焊后熱處理對中錳鋼電阻點焊接頭組織及力學(xué)性能的影響

潘 華 雷 鳴

(1.寶山鋼鐵股份有限公司研究院汽車用鋼研究所，上海 201900；2.汽車用鋼開發(fā)與應(yīng)用技術(shù)國家重點實驗室，上海 201900)

溫室效應(yīng)和環(huán)境污染的加劇對汽車行業(yè)提出越來越高的要求，汽車每減重1%，可減少油耗0.6%～0.8%[1]，因而可通過降低汽車車身自重來減少汽車污染物的排放。但同時，由于汽車行業(yè)的發(fā)展，對于汽車的安全性，尤其是碰撞過程吸收能量的能力，提出了更高的要求。因此可通過將具有較高強塑積的鋼材應(yīng)用于汽車以滿足減重和保證安全性的要求[2]。有學(xué)者研究了第一代汽車用鋼，如烘烤硬化鋼[3]、無間隙原子鋼[4]和馬氏體鋼[5]，其強塑積一般為10～20 GPa·%，但已不能滿足汽車行業(yè)現(xiàn)有要求。第二代汽車用鋼主要以發(fā)生孿晶誘發(fā)塑性(twinning-induced plasticity, TWIP)效應(yīng)且添加大量合金元素的鋼材為主，兼具高塑性和高強度，強塑積可達(dá)50～70 GPa·%。但因含有大量的合金元素，導(dǎo)致在原料、冶煉、加工等方面的困難，從而增加了生產(chǎn)成本。為解決實際生產(chǎn)中的成本與汽車用鋼性能的矛盾，第三代汽車用鋼應(yīng)運而生。第三代汽車用鋼以中錳鋼和Q & P鋼為代表。中錳鋼在成本上低于第二代鋼，而性能高于第一代鋼，可在滿足現(xiàn)有汽車行業(yè)要求的同時兼具成本優(yōu)勢。中錳鋼的組織主要由鐵素體和亞穩(wěn)奧氏體組成，尺寸一般為納米級或微米級，有時也含有少量的馬氏體[6]，通過提高亞穩(wěn)奧氏體含量獲得顯著的相變誘發(fā)塑性(transformation-induced plasticity, TRIP)效應(yīng)，可實現(xiàn)強度與塑性的良好結(jié)合[7-8]。

電阻點焊因生產(chǎn)效率高而被廣泛應(yīng)用于汽車制造中。常用拉剪、十字拉伸和剝離試驗的承載指標(biāo)來評價焊點性能。試樣進行十字拉伸后的失效形式一般有以下3種：1)完全界面斷裂，裂紋途經(jīng)熱影響區(qū)和熔核區(qū)，并沿鋼板原始貼合面穿過熔核使接頭完全分離；2)部分界面斷裂，裂紋穿過熱影響區(qū)，進入熔核后發(fā)生轉(zhuǎn)折，最終沿板厚方向從焊點表面穿出，導(dǎo)致其中一塊板材在焊點處部分剝離；3)鈕扣斷裂，裂紋沿?zé)嵊绊憛^(qū)或母材處擴展，其中一塊板材中的熔核完全剝離。

由于中錳鋼中錳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4%～12%，碳當(dāng)量較高，所以中錳鋼應(yīng)用在汽車上可能存在可焊性較差的問題。本文主要通過焊后熱處理調(diào)控焊點內(nèi)部組織使接頭性能提高，并研究焊點內(nèi)部組織與性能之間的關(guān)系，以期為焊接工藝的優(yōu)化提供試驗依據(jù)。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗?zāi)覆倪x用1.4 mm厚的中錳鋼冷軋退火板，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 7Mn中錳鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

由于母材碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于0.18%，本文選用式(1)計算碳當(dāng)量[9]：

CE=C+Si/30+Mn/20+2P+4S

(1)

