隨著節(jié)能減排意識的增強(qiáng),輕量化成為汽車工業(yè)發(fā)展的主要趨勢,開發(fā)高強(qiáng)度鋼板是實(shí)現(xiàn)輕量化的有效手段之一[1-2]。商用車輕量化的設(shè)計原則為：在確保強(qiáng)度、安全性、可靠性等汽車綜合性能指標(biāo)的前提下,兼顧質(zhì)量、性能、價格等因素,最大限度地減輕各零部件的質(zhì)量[3-4]。為滿足輕量化要求,商用車上通常選擇1 000 MPa級超高強(qiáng)馬氏體鋼,替代了傳統(tǒng)700 MPa級高強(qiáng)鋼。近年來,隨著熱軋技術(shù)的不斷發(fā)展,“以熱代冷”概念逐漸深化[5],即用同等強(qiáng)度和規(guī)格的熱軋產(chǎn)品替代冷軋產(chǎn)品,以實(shí)現(xiàn)環(huán)保、節(jié)能和降本等需求,使熱軋超高強(qiáng)馬氏體鋼在商用車領(lǐng)域應(yīng)用廣泛。

商用車上焊縫數(shù)量眾多,焊縫質(zhì)量的好壞直接影響整車的安全性能,因此研究薄規(guī)格熱軋超高強(qiáng)鋼的焊接性能至關(guān)重要[6-10]。馬彥龍等[11]研究了6.5 mm厚1 000 MPa級調(diào)制鋼激光焊接接頭的力學(xué)性能,發(fā)現(xiàn)當(dāng)焊接速率為1.32,0.72 m/min時,拉伸斷裂于母材處,焊接速率為0.72 m/min時,焊縫沖擊性能優(yōu)于焊接速率為1.32 m/min時的焊縫沖擊性能。陳波[12]采用CO2激光對6 mm厚1 000 MPa級馬氏體鋼進(jìn)行焊接,并研究了焊接接頭的組織和性能,發(fā)現(xiàn)焊接接頭的強(qiáng)度與母材差別不大,斷裂位置為亞臨界區(qū)和回火區(qū),該處組織不均勻,晶界處以細(xì)小的馬氏體和貝氏體為主。對10 mm厚Weldox 1300回火馬氏體鋼熔化極活性氣體保護(hù)電弧焊接接頭的冷裂紋敏感性進(jìn)行分析,發(fā)現(xiàn)熱輸入和預(yù)熱溫度決定了冷裂傾向,當(dāng)預(yù)熱溫度為100 ℃時,焊接接頭的冷裂傾向最弱[13]。上述研究結(jié)果表明,超高強(qiáng)馬氏體具有一定的可焊性,但焊后熱影響區(qū)組織復(fù)雜,伴隨軟化或硬化現(xiàn)象,使其性能與母材相比有所下降。盡管目前對超高強(qiáng)馬氏體鋼焊接性能的研究較多,但大多集中于厚規(guī)格馬氏體鋼,且缺乏深入分析。

筆者對1.8 mm厚熱軋1 000 MPa級MS1000馬氏體鋼進(jìn)行混合氣體保護(hù)焊接,并研究其焊接性能,系統(tǒng)地分析了在工藝窗口內(nèi),焊接熱輸入對焊接接頭組織演變規(guī)律及力學(xué)性能變化機(jī)制的影響,為改善薄規(guī)格超高強(qiáng)馬氏體鋼焊接性能提供了理論支持。

1. 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)對象為1.8 mm厚熱軋1 000 MPa級MS1000馬氏體鋼,其化學(xué)成分及力學(xué)性能分別如表1,2所示。采用熱膨脹儀測量MS1000鋼的組織轉(zhuǎn)變曲線,升溫和降溫速率均為3 ℃/min,采用切線法測量得到奧氏體起始轉(zhuǎn)變溫度（Ac1)和終止轉(zhuǎn)變溫度（Ac3）分別為736.8,858.9 ℃。

