賀地求，袁蒙，賴瑞林

（1.中南大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院，湖南長沙 410083；2.中南大學(xué)高性能復(fù)雜制造國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南長沙 410083；3.中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南長沙 410083）

馬氏體先進(jìn)高強(qiáng)度鋼（MS-AHSS）與其他先進(jìn)高強(qiáng)鋼不同之處在于其具有單一的馬氏體微觀組織結(jié)構(gòu)，只存在少量的鐵素體或貝氏體，雖塑性較差，但具有較高的強(qiáng)度.高強(qiáng)低合金鋼（HSLA-AHSS）是一類在普通碳素鋼基礎(chǔ)上，添加了低于3%的合金元素的高強(qiáng)鋼，其強(qiáng)度較相同碳含量碳素鋼有明顯提高，是為適應(yīng)大型構(gòu)件輕量化、提高可靠性及節(jié)約鋼材的需求發(fā)展而來的[1-2].

車身焊接方法之中，電阻點(diǎn)焊應(yīng)用最為廣泛，其在先進(jìn)高強(qiáng)鋼焊接上的應(yīng)用成為人們研究的熱點(diǎn).Sobhani[3]等人研究了雙相不銹鋼DSS2304 與馬氏體鋼MS1200 異種鋼電阻點(diǎn)焊，發(fā)現(xiàn)熔核尺寸是控制拉拔模式下拉拔失效分?jǐn)?shù)、承載能力的關(guān)鍵因素；Shirmohammadi[4]等人發(fā)現(xiàn)，經(jīng)不同初始熱處理下馬氏體鋼AISI420 電阻點(diǎn)焊熔核區(qū)與母材組織基本相同，主要為馬氏體和少量鐵素體.Pouranvari[5]等人研究了馬氏體鋼MS1200 電阻點(diǎn)焊接頭組織和拉剪力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)熔核區(qū)硬度接近母材，而熱影響區(qū)硬度較母材差距較大，考慮熔核區(qū)硬度以及亞臨界熱影響區(qū)中馬氏體回火引起的熱影響區(qū)軟化，可以解釋界面破壞到拔出破壞的轉(zhuǎn)變.Cortes[6]等人研究了六種不同化學(xué)成分的低合金TRIP 鋼的電阻點(diǎn)焊接頭組織與性能，發(fā)現(xiàn)熔核區(qū)非金屬夾雜物含量高于母材區(qū)與熱影響區(qū)，殘余奧氏體、非金屬夾雜物含量會影響接頭力學(xué)性能.Khan[7]等人研究高強(qiáng)低合金鋼電阻點(diǎn)焊的顯微組織以及熔核區(qū)化學(xué)成分與硬度之間的關(guān)系.發(fā)現(xiàn)臨界熱影響區(qū)由溶解的鐵素體和彌散的馬氏體島組成，熔核區(qū)和粗晶熱影響區(qū)由馬氏體組成，且粗晶區(qū)同時(shí)存在鐵素體和貝氏體組織.熔核區(qū)的硬度隨碳當(dāng)量升高而升高.

高強(qiáng)低合金鋼、馬氏體高強(qiáng)鋼在汽車車身制造中使用量極大，高速列車轉(zhuǎn)向架制造中也存在二者焊接的應(yīng)用[8]，研究MS/HSLA 異種鋼的電阻點(diǎn)焊，有助于實(shí)際產(chǎn)品結(jié)構(gòu)優(yōu)化、減少成本.而異種鋼不同的機(jī)械和冶金性能會影響電阻點(diǎn)焊過程，熔核中的組織也可能受到母材混合的影響.本文旨在探討MS1400 與HSLA420 在電阻點(diǎn)焊中的組織演變行為.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)使用1.2 mm 厚冷軋MS1400 試樣與1.2 mm 厚HSLA420 試樣進(jìn)行焊接，兩種材料含碳量均低于0.77%，均為亞共析鋼，具體化學(xué)成分見表1，力學(xué)性能見表2.

表1 試驗(yàn)材料化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Tab.1 Chemical compositions of materials（w/%）

表2 試驗(yàn)材料力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of materials

試驗(yàn)利用HERON DB-440 型固定式中頻電阻點(diǎn)焊機(jī)，上下電極均采用端面直徑為6 mm 的CuCr合金球形電極，在如圖1 所示的焊接參數(shù)區(qū)間，通過改變焊接時(shí)間（TW）、焊接壓力（Fe）、焊接電流（Iw），得到拉剪試樣后在SUSUT CMT-5105 型力學(xué)試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉剪試驗(yàn)，通過產(chǎn)生拔出失效模式來確定較優(yōu)的點(diǎn)焊工藝參數(shù).將金相分析樣打磨拋光后，用HV-1000A 型維氏硬度機(jī)對焊點(diǎn)的熔核橫截面采取對角式硬度試驗(yàn)，即以熔核形狀中心為0 點(diǎn)，一側(cè)向馬氏體鋼方向、一側(cè)向低合金高強(qiáng)鋼方向以適當(dāng)間隔取點(diǎn)測量.利用4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，在掃描電鏡（SEM）下觀察金相組織形貌.