在汽車用鋼的接頭強度試驗中，一般認(rèn)為碳當(dāng)量大于0.24時，焊點容易以完全界面形式斷裂。試驗鋼的碳當(dāng)量為0.52，因此焊后會以完全界面斷裂的形式失效。

將兩塊尺寸為150 mm (長)×50 mm(寬)的板材，采用如圖1和表2所示的工藝焊接獲得符合EN ISO 14272: 2016的十字拉伸試樣。

I1、I2和I3為焊接電流，t1、t2和t3為焊接時間，tC1和tC2為冷卻時間，tH為保載時間，F(xiàn)為電極壓力

表2 焊接工藝參數(shù)

對焊態(tài)試樣進行回火，依據(jù)式(2)馬氏體開始轉(zhuǎn)變點(Ms)的經(jīng)驗公式[10]確定回火溫度：

Ms=475.9-335.1C-34.5Mn-

1.3Si +11.67lndγ

(2)

式中dγ表示奧氏體晶粒尺寸。但由于焊點內(nèi)部在高速冷卻條件下難以存在奧氏體，因而舍去該項。根據(jù)試驗鋼的化學(xué)成分計算得到MS點約191 ℃，將焊態(tài)試樣(工藝2)在SXL-1200C箱式電阻爐中加熱至250 ℃，分別保溫15和30 min后出爐空冷，記為H1和H2。

1.2 試驗方法

十字拉伸試驗在INSTRON 5581拉伸機上進行，試驗速率為10 mm/min，每組參數(shù)選取3個試樣進行拉伸，取平均值。金相試樣經(jīng)磨、拋后，用飽和苦味酸酒精溶液腐蝕約40～60 s，然后使用Imager A2m蔡司金相顯微鏡觀察顯微組織。使用體積分?jǐn)?shù)為2%的硝酸酒精溶液腐蝕試樣約10 s，然后使用SUI510掃描電子顯微鏡觀察焊點顯微組織及斷口形貌。采用Zwick/Roell (MH-5L)硬度計測試焊接接頭硬度分布，試驗力為500 g，保載時間為10 s。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

使用兩個電流脈沖的焊接工藝有助于提高焊點的十字拉伸性能[11]，因而采用含有兩個電流脈沖的工藝進行焊接，即工藝1。采用工藝1焊接獲得不產(chǎn)生飛濺且熔核直徑最大的W0試樣，其焊接接頭顯微組織如圖2所示?？梢钥闯觯捎霉に?焊接，熔核中心產(chǎn)生了縮孔、縮松等焊接缺陷，顯然該焊接工藝需要調(diào)整。通過增加電極壓力和熱輸入量可以減少縮孔、縮松的產(chǎn)生[12]。但在當(dāng)前工藝條件下，電極壓力已達(dá)到設(shè)備最大值，因此可以通過調(diào)節(jié)熱輸入量來降低產(chǎn)生這類缺陷的概率。此外，由于增加回火脈沖可調(diào)節(jié)熔核內(nèi)部組織，并有助于進一步提高焊點力學(xué)性能[13]，因此在2個脈沖后增加第3個脈沖(工藝2)，以達(dá)到使縮孔、縮松缺陷在熱及電極壓力作用下彌合，并改善熔核內(nèi)部組織的效果。使用工藝2焊接獲得的W1試樣的全貌如圖3所示，未觀察到縮孔、縮松等缺陷。

圖2 W0試樣焊接接頭顯微組織

圖3 W1試樣焊接接頭的全貌圖

2.2 力學(xué)性能及斷裂位置

十字拉伸試驗結(jié)果如表3所示。從表中可以看出，焊態(tài)W1試樣、熱處理態(tài)H1和H2試樣的平均拉斷載荷分別為1.8、5.1和4.9 kN，拉斷載荷最高提升了2.8倍。因此，焊后回火能有效改善焊點的力學(xué)性能，且回火保溫時間的延長對焊點性能的影響較小。