焊接試驗(yàn)鋼板的尺寸（長度×寬度×厚度）為200 mm×400 mm×1.8 mm,焊接方向與軋向垂直。選用直流氣體保護(hù)焊機(jī)配備焊接機(jī)器人對MS1000鋼進(jìn)行焊接,焊接材料為1.2 mm（直徑）的70 kg級焊絲,其主要化學(xué)成分如表3所示。接頭采取對接形式,保護(hù)氣為混合氣體（體積分?jǐn)?shù)為80%的CO2+體積分?jǐn)?shù)為20%的氬氣）,焊接間隙為0.5 mm。焊接過程及焊后冷卻至室溫前,試驗(yàn)鋼板均夾持在焊接操作臺上,防止其發(fā)生熱變形。通過改變焊接電流可獲得不同熱輸入的焊接接頭,具體工藝參數(shù)如表4所示。當(dāng)焊接熱輸入達(dá)到1.79 kJ/cm時,可獲得全熔透焊縫,焊接工藝窗口為1.79~2.11 kJ/cm。

1.2 試驗(yàn)方法

經(jīng)焊接處理后,在試驗(yàn)鋼板上切取尺寸（長度×寬度）為25 mm×10 mm的焊接接頭,對其進(jìn)行機(jī)械研磨和拋光。采用顯微硬度計測量焊接接頭的硬度,測量位置為從一側(cè)母材到另一側(cè)母材,每個硬度點(diǎn)間隔0.5 mm,設(shè)定載荷為4.9 N,保壓時間為10 s。

使用4%（體積分?jǐn)?shù)）的硝酸乙醇溶液腐蝕試樣。利用掃描電鏡（SEM）觀察試樣的微觀結(jié)構(gòu),并計算各相的相對含量,其中各熱影響區(qū)觀察位置均為緊鄰上一個區(qū)域的位置。

將試樣在體積分?jǐn)?shù)為10%的高氯酸乙醇溶液中電解拋光,利用電子背散射衍射（EBSD）方法分析試樣的晶體結(jié)構(gòu)信息,加速電壓為20 kV,高倍下步長為0.06 μm,低倍下步長為0.15 μm。

將一部分焊接接頭打磨掉余高,并將其加工成拉伸試樣,對試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn),每個試樣做3組試驗(yàn),并計算平均值。采用截線法結(jié)合nano measure軟件測量斷口韌窩尺寸。將另一部分焊接接頭打磨掉余高,并分別在焊縫區(qū)、粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)、臨界區(qū)及亞臨界區(qū)開V形缺口,并制成尺寸（長度×寬度×厚度）為55 mm×10 mm×1.8 mm的沖擊試樣,對試樣進(jìn)行沖擊試驗(yàn),每個試樣做3組試驗(yàn),并計算平均值。

2. 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 焊接接頭宏觀形貌及硬度分布

圖1為典型MS1000鋼焊接接頭的宏觀形貌及不同焊接熱輸入下的硬度測試結(jié)果。由圖1可知：MS1000鋼焊接接頭由焊縫區(qū)、粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)、臨界區(qū)及亞臨界區(qū)組成,母材的平均硬度為362 HV；與母材相比,不同位置熱影響區(qū)均發(fā)生了一定的軟化現(xiàn)象；不同焊接熱輸入下,焊縫及熱影響區(qū)硬度變化趨勢一致；粗晶區(qū)硬度最高,為332~364 HV；亞臨界區(qū)硬度略低于粗晶區(qū),為311~352 HV,由高溫至低溫區(qū)硬度逐漸升高；臨界區(qū)硬度繼續(xù)降低,為285~300 HV；細(xì)晶區(qū)硬度最低,為271~281 HV,軟化現(xiàn)象最嚴(yán)重；焊縫區(qū)硬度略高于細(xì)晶區(qū),為276~284 HV。隨著焊接熱輸入的增大,焊縫區(qū)、臨界區(qū)及亞臨界區(qū)硬度略有降低,粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)的硬度略有升高。

