DP980雙相鋼CMT焊接接頭組織及性能

劉巖， 劉兆真， 陳永滿， 賀春林， 鞠小龍

(1.遼寧省先進(jìn)材料制備技術(shù)重點實驗室，沈陽110044；2. 沈陽大學(xué)，沈陽 110044)

創(chuàng)新點： (1)針對汽車用鋼薄板焊接的難點，提出具有低熱輸入焊接特點的CMT工藝。

0 前言

DP980雙相鋼是一種兼并鐵素體與馬氏體雙相組織的先進(jìn)高強(qiáng)鋼[1-2]，其抗拉強(qiáng)度可達(dá)980 MPa，同時具有良好的韌性及成形性特點，因其造價低廉、力學(xué)性能良好而在機(jī)械制造中廣泛應(yīng)用，如汽車擋板、安全籠架及防護(hù)桿等[3-4]。傳統(tǒng)高強(qiáng)鋼的焊接往往采用鎢極惰性氣體保護(hù)焊與熔化極惰性氣體保護(hù)焊等，在焊接過程中常產(chǎn)生飛濺現(xiàn)象而影響焊接質(zhì)量，需要在焊接時盡量減少或避免飛濺等現(xiàn)象的產(chǎn)生[5-6]。冷金屬過渡(Cold metal transfer，CMT)焊接是一種新型的、改進(jìn)的熔化極惰性氣體保護(hù)焊焊接技術(shù)[7-8]，采用此種方法進(jìn)行焊接時，通過數(shù)控焊機(jī)技術(shù)可將電流快速精確地降低至零，熔滴與回抽的焊絲分離進(jìn)而相對“冷”地過渡到熔池中，因此可有效防止焊接過程中的飛濺現(xiàn)象[9-10]。

近年來，雙相鋼已成為市場中極具競爭力的新型汽車加工原材料，應(yīng)用比例逐年遞增[11]。由于目前沒有與之完全匹配的雙相鋼焊絲或標(biāo)準(zhǔn)化的焊接方法，針對DP980雙相鋼的焊接問題仍處于研究階段[12-14]?，F(xiàn)如今，對于DP980雙相鋼相對研究較廣的焊接方法有電阻點焊與激光焊接，如賀地求等人[15]采用中頻電阻焊機(jī)對DP980雙相鋼進(jìn)行焊接試驗，研究不同焊接工藝參數(shù)對焊接接頭顯微組織及力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明焊接電流過大或焊接時間過長都將出現(xiàn)飛濺問題；翟戰(zhàn)江等人[16]采用YLS-2000光纖激光器的3種激光焊接方法焊接DP980雙相鋼，發(fā)現(xiàn)3種焊接方法下熱影響區(qū)都存在不同程度的軟化現(xiàn)象，軟化區(qū)面積隨熱輸入量的增大而增大；王金鳳等人[17]采用Nd:YAG固體激光器拼接DP980雙相鋼與22MnB5鋼，發(fā)現(xiàn)只有DP980雙相鋼一側(cè)存在軟化現(xiàn)象，而軟化區(qū)硬度達(dá)母材75%。

針對上述問題，文中采用CMT焊接技術(shù)對DP980雙相鋼進(jìn)行焊接試驗，利用CMT短路過渡原理與低熱輸入特點，解決實際生產(chǎn)應(yīng)用中傳統(tǒng)焊接工藝焊接DP980雙相鋼出現(xiàn)飛濺及接頭力學(xué)性能不高等問題，通過調(diào)整送絲速度與焊接速度工藝參數(shù)，主要研究熱輸入對DP980雙相鋼焊接接頭顯微組織和力學(xué)性能的影響。