表3 十字拉伸試驗結(jié)果

焊態(tài)W1試樣的十字拉伸斷口形貌如圖4所示，未觀察到因縮孔縮松而表現(xiàn)出的樹枝晶形貌。從圖4(a)可見，W1試樣以完全界面斷裂的形式失效，即在拉伸過程中，裂紋直接沿鋼板貼合面擴展進入熱影響區(qū)，并貫穿熔核，致使接頭完全分離。由于熔核靠近邊緣的金屬液是在電極和板材的共同作用下凝固，以柱狀晶形式生長，并呈放射狀排布在熔核內(nèi)，因而在斷口上表現(xiàn)出放射狀，其典型形貌如圖4(b)所示。在熔核內(nèi)位于電極下方的部分，由于金屬液幾乎完全在電極的作用下冷卻，晶粒沿垂直于板面且與散熱方向相反的方向生長，因而斷口形貌與外緣部分不同，呈近似等軸狀，如圖4(c)所示。圖4(b、c)中斷口形貌都表現(xiàn)出明顯的脆性斷裂特征，具有明顯的解理面，說明焊態(tài)W1試樣以解理方式斷裂，裂紋容易擴展，十字拉伸性能較低。

圖4 焊態(tài)W1試樣的斷口形貌

熱處理態(tài)H1和H2試樣斷口的宏觀形貌如圖5(a、d)所示，裂紋先從焊點的外圍萌生并沿鋼板貼合面擴展，進入熱影響區(qū)，再擴展進入熔核；當(dāng)裂紋擴展至沿板厚方向生長的晶粒附近時，發(fā)生偏轉(zhuǎn)，改為沿板厚方向擴展，直至部分熔核被拉出，接頭分離。上述裂紋擴展過程中，相比于焊態(tài)W1試樣的斷口，裂紋擴展新生表面的面積更大，需要消耗更多的外界能量。圖5(b、c)和圖5(e、f)分別為H1和H2試樣斷口類似放射狀晶粒形貌。與焊態(tài)W1試樣的斷口相比，熱處理態(tài)試樣的斷口出現(xiàn)了可消耗更多能量的等軸狀韌窩，所以其十字拉伸性能顯著提高，失效形式和斷裂機制分別轉(zhuǎn)變?yōu)椴糠纸缑鏀嗔押蜏?zhǔn)解理斷裂，這與熔核組織的變化有關(guān)。

2.3 顯微硬度

焊態(tài)與熱處理態(tài)試樣焊接接頭的顯微硬度分布如圖6所示。從圖中可以看出，焊態(tài)W0試樣熔核區(qū)的硬度最高，約為510 HV0.5；焊態(tài)W1試樣熔核區(qū)的硬度略有降低。焊態(tài)試樣都表現(xiàn)出越靠近熔核中心線處硬度越低的現(xiàn)象，中心線處的硬度值約為490 HV0.5。由于焊點兩側(cè)在與電極的接觸下開始凝固，且凝固速率接近，因而此處為最終凝固區(qū)域，而且溶質(zhì)再分配現(xiàn)象容易促進這一區(qū)域出現(xiàn)元素富集，易出現(xiàn)縮孔、縮松缺陷[14]。因此，焊態(tài)試樣靠近熔核中心線附近的硬度下降可能與縮孔、縮松及元素偏析有關(guān)。熱處理態(tài)H1和H2試樣熔核區(qū)的硬度分別降低至450和435 HV0.5左右；熱影響區(qū)的硬度仍然較高，但分布發(fā)生明顯變化，即在靠近熔核部分的硬度明顯降低，但仍是焊點硬度的峰值。在熱影響區(qū)內(nèi)，靠近熔核部分受熱嚴(yán)重，溫度高于AC3點，組織轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，焊后冷卻過程中轉(zhuǎn)變成馬氏體，回火后與熔核組織一樣，都發(fā)生了明顯變化，致使硬度降低；隨著與熔核中心距離的增加，熱影響區(qū)馬氏體含量逐漸減少，回火越不充分，硬度逐漸降低。