圖 1典型MS1000鋼焊接接頭的宏觀形貌及不同焊接熱輸入下的硬度測試結(jié)果

2.2 焊接接頭的微觀形貌

MS1000鋼焊接接頭的SEM形貌如圖2所示。由圖2可知：與傳統(tǒng)馬氏體鋼不同,MS1000鋼組織中除馬氏體外,含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為15.6%的鐵素體,分布于馬氏體之間,馬氏體的平均尺寸約為10 μm,鐵素體的平均尺寸約為3 μm；不同焊接熱輸入的焊縫及熱影響區(qū)組織具有一致性,亞臨界區(qū)組織為馬氏體+鐵素體+貝氏體；臨界區(qū)組織為馬氏體+鐵素體+貝氏體+馬奧島；細(xì)晶區(qū)組織為馬氏體+鐵素體+馬奧島；粗晶區(qū)組織主要為馬氏體,伴隨極少量貝氏體；焊縫區(qū)組織為針狀鐵素體+貝氏體+鐵素體,晶粒尺寸細(xì)小。

圖 2MS1000鋼焊接接頭的SEM形貌

亞臨界區(qū)與MS1000鋼相比,馬氏體含量減少,這是亞臨界區(qū)硬度降低的主要原因。臨界區(qū)與亞臨界區(qū)相比,鐵素體含量增加及馬氏體含量降低,這是臨界區(qū)硬度進(jìn)一步降低的主要原因,臨界區(qū)峰值溫度介于Ac1和Ac3之間,MS1000鋼中部分馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體,冷卻過程中形成鐵素體、貝氏體和馬氏體,未來得及轉(zhuǎn)變的組織以馬奧島的形式存在。細(xì)晶區(qū)峰值溫度大于Ac3,組織變成單一的奧氏體相,高溫停留時間較短,原奧氏體晶粒尺寸較小,因此高溫時小尺寸奧氏體晶粒傾向于轉(zhuǎn)變成鐵素體。MS1000鋼厚度較薄,焊后冷卻速率較大,在鐵素體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間停留時間較短,加之MS1000鋼中錳元素含量較高,淬透性大,使得未轉(zhuǎn)變完成的原奧氏體大部分轉(zhuǎn)變成馬氏體,少量來不及轉(zhuǎn)變的組織保留至室溫,形成馬奧島。與細(xì)晶區(qū)類似,粗晶區(qū)峰值溫度高于Ac3,組織變成單一的奧氏體相,但其高溫停留時間延長,晶粒明顯長大。粗化的奧氏體晶粒傾向于向低溫組織轉(zhuǎn)變,使得粗晶區(qū)中組織以馬氏體為主,導(dǎo)致粗晶區(qū)硬度高。在焊接過程中,焊絲熔化形成熔池,MS1000鋼和焊縫區(qū)合金元素相互擴(kuò)散。在冷卻過程中,少量奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體和貝氏體,大部分奧氏轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铊F素體,原因是焊縫中形成了含有鋁、鈦、錳等元素的氧、硫復(fù)合非金屬夾雜物,與鐵素體錯配度小,誘導(dǎo)晶內(nèi)鐵素體形核。非金屬夾雜物誘導(dǎo)生成的晶內(nèi)鐵素體晶界上可生長出新的晶內(nèi)鐵素體,使焊縫組織更加細(xì)化。

2.3 焊接接頭力學(xué)性能

2.3.1 拉伸性能

不同焊接熱輸入下MS1000焊接接頭的拉伸性能測試結(jié)果如圖3所示。由圖3可知：當(dāng)熱輸入由1.79 kJ/cm增大至2.11 kJ/cm時,屈服強(qiáng)度由790 MPa增大至820 MPa,抗拉強(qiáng)度由852 MPa增大至885 MPa,斷后伸長率由3.19%減小至1.61%；與母材相比,焊接接頭的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及斷后伸長率均有所減小。