1 試驗材料與方法

試驗?zāi)覆臑?.2 mm厚的DP980馬氏體+鐵素體雙相鋼，其化學(xué)成分見表1。試驗前對每組長寬尺寸為150 mm×125 mm試板進(jìn)行打磨+丙酮擦拭處理以去除表面氧化膜及油污，選擇φ1.0 mm的ER120S-G焊絲作為TPS-3200型號CMT焊接設(shè)備的焊接材料，焊絲化學(xué)成分見表2。CMT電源極性為直流正接，焊接方式為與工作臺呈70°夾角的搭接焊，使用夾具固定兩板搭接疊放相交長度為11 mm，送絲速度為3～6 m/min，焊接速度為350～600 mm/min，保護(hù)氣體配比為80%Ar+20%CO2，保護(hù)氣體流量為25 L/min，弧長修正系數(shù)為0%。

表1 DP980雙相鋼及ER120S-G焊絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

采用DK7763線切割機(jī)將焊件切割成長寬30 mm×10 mm的金相試樣，每組焊接參數(shù)下取3組試樣，并對試樣截面進(jìn)行研磨、拋光和4%硝酸酒精試劑腐蝕，在日立S-4800場發(fā)射電子顯微鏡和OLYMPUS-CK40M光學(xué)顯微鏡下觀察焊接接頭顯微組織形貌，根據(jù)GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測定法》測量并記錄粗晶區(qū)晶粒尺寸。

采用402MVD數(shù)顯維氏硬度儀對試樣顯微硬度進(jìn)行測試，每隔300 μm測試一個點，實測40個點，加載載荷1.96 N，加載時間15 s，記錄測量結(jié)果并繪制Origin折線圖。采用WDW-100B的微機(jī)控制電子萬能試驗機(jī)對試樣抗拉強(qiáng)度進(jìn)行測試，拉伸速度為2 mm/min，同樣取3組試樣平均值作為最終抗拉強(qiáng)度測試結(jié)果，并觀察拉伸試樣斷口的SEM組織圖。

2 結(jié)果及分析

2.1 焊接接頭典型顯微組織分析

在送絲速度為4 m/min、焊接速度為500 mm/min條件下，在掃描電鏡下的焊接接頭SEM形貌如圖1所示。以該焊接工藝參數(shù)為例，對接頭各區(qū)域組織進(jìn)行顯微分析。母材區(qū)顯微組織如圖1a所示，主要為馬氏體和鐵素體，其中馬氏體為“島狀”結(jié)構(gòu)；而鐵素體是雙相鋼中的基體組織，表面“光滑”，沒有明顯的析出相，鐵素體的存在使材料具備了良好的塑性。焊縫區(qū)SEM形貌如圖1b所示，焊縫區(qū)板條狀馬氏體富集，板條馬氏體是熔融態(tài)的奧氏體經(jīng)過快速冷卻形成的，具有各向異性。

圖1 焊接接頭各區(qū)SEM形貌

焊接接頭熱影響區(qū)(Heat affected zone, HAZ)按照相變程度可劃分為完全相變區(qū)和不完全相變區(qū)，而完全相變區(qū)按晶粒大小可劃分為粗晶區(qū)與細(xì)晶區(qū)。其中粗晶區(qū)組織形貌如圖1c所示，主要由板條馬氏體、貝氏體及少量鐵素體組成。由于焊接過程的熱輸入溫度已經(jīng)超出母材的Ac3溫度，原始晶粒重熔后奧氏體化，經(jīng)過冷后形成馬氏體、貝氏體和少量鐵素體。但由于焊接過程粗晶區(qū)靠近熔合線，焊接熱輸入高，晶粒過冷速度慢，晶粒隨保溫時間延長而充分長大，因此粗晶區(qū)的晶粒尺寸粗大。細(xì)晶區(qū)組織如圖1d所示，細(xì)晶區(qū)主要組織為馬氏體與貝氏體，其中貝氏體比例較高。同樣因為到達(dá)Ac3溫度，晶粒重熔奧氏體化，但由于細(xì)晶區(qū)相對粗晶區(qū)遠(yuǎn)離熔合線，所以熱輸入相對較低，保溫時間相對較短，重熔后的晶粒來不及長大就直接過冷形成了細(xì)小的貝氏體組織。