圖6 焊態(tài)與熱處理態(tài)試樣的硬度分布

2.4 熔核內(nèi)組織

圖7是焊態(tài)W1、熱處理態(tài)H1和H2試樣的熔核內(nèi)組織。從圖7(a～c)中可以看出，回火前后熔核內(nèi)都為明顯的樹枝晶和柱狀晶。焊接冷卻一般為急冷，熔核內(nèi)的冷卻速率可以達(dá)到105℃/s[15]。熔核內(nèi)熔融的金屬液在熔核邊緣形核且有樹枝晶向熔核中心迅速生長[16]，由于兩側(cè)電極及內(nèi)部水流速率相同，因而兩側(cè)的冷卻速率相近，晶粒的生長速率也接近，所以熔核中心的結(jié)合面處一般為最終凝固區(qū)域。凝固過程中存在的溶質(zhì)再分配規(guī)律易使此處發(fā)生溶質(zhì)富集，導(dǎo)致焊點在這一位置的結(jié)合力較差，而且樹枝晶生成過程中存在的溶質(zhì)再分配規(guī)律易使晶界之間也發(fā)生Mn元素富集，而中錳鋼晶界之間的錳元素可明顯削弱材料韌性[17]，導(dǎo)致焊點性能較低。此外，由于焊接時的冷卻速率極快，過冷度大，熔核中的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的驅(qū)動力大，易生成馬氏體，韌性相對較差，因此焊態(tài)W1試樣在拉伸時以完全界面斷裂形式失效，并在斷口表面呈現(xiàn)出解理斷裂的特征。

如圖7(d～f)所示，焊態(tài)W1試樣熔核內(nèi)組織基本為馬氏體，熱處理態(tài)H1和H2試樣為回火馬氏體。焊點內(nèi)的韌性組織有利于提高焊點的十字拉伸強度[18-19]。熱處理態(tài)試樣在十字拉伸過程中，當(dāng)裂紋擴展并進入熔核時，裂紋尖端受到熔核內(nèi)韌性較好的回火馬氏體阻礙，出現(xiàn)了韌窩，裂紋擴展需消耗更多的能量。當(dāng)裂紋沿結(jié)合面擴展至垂直結(jié)合面生長的晶粒附近時，由于這一區(qū)域得到強化，裂紋難以貫穿，所以轉(zhuǎn)向阻礙較小的板厚方向，裂紋擴展新生成的面積更大，消耗更多的外部能量，從而表現(xiàn)出更高的十字拉伸強度。此外，焊點的缺口尖端易產(chǎn)生局部應(yīng)力[20]，回火后可減緩部分的應(yīng)力集中，使裂紋開始擴展所需能量增加，這也有助于提高焊點的十字拉伸性能。圖7(g～i)和圖7(j～l)分別為熱影響區(qū)組織的OM和SEM形貌，可見焊態(tài)W1試樣的熱影響區(qū)為馬氏體，熱處理態(tài)H1和H2試樣的熱影響區(qū)為回火馬氏體。

3 結(jié)論

(1)焊態(tài)W1試樣、熱處理態(tài)H1和H2試樣的平均拉斷載荷分別為1.8、5.1和4.9 kN，熱處理后接頭十字拉斷載荷最高提高了2.8倍。

(2)焊態(tài)W1試樣點焊接頭以完全界面斷裂形式失效，斷裂機制為解理斷裂。焊后熱處理態(tài)H1和H2試樣點焊接頭以部分界面斷裂形式失效，斷口為準(zhǔn)解理斷裂。

(3)焊態(tài)試樣熔核區(qū)組織為馬氏體，熱處理態(tài)試樣熔核區(qū)組織為回火馬氏體；焊后回火可有效改善熔核組織的韌性，從而顯著提高接頭的性能。