圖 3不同焊接熱輸入下MS1000鋼焊接接頭的拉伸性能測試結(jié)果

2.3.2 沖擊性能

不同焊接熱輸入下MS1000鋼焊接接頭的沖擊性能測試結(jié)果如圖4所示。由圖4可知：MS1000鋼的平均沖擊吸收能量為9.73 J,與其相比,焊縫區(qū)及各個熱影響區(qū)平均沖擊吸收能量均有不同程度的提高；焊縫區(qū)、臨界區(qū)和亞臨界區(qū)的平均沖擊吸收能量最高,達(dá)17 J以上；粗晶區(qū)平均沖擊吸收能量次之,為12.84 J；亞臨界區(qū)平均沖擊吸收能量為10.45 J。

圖 4不同焊接熱輸入下MS1000鋼焊接接頭的沖擊性能測試結(jié)果

3. 焊接熱輸入對焊接接頭的影響

3.1 焊接熱輸入對焊接接頭拉伸性能的影響

不同焊接熱輸入下MS1000鋼焊接接頭拉伸斷裂位置如圖5所示。由圖5可知：當(dāng)焊接熱輸入為1.79 kJ/cm時,斷裂位置為細(xì)晶區(qū),與焊接接頭細(xì)晶區(qū)軟化現(xiàn)象最嚴(yán)重的情況相吻合；當(dāng)焊接熱輸入為1.95,2.11 kJ/cm時,斷裂位置為亞臨界區(qū)。

圖 5不同焊接熱輸入下MS1000鋼焊接接頭拉伸斷裂位置

不同焊接熱輸入下MS1000鋼焊接接頭拉伸斷裂后的硬度測試結(jié)果如圖6所示。由圖6可知：當(dāng)焊接熱輸入為1.79 kJ/cm時,拉伸斷裂后硬度最低點(diǎn)出現(xiàn)在細(xì)晶區(qū),最低硬度為290 HV；當(dāng)焊接熱輸入為1.95,2.11 kJ/cm時,斷裂后硬度最低點(diǎn)出現(xiàn)在亞臨界區(qū),其硬度分別為295 HV和302 HV,此時細(xì)晶區(qū)硬度分別為321 HV和323 HV。說明當(dāng)焊接熱輸入為1.95,2.11 kJ/cm時,拉伸過程中細(xì)晶區(qū)加工硬化程度加劇。

圖 6不同焊接熱輸入下MS1000鋼焊接接頭拉伸斷裂后的硬度測試結(jié)果

不同焊接熱輸入下細(xì)晶區(qū)的SEM及KAM（局部取向差）形貌如圖7所示。由圖7可知：當(dāng)焊接熱輸入為1.79 kJ/cm時,細(xì)晶區(qū)馬氏體、鐵素體及馬奧島的含量分別為67.6%,28.5%,3.9%,馬氏體及鐵素體的平均晶粒尺寸分別為3.6,2.1 μm；當(dāng)熱輸入為1.95 kJ/cm時,細(xì)晶區(qū)馬氏體、鐵素體及馬奧島的含量分別為70.3%,26.3%,3.4%,馬氏體及鐵素體的平均晶粒尺寸分別為4.1,2.5 μm；當(dāng)熱輸入增加至2.11 kJ/cm時,細(xì)晶區(qū)馬氏體、鐵素體及馬奧島含量分別為73.4%,24.0%,2.6%,馬氏體及鐵素體的平均晶粒尺寸分別為5.0,2.8 μm。隨焊接熱輸入的增加,細(xì)晶區(qū)馬氏體含量增加,鐵素體及馬奧島含量降低,平均晶粒尺寸增加[14]。細(xì)晶區(qū)峰值溫度大于Ac3,焊接時該區(qū)域組織完全奧氏體化,隨著熱輸入的增加,原奧氏體晶粒尺寸增大,導(dǎo)致轉(zhuǎn)變后的組織晶粒尺寸增大,且冷卻過程中傾向于向低溫組織轉(zhuǎn)變,即馬氏體含量增加。馬氏體具有較高的硬度及位錯密度。

圖 7不同焊接熱輸入下細(xì)晶區(qū)SEM及KAM形貌

在對熱輸入較高的焊接試樣進(jìn)行拉伸時,細(xì)晶區(qū)加工硬化程度增加,使得拉伸斷裂位置由細(xì)晶區(qū)變?yōu)閬喤R界區(qū)。材料位錯密度（ρ）的計算方法如式（1）所示[15]。

