為了滿足日益嚴(yán)格的環(huán)保法規(guī)要求，汽車制造商正在努力減輕汽車車身重量，因?yàn)檐嚿碓捷p燃料消耗和氣體排放就越低[1]。先進(jìn)高強(qiáng)度鋼擁有出色的強(qiáng)度，在更輕的車身重量需求下促使先進(jìn)高強(qiáng)度鋼正逐步替代傳統(tǒng)碳鋼。先進(jìn)高強(qiáng)度鋼，如雙相鋼、復(fù)相鋼、相變誘導(dǎo)塑性鋼及淬火配分鋼等已廣泛應(yīng)用于汽車行業(yè)。在汽車車身制造中，焊裝包括車身底板、側(cè)圍、車架、車身總成等部分，在焊接過程中大量采用電阻點(diǎn)焊工藝，車身上有數(shù)千個(gè)焊點(diǎn)，由于它們的性能會顯著影響車輛的耐用性和耐撞性[2-4]，因此先進(jìn)高強(qiáng)度鋼的電阻點(diǎn)焊性能尤為重要，焊接裂紋、縮孔和飛濺等缺陷均會對點(diǎn)焊接頭的機(jī)械性能產(chǎn)生不利影響。先進(jìn)高強(qiáng)度鋼焊接過程中其塑性溫度區(qū)間較窄，與傳統(tǒng)低碳鋼相比，為獲得同樣的塑性變形需要較大的電極壓力，因此導(dǎo)致焊接窗口變窄，工藝較難控制，容易出現(xiàn)焊接缺陷影響焊接性能[5-6]。先進(jìn)高強(qiáng)度鋼由于碳當(dāng)量較高，熔核區(qū)快速冷卻后組織基本為馬氏體具有非常高的硬度，在拉伸剪切實(shí)驗(yàn)中，材料較高的屈服強(qiáng)度將會在點(diǎn)焊接頭邊緣產(chǎn)生更大的應(yīng)力集中，完全鈕扣斷裂不容易發(fā)生，因此焊點(diǎn)機(jī)械性能測試過程中可能更容易產(chǎn)生界面或部分界面斷裂模式。對于先進(jìn)高強(qiáng)度鋼即使出現(xiàn)這種類型的斷裂模式，預(yù)期應(yīng)用的焊接強(qiáng)度仍然可以達(dá)到[7-9]，但相對較低。傳統(tǒng)的失效模式準(zhǔn)則認(rèn)為熔核直徑大于臨界值可確保焊接接頭以完全鈕扣斷裂模式失效，臨界值僅取決于焊接鋼板的厚度，但對于先進(jìn)高強(qiáng)鋼臨界熔核直徑不僅取決于鋼板厚度，還取決于失效部位硬度與焊點(diǎn)熔核硬度的比值，因此傳統(tǒng)的失效準(zhǔn)則已不足以對其電阻點(diǎn)焊性能進(jìn)行評價(jià)。為了改善先進(jìn)高強(qiáng)鋼的失效模式，提高焊點(diǎn)機(jī)械性能，需要對淬火后的硬質(zhì)馬氏體進(jìn)行軟化處理。軟化是由于在熱影響區(qū)中形成回火馬氏體，從而提高了焊點(diǎn)吸收能量的能力。為提高熱鍍鋅雙相鋼DP780電阻點(diǎn)焊性能，在電阻點(diǎn)焊焊接循環(huán)后增加回火脈沖，本實(shí)驗(yàn)研究了回火脈沖電流和時(shí)間對點(diǎn)焊接頭性能的影響。

1. 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料采用C-Si-Mn成分體系設(shè)計(jì)的熱鍍鋅雙相鋼DP780，適量添加微合金元素，具體化學(xué)成分見表1。使用中頻直流電阻點(diǎn)焊機(jī)進(jìn)行焊接，電極為端面直徑6 mm的圓頂型電極，材質(zhì)為鉻鋯銅。

選擇在單脈沖條件下，以拉伸剪切載荷最大且不會發(fā)生飛濺的焊接參數(shù)為基礎(chǔ)增加回火脈沖，實(shí)驗(yàn)過程中電極壓力固定為4.0 kN。實(shí)驗(yàn)中焊后間隔為500 ms，滿足使焊點(diǎn)完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體所需的淬火時(shí)間。為避免由于水冷銅電極的存在及其淬火效應(yīng)使點(diǎn)焊接頭快速冷卻，回火脈沖后的保持時(shí)間設(shè)置為0，以防止焊點(diǎn)的快速冷卻，回火脈沖過程示意圖如圖1所示。圖中，I1：點(diǎn)焊電流，8 kA；I2：回火脈沖，4/5/6 kA；t1：點(diǎn)焊時(shí)間，200 ms；t2：焊后間隔，500 ms；t3：脈沖時(shí)間，100/200/300 ms。