圖1 焊接參數(shù)區(qū)間Fig.1 Range of welding parameters

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 點(diǎn)焊斷裂模式分析

點(diǎn)焊試樣的失效模式如圖2 所示，包括界面斷裂（IF）、拔出斷裂（PF）和部分拔出斷裂（P-PF）三種.失效模式與熔核尺寸、焊接參數(shù)的關(guān)系如圖3 所示.焊接時(shí)間短，焊接電流低會導(dǎo)致點(diǎn)焊熔核直徑過小，容易產(chǎn)生界面斷裂；當(dāng)焊接時(shí)間過長以及焊接電流過大時(shí)，輸入熱量過多，會產(chǎn)生飛濺，出現(xiàn)部分拔出斷裂的失效模式.因此，焊接電流過大、焊接時(shí)間過長對焊點(diǎn)的破壞形式有著不利影響.總體上熔核直徑、力學(xué)性能均為PF＞P-PF＞IF.熔核直徑超過4.4 mm 基本為拔出失效或伴有飛濺產(chǎn)生的部分拔出失效.當(dāng)MS1400/HSLA420 電阻點(diǎn)焊工藝參數(shù)為TW=300 ms、Fe=4 kN、Iw=7 kA 時(shí)，焊接過程未產(chǎn)生飛濺且熔核尺寸較大，拉剪試驗(yàn)的剪切應(yīng)力最大，故確定此參數(shù)為較優(yōu)工藝參數(shù).

圖2 MS1400/HSLA420 點(diǎn)焊試樣失效模式Fig.2 MS1400/HSLA420 failure mode

圖3 失效模式分布Fig.3 The distribution of failure mode

2.2 接頭組織演化過程分析

2.2.1 組織演變分析

如圖4 對應(yīng)關(guān)系所示，鋼電阻點(diǎn)焊過程的組織演變分析可參考Fe-C 相圖[9]亞共析鋼的相變規(guī)律，但電阻點(diǎn)焊過程中快速循環(huán)冷卻水產(chǎn)生的的快速冷卻速率對熔核區(qū)的最終微觀組織結(jié)構(gòu)有顯著影響.

圖4 焊點(diǎn)各區(qū)域與相圖對應(yīng)關(guān)系Fig.4 Corresponding relationship between each area of joint and Fe-C phase diagram

根據(jù)式（1），使用Gould[10-11]模型可以計(jì)算電阻點(diǎn)焊過程中的冷卻速率：

式中：T 是溫度，t 是時(shí)間，α 是熱擴(kuò)散率，Tmax是點(diǎn)焊過程中的最高溫度，Δx 是板厚，ΔxE是電極帽厚度，KE和KS分別是電極帽和鋼板的導(dǎo)熱率，x 是鋼板厚度方向的位置.1.2 mm 厚點(diǎn)焊熔核在819.6～1 470 ℃溫度范圍內(nèi)平均冷卻速率大致為7 600 ℃/s，500～700 ℃范圍內(nèi)的平均冷卻速率約為4 500 ℃/s.在如此迅速的冷卻速率下，電阻點(diǎn)焊接頭的微觀組織演變相比于平衡相圖，發(fā)生了顯著的變化.

一是鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變是一種固態(tài)轉(zhuǎn)變，但焊接過程中的快速冷卻抑制了這種轉(zhuǎn)變，在室溫組織中會殘留一些鐵素體.鐵素體與馬氏體之間力學(xué)性能的差異以及鐵素體與周圍基體之間的內(nèi)聚力不足可能會降低馬氏體組織的沖擊韌性.

二是高溫奧氏體在室溫下會轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體.馬氏體相變的臨界冷卻速率可按照式（2）[12]進(jìn)行計(jì)算：式中：v 是臨界冷卻速率，單位為K/h.計(jì)算后換算得MS1400 臨界冷卻速率為142 K/s，HSLA420 為259.8 K/s.點(diǎn)焊熔核區(qū)冷卻速率遠(yuǎn)高于此臨界速率，因此，MS1400/HSLA420 點(diǎn)焊熔核區(qū)主要成分為馬氏體，熔核區(qū)中形成的板條馬氏體是其高硬度的主要來源.