由式（1）可知；當(dāng)焊接熱輸入分別為1.79,1.95,2.11 kJ/cm時,細(xì)晶區(qū)的K為0.24,0.28,0.29,其位錯密度分別為1.98×106,2.31×106,2.40×106mm－2,與組織變化情況一致。

不同焊接熱輸入下MS1000鋼斷口的SEM形貌如圖8所示。由圖8可知：試樣斷口均布滿韌窩,呈典型的韌性斷裂特征；當(dāng)熱輸入為1.79 kJ/cm時,韌窩平均尺寸為3.90 μm；當(dāng)熱輸入為1.95 kJ/cm時,韌窩平均尺寸為3.51 μm；當(dāng)熱輸入為2.11 kJ/cm時,韌窩平均尺寸為2.92 μm。隨著焊接熱輸入的增加,韌窩尺寸逐漸減小,即塑性下降。

圖 8不同焊接熱輸入下MS1000鋼斷口SEM形貌

3.2 焊接熱輸入對焊接接頭沖擊性能的影響

MS1000鋼焊接接頭晶界位向圖如圖9所示。由圖9可知：MS1000鋼大角度（大于10°）晶界占比為56.5%,與母材相比,焊縫及熱影響區(qū)大角度晶界含量均高于母材；焊縫區(qū)大角度晶界占比最高,為79.6%；臨界區(qū)和細(xì)晶區(qū)大角度晶界占比略低于焊縫區(qū),約為78%；粗晶區(qū)和亞臨界區(qū)大角度晶界占比分別為65.0%,60.6%。焊接接頭各位置的大角度晶界含量與其韌性相關(guān),大角度晶界的存在會阻礙缺陷運(yùn)動或改變裂紋擴(kuò)展軌跡,使得裂紋擴(kuò)展至大角度晶界時,需要克服和消耗的能量大,因此大角度晶界含量高的區(qū)域沖擊吸收能量大,韌性更好。

圖 9MS1000鋼焊接接頭晶界位向圖

4. 結(jié)論

（1）不同焊接熱輸入下,焊接接頭整體硬度低于母材,細(xì)晶區(qū)的鐵素體含量高,硬度最低。隨著焊接熱輸入的增加,焊縫區(qū)、臨界區(qū)及亞臨界區(qū)硬度略有降低,而粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)硬度略有上升。

（2）不同焊接熱輸入下,焊接接頭組織具有一致性。亞臨界區(qū)組織為馬氏體+鐵素體+貝氏體,臨界區(qū)組織為鐵素體+馬氏體+貝氏體+馬奧島,細(xì)晶區(qū)組織為馬氏體+鐵素體+馬奧島,粗晶區(qū)組織為馬氏體+極少量貝氏體,焊縫區(qū)組織為針狀鐵素體+貝氏體+鐵素體。

（3）與MS1000鋼相比,不同焊接熱輸入下的焊接接頭的強(qiáng)度及塑性均有所降低。焊接熱輸入由1.79 kJ/cm增加至2.11 kJ/cm時,接頭屈服強(qiáng)度由790 MPa增加至820 MPa,抗拉強(qiáng)度由852 MPa增加至885 MPa,斷后伸長率由3.19%降低至1.61%,接頭斷裂位置由細(xì)晶區(qū)變?yōu)閬喤R界區(qū)。

（4）焊接工藝窗口內(nèi),焊接熱輸入對焊接接頭沖擊韌性無明顯影響。焊縫區(qū)、臨界區(qū)和亞臨界區(qū)的平均沖擊吸收能量達(dá)17 J以上,粗晶區(qū)和亞臨界區(qū)的平均沖擊吸收能量分別為12.84,10.45 J,均高于MS1000鋼。

研究結(jié)果可指導(dǎo)商用車不同位置馬氏體鋼焊縫（如車廂底板、立柱等）的焊接參數(shù)選擇,為改善焊接接頭使用性能提供方向,以避免發(fā)生焊后變形開裂等問題,提高商用車的安全性。

文章來源——材料與測試網(wǎng)