不完全相變區(qū)(也被稱為軟化區(qū))組織如圖1e所示，該區(qū)組織由鐵素體和兩種不同特征的馬氏體構(gòu)成，即原始晶粒中未發(fā)生相變的馬氏體和鐵素體與發(fā)生部分相變的新生馬氏體和新生鐵素體構(gòu)成。由于熱輸入循環(huán)較快，原始組織中參與相變的鐵素體組織較少，但在靠近相變區(qū)附近經(jīng)過熱循環(huán)過冷后生成新生鐵素體，導(dǎo)致鐵素體總含量增多。由于部分相變區(qū)中硬質(zhì)馬氏體相減少，韌性鐵素體相富集，材料硬度降低，韌性增強(qiáng)。

2.2 送絲速度對焊接接頭微觀組織的影響

在焊接速度為500 mm/min條件下，研究不同送絲速度對焊接接頭微觀組織的影響，OM檢測結(jié)果如圖2所示。由圖2a、圖2b可知，送絲速度為3 m/min時的粗晶區(qū)晶粒尺寸小于送絲速度為6 m/min。隨著送絲速度增大由3 m/min增大至6 m/min，焊接電流從104 A提高至178 A，導(dǎo)致焊接熱輸入增大。由于熱輸入增大，再結(jié)晶溫度升高，焊接接頭相對保溫時間延長，晶粒充分長大而形成粗大馬氏體晶粒。測量粗晶區(qū)實際晶粒尺寸見表2。當(dāng)送絲速度為3 m/min時，粗晶區(qū)晶粒尺寸為13.89 μm，而當(dāng)送絲速度為6 m/min時，粗晶區(qū)晶粒尺寸遠(yuǎn)高于送絲速度為3 m/min的晶粒尺寸，達(dá)到25.17 μm。因此，在CMT焊接過程中，送絲速度增大導(dǎo)致熱輸入增大，間接導(dǎo)致晶粒過冷速度減慢而保溫時間延長，致使焊接接頭晶粒粗大。

圖2 不同送絲速度下粗晶區(qū)OM形貌

表2 不同送絲速度下焊接接頭粗晶區(qū)晶粒尺寸

2.3 焊接速度對焊接接頭微觀組織的影響

在送絲速度為4 m/min條件下，研究CMT模式下焊接速度對焊接接頭微觀組織的影響，OM形貌如圖3所示。當(dāng)焊接速度為350 mm/min時，粗晶區(qū)晶粒尺寸大于焊接速度為600 mm/min。這是由于隨著焊接速度增大，送絲速度不變的情況下，焊槍焊接時移動速度越快，單位面積內(nèi)焊絲熔化量減少，熱輸入減小，過冷速度相對加快，保溫時間縮短，導(dǎo)致粗晶區(qū)晶粒尺寸隨焊接速度的增大而減小。測量粗晶區(qū)實際晶粒尺寸見表3，隨著焊接速度增大，焊接熱輸入減小，造成粗晶區(qū)晶粒尺寸減小。當(dāng)焊接速度為350 mm/min時，粗晶區(qū)晶粒尺寸為26.86 μm，而當(dāng)焊接速度為600 mm/min時，粗晶區(qū)晶粒尺寸遠(yuǎn)低于焊接速度為350 mm/min的晶粒尺寸，僅達(dá)16.11 μm。因此，與送絲速度相反，焊接速度增快使熱輸入減少，過冷速度加快，保溫時間縮短，導(dǎo)致晶粒形核速度增快，晶粒細(xì)化。

