10Mn5中錳鋼電阻點焊接頭的顯微組織與力學性能

曹濤全 趙楊洋 湯夢秋 趙洪山

(上海大學 材料科學與工程學院,上海 200444)

隨著社會對汽車行業節能減排和安全性能要求的提高,汽車輕量化同時提高車輛可靠性已成為當前亟待解決的重要課題[1]。目前,汽車用先進高強鋼(advanced high strength steel, AHSS)已發展至第三代[2]。中錳鋼作為第三代AHSS的典型鋼種,較第一代AHSS具有更高的強塑積,較第二代AHSS強塑積雖有所降低,但由于合金元素的減少,成本上更具優勢[3-6],為車身輕量化和提高碰撞安全性提供了解決方案[7]。電阻點焊具有簡單靈活、實用性好、成本較低且易于實現自動化等優點,在汽車工業車身連接技術中占據重要地位[8]。點焊接頭的性能直接影響構件及整車的可靠性。

李碩碩[9]對汽車熱成形用中錳鋼的焊接性能研究發現,鋼中Mn含量升高會導致焊接接頭的界面斷裂和焊接性能惡化。Stadler等[10]研究了電阻點焊0.1C-6.4Mn-0.6Si中錳鋼的熱影響區組織演變,結果表明,Mn的分布受溫度影響,熱影響區奧氏體體積分數隨溫度的升高而降低,馬氏體體積分數則升高。Sarmast-Ghahfarokhi等[11]采用不同拉伸速率對中錳鋼點焊接頭進行拉伸試驗發現,較高的拉伸速率會導致熔核區和熱影響區的塑性應變顯著增加,且接頭的強度和塑性均有所提高。潘華等[12]發現,焊后熱處理可有效提高冷軋中錳鋼熔核的韌性,從而顯著提高接頭的性能。然而,目前對中錳鋼電阻點焊的研究仍不夠完善。本文以2 mm厚10Mn5中錳鋼板為研究對象,對其電阻點焊接頭組織與力學性能進行了研究,獲得了該鋼種的點焊工藝窗口,對其在汽車行業的推廣和應用具有一定參考價值。

1 試驗材料與方法

試驗材料為10Mn5中錳鋼板材,經過熱軋、罩式爐退火和冷軋,最終鋼板厚度約為2 mm,其化學成分如表1所示,屈服強度為488.7 MPa,抗拉強度為747.3 MPa,斷后伸長率為39.1%。試樣尺寸和搭接方式如圖1所示,分別用于拉剪和十字拉伸試驗。焊接前將試樣表面進行打磨除銹處理,并用丙酮清洗。

采用伺服中頻直流電阻點焊系統進行點焊試驗,電極材料為鉻鋯銅,端面直徑為5 mm。焊接工藝參數如表2所示。測定可焊性窗口的焊接時間為360、450、270 ms,力學性能測試及表征所用焊接時間為360 ms。

使用線切割機將焊點沿中心切開制備金相試樣,經研磨、拋光及體積分數為4%的硝酸酒精溶液腐蝕后,采用ZEISS Sigma 300型場發射掃描電子顯微鏡觀察點焊接頭的微觀組織;采用HBRVU-187.5型布洛維光學硬度計測定接頭的顯微硬度,試驗力1.96 N,保載時間10 s,測試點間距0.25 mm。使用MTS C45.305E型萬能材料試驗機對點焊試樣進行拉剪和十字拉伸試驗,拉伸速率為2 mm/min。試驗結束后繪制載荷-位移曲線,確定失效模式并使用掃描電子顯微鏡觀察試樣斷口形貌。

表1 10Mn5中錳鋼的化學成分Table 1 Chemical composition of the 10Mn5 medium manganese steel

圖1 點焊試樣尺寸和搭接方式Fig.1 Dimensions and overlapping method of the spot welded specimens

表2 點焊工藝參數Table 2 Spot welding process parameters

2 試驗結果與分析

2.1 可焊性窗口

圖2 可焊性窗口及典型熔核形貌Fig.2 Weldability window and typical nuggets

2.2 微觀組織與顯微硬度

圖3為8.0 kA電流下點焊接頭的宏觀形貌及各區域顯微組織。接頭可分為母材(base metal, BM)、熱影響區(heat affected zone, HAZ)和熔核區(fusion zone, FZ)3個區域,其中熱影響區又可分為亞臨界熱影響區、臨界熱影響區、細晶區和粗晶區。母材由鐵素體基體和奧氏體組成,奧氏體隨機分布在鐵素體基體中,如圖3(b)所示。熱影響區晶粒長大的程度取決于該區域所達到的最高溫度和奧氏體化時間。在靠近母材的亞臨界熱影響區,如圖3(c)所示,其峰值溫度低于Ac1,組織與母材類似,由鐵素體和奧氏體組成。圖3(d)為臨界熱影響區,其峰值溫度處于Ac1～Ac3之間,導致不完全奧氏體化,組織為馬氏體、鐵素體和奧氏體。峰值溫度超過Ac3的區域為過臨界熱影響區,并可進一步細分為近熔核側的粗晶區和近母材側的細晶區。圖3(e)為細晶區,其峰值溫度超過Ac3,在加熱過程中可以完全奧氏體化,冷卻后形成馬氏體。但由于峰值溫度低,相變驅動力小,原奧氏體晶粒不能充分長大,馬氏體相對細小。而在熔核區附近的粗晶區,如圖3(f)所示,峰值溫度也超過Ac3且高于細晶區,高溫和高冷卻速率促進該區域形成較為粗大的馬氏體。熔核區鐵素體完全奧氏體化,奧氏體在冷卻過程中完全轉變為板條馬氏體,如圖3(g)所示。