2.2.2 焊點(diǎn)微觀組織特征

1）熔核區(qū)

熔核區(qū)因受超過熔化線以上的溫度，MS1400、HSLA420 均會熔化生成液相，加之快速冷卻作用，使得熔核區(qū)組織會發(fā)生明顯的改變.二者演變規(guī)律類似，結(jié)合上文分析，總結(jié)如式（3）所示：

圖5（a）為較優(yōu)參數(shù)下焊接接頭的宏觀形貌，圖6（a）的微觀組織取自圖5（a）中的f 區(qū)域.熔核經(jīng)過4%硝酸酒精溶液腐蝕后，可以看到熔核區(qū)凝固過程中產(chǎn)生的樹枝晶，熔核區(qū)奧氏體化過程充分，冷卻速度快，奧氏體的形成與長大限制較少，故轉(zhuǎn)變生成的組織多為馬氏體，熔核區(qū)組織由板條狀馬氏體和極少量的沿著凝固晶粒和亞晶晶界的鐵素體組成.圖6（b）所示為TW=350 ms、Iw=7.5 kA 參數(shù)下的試樣熔核區(qū)微觀組織，該參數(shù)下的熱輸入高于較優(yōu)參數(shù)下的熱輸入，會導(dǎo)致晶粒粗化，因而其熔核區(qū)板條狀馬氏體組織更為粗大.

圖5 接頭宏觀形貌與硬度分布Fig.5 Macrostructure and microhardness distribution of the joint

冷卻速度與母材成分是影響熔核區(qū)馬氏體硬度的關(guān)鍵因素，根據(jù)式（4）[13-14]，可以計(jì)算出熔核中馬氏體預(yù)期硬度值：

式中：各元素符號代表元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)，v 代表臨界冷卻速率.當(dāng)兩種材料按照95%置信度區(qū)間分別計(jì)算，MS1400 熔核區(qū)預(yù)期硬度為416±21 HV，HSLA420 熔核區(qū)預(yù)期硬度值為389±20 HV；當(dāng)代入二者元素均值與臨界冷卻速率均值計(jì)算，熔核區(qū)預(yù)期平均硬度為406±20 HV.由圖5（b）顯微硬度曲線可知，試件熔核區(qū)中MS1400 側(cè)硬度值、HSLA420 側(cè)硬度值與預(yù)期硬度值相符；熔核中心位置由于互熔較充分，實(shí)際硬度值接近預(yù)期平均硬度，表明熔核區(qū)馬氏體化充分.

圖6 熔核區(qū)、母材區(qū)微觀組織形貌Fig.6 Microstructure of fusion-zone and base-mental

2）熱影響區(qū)

如圖6（c）所示，MS1400 母材主要為單一的馬氏體組織；如圖6（d）所示，HSLA420 母材組織主要為彌散有少量馬氏體的鐵素體.圖7 與圖8 分別為MS1400、HSLA420 較優(yōu)參數(shù)下熱影響區(qū)的微觀組織結(jié)構(gòu).

a）MS1400 側(cè)

MS1400 過臨界區(qū)：如圖7（a）、圖7（b）所示分別為MS1400 過臨界區(qū)的粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)，對應(yīng)圖5（a）中的e、d 區(qū)域，過臨界區(qū)材料經(jīng)歷峰值溫度在Ac3以上，組織到達(dá)此溫度時(shí)將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體.過臨界區(qū)由于受到熱循環(huán)影響，不同位置高溫階段會有差異，因而存在晶粒尺寸梯度，產(chǎn)生粗晶區(qū)與細(xì)晶區(qū).與熔核區(qū)相比，過臨界區(qū)由于富碳奧氏體的高淬透性和高冷卻速率的結(jié)合，微觀結(jié)構(gòu)幾乎全為馬氏體.且過臨界區(qū)馬氏體較熔核區(qū)馬氏體更細(xì)小，參考圖5（b）硬度曲線，能觀察到過臨界區(qū)硬度略高于熔核區(qū).

MS1400 臨界區(qū)：如圖7（c）所示為MS1400 臨界區(qū)，對應(yīng)圖5（a）中的c 區(qū)域.該區(qū)域中的組織經(jīng)歷峰值溫度在Ac1和Ac3之間，發(fā)生部分奧氏體化.加熱過程中，組織轉(zhuǎn)變?yōu)橥禺愋舞F素體加奧氏體.盡管臨界區(qū)的冷卻速率比過臨界區(qū)慢，但也顯示出鐵素體和馬氏體的雙相微觀結(jié)構(gòu).由于鐵素體和奧氏體之間的碳分配導(dǎo)致臨界間奧氏體的淬透性增加，馬氏體主要為淬火馬氏體（Mquenched）.因?yàn)榕R界區(qū)經(jīng)歷的峰值溫度較低，因而導(dǎo)致馬氏體體積分?jǐn)?shù)有所降低.

