了防止磨拋過程中外界雜質(zhì)的影響，使用乙醇對(duì)磨拋后的試樣進(jìn)行超聲波振蕩清洗，每次清洗10 min， 共清洗5次。由圖3(c)、 3(f)可知， A、B兩處的縮松出現(xiàn)了碳元素的富集。

圖3 1號(hào)試樣A區(qū)域(a～c)和B區(qū)域(d～f)的(a、d)局部放大圖、(b、e)三維重構(gòu)圖和(c、f)面掃描能譜圖Fig.3 (a,d) Partially enlarged view, (b,e) 3D reconstruction map and (c,f) surface scanning energy spectrum of zones A (a～c) and B (d～f) of specimen No.1

產(chǎn)生元素富集主要是因?yàn)樵陔娮椟c(diǎn)焊后的冷卻過程中，熔核內(nèi)液態(tài)金屬凝固為非平衡凝固，已經(jīng)結(jié)晶的固相會(huì)向熔化的液相中排出一部分溶質(zhì)原子。由于電阻點(diǎn)焊凝固過程中的液相沒有對(duì)流或者外界的攪拌，因此無(wú)法將固相排出的溶質(zhì)原子快速地輸送到遠(yuǎn)處的液相中，在固液界面附近的液相中形成了濃度梯度。由于擴(kuò)散速度小，所以在固液界面前沿的液相中形成了元素富集，伴隨著柱狀晶的不斷長(zhǎng)大以及固液界面向液相中快速推移，溶質(zhì)原子不斷被推向最后的熔核中心，富集程度也越來(lái)越大，當(dāng)最后凝固的區(qū)域得不到充分的液體補(bǔ)充時(shí)，就在縮松處形成了元素富集[22]。

為了消除中錳鋼電阻點(diǎn)焊熔核區(qū)處的縮松，將電阻點(diǎn)焊的保載時(shí)間由原來(lái)的100 ms延長(zhǎng)至400 ms，得到2號(hào)試樣，其全景金相圖如圖4所示。對(duì)比100與400 ms電阻點(diǎn)焊試樣的全景金相圖(圖2與圖4)可知，當(dāng)電阻點(diǎn)焊的保載時(shí)間延長(zhǎng)至400 ms之后，熔核區(qū)中心線附近的縮松基本得以消除，達(dá)到了預(yù)期效果，說明延長(zhǎng)保載時(shí)間有利于消除點(diǎn)焊接頭的縮松。

圖4 2號(hào)電阻點(diǎn)焊試樣的全景金相圖Fig.4 Overall metallographic image of resistance spot welded specimen No.2

縮松得以消除的原因分析如下：一個(gè)完整的電阻點(diǎn)焊過程包括預(yù)壓階段、焊接階段和維持階段3個(gè)時(shí)序。保載時(shí)間的延長(zhǎng)實(shí)際上是增加了維持階段的時(shí)間。焊接階段是焊件加熱熔化形成液態(tài)熔核的階段，維持階段不再輸入熱量，液態(tài)熔核快速冷卻結(jié)晶。由于熔核體積小，且夾持在水冷電極間，冷卻速度較高，一般在幾周波時(shí)間內(nèi)凝固結(jié)束。如果無(wú)外力維持或者外力維持時(shí)間過短，液態(tài)收縮與凝固收縮時(shí)將產(chǎn)生三向拉應(yīng)力，最后凝固的部分得不到足夠的液體補(bǔ)充，容易產(chǎn)生縮松、縮孔等缺陷。然而，延長(zhǎng)保載時(shí)間意味著在電阻點(diǎn)焊冷卻的過程中，熔核承受更長(zhǎng)時(shí)間的電極壓力，使熔核凝固引起的收縮量得到更多補(bǔ)償，且提高熔核的凝固速度，減少乃至消除中心線凝固縮松的產(chǎn)生。

2.2 熔核區(qū)柱狀晶組織分析

由圖5可以看出，電阻點(diǎn)焊中錳鋼試樣熔核區(qū)的組織為柱狀晶。在電阻點(diǎn)焊冷卻的過程中，熔核內(nèi)液態(tài)金屬沿與散熱方向相反的方向以枝晶形式向熔核心部長(zhǎng)大。這是由于水冷電極及焊點(diǎn)周圍的母材具有較好的散熱作用，使熔核中的液態(tài)金屬過冷，并以自由能最低的熔核邊界半熔化狀態(tài)晶粒表面為晶核開始結(jié)晶。雖然在結(jié)晶前沿液體有適當(dāng)?shù)倪^冷度，但此過冷度不足以生成新的晶核，離柱狀晶前沿稍遠(yuǎn)處的液態(tài)金屬尚處于過熱狀態(tài)，無(wú)法另行生核，因此結(jié)晶需要靠晶粒的繼續(xù)長(zhǎng)大來(lái)進(jìn)行；晶粒長(zhǎng)大方向沿與散熱方向相反的方向以枝晶形式向熔核心部成長(zhǎng)，因?yàn)檫@個(gè)方向溫度梯度最大[23]。晶體的長(zhǎng)大速度是各向異性的，一次晶軸方向長(zhǎng)大速度最大，但是由于散熱條件的影響，只有那些一次晶軸方向平行于最大溫度梯度的晶粒長(zhǎng)大最快，迅速地并排優(yōu)先長(zhǎng)入液體中。由于這些優(yōu)先生長(zhǎng)的晶粒并排向液體中生長(zhǎng)，側(cè)面受到彼此的限制而不能側(cè)向生長(zhǎng)，只能沿與散熱方向相反的方向生長(zhǎng)，從而形成了柱狀晶區(qū)。但當(dāng)沿不同方向生長(zhǎng)的兩組柱狀晶相遇時(shí)，則會(huì)形成柱晶間界。

圖5 2號(hào)電阻點(diǎn)焊試樣的熔核區(qū)柱狀晶組織Fig.5 Columnar microstructure in nugget zone of resistance spot welded specimen No.2

3 結(jié)論

(1)保載時(shí)間為100 ms的1號(hào)試樣的熔核區(qū)處出現(xiàn)了長(zhǎng)度分別約為60與200 μm的凝固縮松，在縮松處伴有元素富集的現(xiàn)象，且縮松均分布在電阻點(diǎn)焊接頭的中心線處。而保載時(shí)間為400 ms的2號(hào)試樣的熔核區(qū)處未發(fā)現(xiàn)縮松，說明延長(zhǎng)電阻點(diǎn)焊的保載時(shí)間可以減少乃至消除中心線凝固縮松的產(chǎn)生，有利于提高焊接接頭的力學(xué)性能。

(2)電阻點(diǎn)焊接頭的熔核區(qū)為柱狀晶組織，受散熱方向的影響，柱狀晶主要沿板材的厚度方向生長(zhǎng)。