圖3 接頭宏觀形貌及各區域微觀組織Fig.3 Macrograph and microstructures of different zones in the joint

8.0 kA電流下點焊接頭的顯微硬度分布如圖4所示,測試區域貫穿母材、熱影響區和熔核區?？梢娔覆钠骄捕葹?25 HV0.2,熔核區平均硬度為390 HV0.2。熱影響區硬度由近母材側至近熔核側逐漸提高,這與高硬度的馬氏體含量逐漸增加有關。熱影響區硬度最低值與母材硬度無明顯差別,并未出現熱影響區軟化現象。

2.3 力學性能與斷口形貌

圖5為不同焊接電流下的點焊接頭拉剪和十字拉伸載荷-位移曲線,十字拉伸曲線上的鋸齒狀波動是測試過程中試樣的抖動所致。通常,熔核尺寸是影響接頭承載性能的重要因素之一,受焊接電流的影響較明顯。從圖5可以看出:接頭峰值載荷總體隨焊接電流的增大而增大,在8.0 kA時拉剪和十字拉伸峰值載荷分別達26.6和9.2 kN;而在焊接電流為8.5 kA時,兩者均出現急劇下降的現象。這是由于當電流大于8.3 kA時會發生飛濺,導致接頭質量和穩定性降低。隨著焊接電流的繼續增大,熔核尺寸的增長逐步抵消了飛濺對接頭強度所產生的不利影響,接頭強度隨之恢復。然而,此時接頭飛濺十分嚴重且壓痕過深,已不適用于實際生產。

圖4 接頭顯微硬度分布Fig.4 Microhardness distributions in the joint

C和Mn在熔核中心線處富集形成溶質偏析引起晶界強度降低[13]、母材較厚不易頸縮以及馬氏體組織的固有脆性等因素的綜合作用,導致拉剪和十字拉伸試驗中試樣的失效模式均為完全界面斷裂,如圖6所示。根據AWS D8.1M:2013《汽車焊接質量規范鋼電阻點焊》[14],本文2 mm厚中錳鋼板點焊接頭應滿足19.1 kN的拉剪強度和5.7 kN的十字拉伸強度要求。試驗結果表明,8.0 kA電流下接頭拉剪和十字拉伸強度分別超過了該要求的39%和61%,說明發生界面斷裂的點焊接頭仍具有較高的承載性能。有學者指出,將失效模式作為評定接頭性能的最重要標準并不恰當,承載性能可能是更好的參考指標[15]。

圖5 拉剪(a)和十字拉伸(b)載荷-位移曲線Fig.5 Load-displacement curves during tensile-shear(a) and cross tensile tests(b)

圖6 拉剪(a)和十字拉伸(b)接頭失效模式Fig.6 Failure modes of the joint during tensile-shear(a) and cross tensile tests(b)

拉剪接頭斷口微觀形貌如圖7所示。接頭從熔核邊緣開始向內部斷裂,即圖7(a)中的b→e方向。b區域為最先斷裂位置,有明顯的解理臺階,斷裂能量低,呈現出脆性斷裂特征。c區域仍存在解理面,但比a區域的小,臺階上出現大量韌窩,韌窩方向與拉伸方向一致,為脆性斷裂向韌性斷裂的過渡位置。d區域顯示出完全的韌窩特征,與c區域韌窩方向相同,屬于韌性斷裂。e區域韌窩大小均勻,方向不明顯,為接頭最終斷裂位置。拉伸后熔核立即承受較大的剪切應力,熔核邊緣應力相對集中易發生脆性斷裂,越靠近熔核中心位置,所受剪切應力越小,斷裂時試件整體所受載荷越小,越易發生韌性斷裂。因此,10Mn5中錳鋼點焊接頭的拉剪斷裂模式為脆性-韌性斷裂。此外,接頭在凝固過程中產生了氣孔和裂紋,如圖7(f)所示,可以觀察到大量枝晶,對接頭性能不利。

十字拉伸接頭斷口微觀形貌如圖8所示,斷口表面均表現為較大的不規則解理臺階,在臺階周圍分布著少量細小的韌窩。相較于拉剪斷口,十字拉伸斷口的脆性斷裂特征更明顯,僅部分區域存在韌性斷裂。

3 結論

(1) 采用450、360、270 ms 3種不同焊接時間確定了10Mn5中錳鋼點焊接頭的可焊性窗口,窗口寬度分別為1.7、1.5和1.4 kA。在360 ms的標準焊接時間下,焊接電流窗口為6.8～8.3 kA。

(2) 點焊接頭熔核區組織組織為馬氏體,熱影響區組織為鐵素體、奧氏體和馬氏體,其中馬氏體含量隨與熔核區距離的增加而降低,母材平均硬度為230 HV0.2,熔核區平均硬度為390 HV0.2,熱影響區硬度由近熔核側至近母材側逐漸降低且無軟化現象。

(3) 未發生飛濺的接頭在8.0 kA焊接電流下,拉剪和十字拉伸峰值載荷均達到最大值,分別為26.6和9.2 kN,兩者失效模式均為界面斷裂。拉剪斷裂模式為脆性-韌性斷裂,十字拉伸斷裂模式則以脆性斷裂為主。