MS1400 亞臨界區(qū)：如圖7（d）所示為MS1400 亞臨界區(qū)，對應(yīng)圖5（a）中的b 區(qū)域.此區(qū)域經(jīng)歷的峰值溫度低于Ac1，其中的馬氏體組織經(jīng)歷了回火過程，板條狀馬氏體組織開始分解，其形態(tài)發(fā)生破碎，邊界變得模糊，生成回火馬氏體（Mtempered）.同時(shí)還能觀察到過飽和馬氏體中的Fe3C 成核與生長產(chǎn)生的亞微米顆粒沉淀的現(xiàn)象.而顯微硬度顯示其平均硬度在325 HV 以上，高于完全回火馬氏體的硬度，所以亞臨界區(qū)產(chǎn)生的是部分馬氏體回火.

圖7 MS1400 熱影響區(qū)Fig.7 MS1400HAZ

b）HSLA420 側(cè)

HSLA420 過臨界區(qū)：圖8（a）、圖8（b）所示分別為HSLA420 的粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)，對應(yīng)圖5（a）中的g、h 區(qū)域.由于靠近熔核區(qū)，該區(qū)域峰值溫度高于Ac3，由于水冷作用，降溫速度較快，所以奧氏體化后的組織轉(zhuǎn)變成了馬氏體與鐵素體的雙相組織.細(xì)晶區(qū)馬氏體組織較為細(xì)小，粗晶區(qū)馬氏體多為長條形板條馬氏體，故也存在由于細(xì)晶強(qiáng)化作用導(dǎo)致的細(xì)晶區(qū)硬度高于粗晶區(qū)的現(xiàn)象.

HSLA420 臨界區(qū)：圖8（c）所示為HSLA420 的臨界區(qū)，對應(yīng)圖5（a）中的i 區(qū)域.點(diǎn)焊峰值溫度在Ac2和Ac3之間，組織發(fā)生了部分奧氏體化轉(zhuǎn)變，冷卻時(shí)形成了新的淬火馬氏體組織.隨著過冷度增加，奧氏體中的碳擴(kuò)散時(shí)間變短，臨界區(qū)得到的粒狀貝氏體（GB）組織尺寸小于亞臨界區(qū)中的粒狀貝氏體[15].由于越接近焊核區(qū)，馬氏體組織越多，而HSLA420母材硬度較低，故在HSLA420 臨界區(qū)內(nèi)朝熔核方向上顯微硬度上升迅速.

HSLA420 亞臨界區(qū)：圖8（d）所示為HSLA420亞臨界區(qū)，對應(yīng)圖5（a）中的j 區(qū)域.由于離熔核較遠(yuǎn)，該區(qū)域峰值溫度在Ac1以下，馬氏體組織發(fā)生了回火轉(zhuǎn)變，馬氏體中過飽和的碳析出與周圍的鐵素體結(jié)合形成了粒狀貝氏體組織，以小島形式分布于鐵素體邊界，而貝氏體硬度小于馬氏體，從圖5（b）可以看到，由母材進(jìn)入亞臨界區(qū)方向，硬度略有下降.

圖8 HSLA420 熱影響區(qū)Fig.8 HSLA420HAZ

3 結(jié)論

1）MS1400/HSLA420 點(diǎn)焊接頭破壞形式分為界面斷裂、拔出斷裂、部分拔出斷裂三種.在三種斷裂模式下的熔核直徑，拔出斷裂>部分拔出斷裂>界面斷裂.熔核直徑超過4.4 mm 基本為拔出失效或部分拔出失效.為避免飛濺、考慮熔核尺寸以及拉剪試驗(yàn)的剪切應(yīng)力，確定的較優(yōu)工藝參數(shù)為TW=300 ms、Fe=4 kN、Iw=7 kA.

2）熔核區(qū)金屬熔化生成液相，加之快速冷卻作用，組織發(fā)生明顯的改變.通過對比熔核區(qū)硬度計(jì)算值與實(shí)際值，結(jié)合掃描電鏡分析，充分證明了熔核區(qū)完全馬氏體化；增大焊接時(shí)間與電流，熔核區(qū)產(chǎn)生的馬氏體組織會因熱輸入增加而發(fā)生粗化.

3）熱影響區(qū)因經(jīng)歷了不同峰值溫度作用，形成了不同的微觀組織結(jié)構(gòu)，MS1400 熱影響區(qū)主要為鐵素體、馬氏體組織，HSLA420 熱影響區(qū)主要為鐵素體、馬氏體、粒狀貝氏組織，且形成的組織在各區(qū)域的變化與硬度分布曲線基本對應(yīng).