拉伸剪切實(shí)驗(yàn)的樣品：將長度150 mm、寬度50 mm的鋼板以圖2所示的方式搭接后進(jìn)行焊接。在相同的焊接工藝參數(shù)條件下進(jìn)行三次重復(fù)焊接，并分別測試?yán)旒羟行阅堋榱嗽诶鞙y試過程中保持對準(zhǔn)，在每次測試中都使用由實(shí)驗(yàn)材料制造的墊片，其厚度與拉伸剪切實(shí)驗(yàn)的樣品厚度相同。在電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，應(yīng)變速率為8 mm/min，同時(shí)記錄載荷-位移曲線，從中提取最大載荷并測量吸收能。

通過線切割將焊點(diǎn)從中心切開，制備組織分析試樣及硬度測試試樣。在室溫下進(jìn)行機(jī)械拋光，然后用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕并拋光，通過掃描電子顯微鏡觀察微觀結(jié)構(gòu)，并分析經(jīng)單脈沖及不同回火脈沖電流和時(shí)間處理后拉伸剪切性能變化。使用維氏顯微硬度測試儀測量點(diǎn)焊接頭硬度，測試載荷為9.8 N，保持時(shí)間為10 s。

2. 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 金相組織和硬度分析

電阻點(diǎn)焊接頭的典型顯微組織由三個(gè)區(qū)域組成，即母材、熱影響區(qū)和熔核區(qū)，在本實(shí)驗(yàn)中母材由鐵素體和馬氏體組成，熱影響區(qū)顯微組織主要由鐵素體和呈片狀的馬氏體組成，由于焊接過程中的熱量輸入，熱影響區(qū)的晶粒尺寸要明顯大于母材和熔合區(qū)的晶粒尺寸，熔核區(qū)主要由粗大的板條馬氏體組成。圖3為單脈沖及增加回火脈沖熔核區(qū)的顯微組織。從圖3可以看出熔核區(qū)的組織均由馬氏體組成。從圖3（b）可以看出，在增加回火脈沖后，組織得到明顯的細(xì)化，增加回火脈沖之后熔核區(qū)的板條馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體，表現(xiàn)出比較明顯的回火特征，馬氏體中所含的碳在回火脈沖過程中擴(kuò)散形成碳化物，當(dāng)在熱影響區(qū)中形成回火馬氏體時(shí)，會發(fā)生熱影響區(qū)軟化現(xiàn)象。

不同工藝下的接頭硬度分布如圖4所示。從圖4可以看出隨著回火脈沖電流和時(shí)間的增加，熔核區(qū)的顯微硬度略有下降，在焊接過程中由于熔核區(qū)在高冷速下形成板條馬氏體使得其顯微硬度是母材的兩倍多。同時(shí)，增加回火脈沖馬氏體在一定程度上促進(jìn)了熱影響區(qū)進(jìn)一步完成回火，不同工藝下熱影響區(qū)均存在一定程度的軟化。

2.2 力學(xué)性能

圖5為不同工藝下拉伸剪切載荷及吸收能的變化情況，其中拉伸載荷和吸收能均為三次重復(fù)測試的平均值。從圖5可以看出，當(dāng)改變回火脈沖電流和時(shí)間時(shí)，接頭的機(jī)械性能變化明顯；回火脈沖電流為5 kA、時(shí)間為200 ms參數(shù)下點(diǎn)焊接頭綜合性能良好。因增加回火脈沖接頭熔核區(qū)的馬氏體組織得到了細(xì)化，因而接頭硬度降低，在100和200 ms的回火脈沖時(shí)間下，脆硬傾向減小的同時(shí)，拉伸載荷明顯提高，塑韌性提高，脆硬傾向減小[10]，但回火脈沖時(shí)間為300 ms時(shí)，回火程度加重導(dǎo)致拉伸剪切載荷較低。通常情況下硬度增加的同時(shí)伴隨著強(qiáng)度的增加，但是，由于熱影響區(qū)的脆性馬氏體會造成韌性不足，導(dǎo)致界面斷裂，因此硬度的增加并不一定導(dǎo)致拉伸強(qiáng)度增加。

3. 結(jié)束語

（1）單脈沖條件下，熔核區(qū)組織為硬而脆的粗大板條馬氏體，增加回火脈沖后，熔核區(qū)組織得到細(xì)化。

（2）拉伸載荷隨著回火脈沖時(shí)間的增加而降低，單脈沖條件下拉伸載荷較低且韌性差，隨著回火脈沖時(shí)間的增加，塑韌性提高，脆硬傾向減小。

（3）回火脈沖電流為5 kA、時(shí)間為200 ms參數(shù)下點(diǎn)焊接頭綜合性能良好。

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文章來源——金屬世界