圖3 不同焊接速度下粗晶區(qū)OM形貌

表3 不同焊接速度下焊接接頭粗晶區(qū)晶粒尺寸

2.4 焊接接頭顯微硬度分析

在不同送絲速度與不同焊接速度下研究焊接接頭顯微組織硬度的演變規(guī)律，如圖4和圖5所示。圖4中在送絲速度為3 m/min與6 m/min時，接頭硬度整體變化趨勢相似，不同的是，在送絲速度為3 m/min時平均硬度要高于6 m/min，這是由于送絲速度慢，晶粒過冷速度相對較快，晶粒細(xì)化，從而起細(xì)晶強(qiáng)化作用，使接頭硬度增加。而圖5中焊接速度為600 mm/min時要比焊接速度為350 mm/min時晶粒細(xì)小，熱輸入低，平均硬度更高。增加送絲速度和減小焊接速度都能使熱輸入增大，導(dǎo)致軟化區(qū)范圍增大，材料整體硬度下降、塑性提升，材料易于在此處發(fā)生塑性變形，嚴(yán)重時則造成材料斷裂失效。由于熱輸入增大導(dǎo)致冷卻速度減慢，造成晶粒粗大的現(xiàn)象，而熱輸入過高將導(dǎo)致板材燒損的不良后果。因此，為了制備焊接性能良好的材料就要適當(dāng)?shù)販p少送絲速度及適當(dāng)?shù)卦龃蠛附铀俣取?/p>

圖4 不同送絲速度下的焊接接頭顯微硬度

圖5 不同焊接速度下的焊接接頭顯微硬度

結(jié)合圖4與圖5分析還可發(fā)現(xiàn)，接頭硬度分布呈高—低—較高趨勢對稱分布。母材的平均顯微硬度為320 HV，高硬度區(qū)域是焊接接頭中的焊縫區(qū)域及完全相變細(xì)晶區(qū)，此區(qū)域平均顯微硬度達(dá)400 HV，與母材比焊縫區(qū)硬度提升了25%。發(fā)生相變后產(chǎn)生更多的硬質(zhì)馬氏體相使材料硬度提升，并觀察到顯微硬度圖中存在一個420 HV硬度峰值，即細(xì)晶區(qū)的最高硬度，此區(qū)域的馬氏體與貝氏體晶粒尺寸更加細(xì)化，遠(yuǎn)小于相鄰的粗晶粒區(qū)域，起細(xì)晶強(qiáng)化作用，所以此區(qū)域硬度最高。低硬度區(qū)域即焊接接頭中部分相變區(qū)，也稱為軟化區(qū)。軟化區(qū)是以母材區(qū)為基體，在其原始的鐵素體與馬氏體組織基礎(chǔ)上，經(jīng)過一定熱循環(huán)，使輸入溫度高于Ac1溫度線，發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)化，導(dǎo)致不完全相變區(qū)中局部鐵素體富集形成軟化區(qū)。此區(qū)域由于鐵素體大量析出，導(dǎo)致硬度大幅下降，最低達(dá)260 HV，與母材相比硬度降低了18.75%，但CMT焊接方法得到的軟化區(qū)最低硬度與文獻(xiàn)[17]激光焊接方法相比有所提升。

2.5 焊接接頭拉伸性能分析

對DP980雙相鋼焊接接頭進(jìn)行拉伸試驗分析，焊接接頭抗拉強(qiáng)度測量結(jié)果見表4。在送絲速度為3 m/min和焊接速度為500 mm/min條件下，試樣最大抗拉強(qiáng)度為967 MPa，與母材抗拉強(qiáng)度980 MPa相近，說明采用CMT焊接DP980雙相鋼可制備成形性與力學(xué)性能優(yōu)良的工件。

表4 焊接接頭抗拉強(qiáng)度測量結(jié)果 MPa

表4中存在440 MPa與462 MPa的拉伸件，這是由于在這種焊接參數(shù)下，送絲速度過慢而焊接速度又過快，雖然宏觀上得到焊好的焊件，但實際上2個工件并沒有完全重熔連接在一起，極易發(fā)生斷裂，且斷裂在焊縫處。而表中“—”則代表成形性能差的試樣，與440 MPa焊件相反，是由于送絲速度過快而焊接速度過慢，熱輸入過高而出現(xiàn)了焊穿現(xiàn)象。其余焊件抗拉強(qiáng)度均在母材抗拉強(qiáng)度的85%(即833 MPa)以上，符合生產(chǎn)標(biāo)準(zhǔn)，屬于合格產(chǎn)品。與文獻(xiàn)[16]相比，CMT焊接DP980雙相鋼可得到晶粒細(xì)小、性能良好的焊接接頭，且CMT焊接方法與激光焊接相比更加節(jié)省能源，達(dá)到降低制造成本的目的。

與母材相比，焊件接頭斷裂于熱影響區(qū)位置，由顯微組織分析易知，此斷裂位置為軟化區(qū)，該區(qū)域發(fā)生不完全相變，鐵素體含量增多，材料強(qiáng)度降低，韌性升高，斷口不平整，發(fā)生韌性斷裂。而當(dāng)送絲速度過慢而焊接速度又過快時，焊縫結(jié)合力差，焊縫強(qiáng)度低，拉伸件在焊縫位置容易發(fā)生斷裂。焊接接頭各區(qū)域結(jié)構(gòu)復(fù)雜，存在完全相變區(qū)及不完全相變區(qū)。在最大拉伸載荷增大的條件下，不完全相變區(qū)鐵素體富集，造成該區(qū)強(qiáng)度低的現(xiàn)象。在抵抗不了拉應(yīng)力時，易于在軟化區(qū)發(fā)生斷裂。

對DP980雙相鋼母材及焊件接頭斷口進(jìn)行顯微分析，其斷口SEM形貌如圖6所示?？芍?，母材及焊接接頭斷口均存在大量韌窩，屬于微孔聚集型斷裂。斷口在受拉應(yīng)力的同時鐵素體發(fā)生塑性形變，由于鐵素體具有各向異性，造成應(yīng)力分布不均勻，在微孔處產(chǎn)生三向應(yīng)力集中，容易在晶界處產(chǎn)生微裂紋，斷口組織在裂紋萌生階段伴隨著裂紋擴(kuò)展和合并，由此生成了韌窩。但不同的是，母材斷口處韌窩尺寸大于接頭斷口處韌窩尺寸，韌窩越大則表明發(fā)生斷裂時緩沖空間越大，拉伸位移越大，材料抵抗斷裂能力則越強(qiáng)，故焊接接頭塑性略低于母材。

圖6 拉伸斷口SEM形貌

3 結(jié)論

(1)采用CMT對DP980雙相鋼進(jìn)行搭接焊，可獲得外觀無明顯焊接缺陷、成形性良好的搭接焊件。其中焊接接頭的組織由新生板條狀馬氏體、貝氏體及鐵素體構(gòu)成，焊縫主要含有馬氏體組織。

(2)在焊接速度一定的條件下，送絲速度從3 m/min增加至6 m/min時，粗晶區(qū)晶粒尺寸由13.89 μm增加至25.17 μm；而在送絲速度一定的條件下，焊接速度從350 mm/min增加至600 mm/min時，粗晶區(qū)晶粒尺寸由26.86 μm減小至16.11 μm。

(3)焊縫區(qū)域顯微硬度平均值為400 HV，與母材硬度相比提升了25%，完全相變細(xì)晶區(qū)硬度值最高達(dá)到420 HV；但在靠近母材一側(cè)的熱影響區(qū)附近存在軟化區(qū)，由于其顯微組織中新生鐵素體相富集、馬氏體減少，硬度降低至260 HV。

(4)DP980最佳CMT焊接工藝參數(shù)為送絲速度為3 m/min、焊接速度為500 mm/min，此時粗晶區(qū)晶粒尺寸為13.89 μm，抗拉強(qiáng)度達(dá)967 MPa，焊接接頭斷裂于熱影響區(qū)中的軟化區(qū)，斷口屬于韌性斷裂。