雙相鋼馬氏體含量對點(diǎn)焊極值電流與熔核轉(zhuǎn)變規(guī)律的影響

(鞍鋼股份有限公司，遼寧 鞍山 114009)

0 前言

雙相鋼(Dual-phase，簡稱DP鋼)由于具有良好的力學(xué)性能和成形性能，在汽車車身制造中得到廣泛的應(yīng)用[1-2]。雙相鋼由鐵素體和馬氏體的兩相構(gòu)成，通過控制鋼中兩相的比例，從而獲得不同強(qiáng)度級別的雙相鋼產(chǎn)品。鋼中馬氏體的含量越大，鋼板的強(qiáng)度越高，為了更容易獲得馬氏體組織，最經(jīng)濟(jì)的方法是提高鋼中碳含量。因此，隨著鋼板強(qiáng)度的提高，鋼板的碳含量也逐漸增大。目前，針對不同強(qiáng)度級別的雙相鋼的點(diǎn)焊性能及組織研究，已經(jīng)有了比較廣泛的研究報道[3-5]，這些研究均是對同一馬氏體含量雙相鋼的點(diǎn)焊性能研究。關(guān)于馬氏體含量對雙相鋼的點(diǎn)焊極值電流(最大焊接電流和最小焊接電流)的影響規(guī)律，熔核組織形態(tài)的特征變化規(guī)律文獻(xiàn)介紹較少。試驗(yàn)針對不同馬氏體含量冷軋雙相鋼進(jìn)行了點(diǎn)焊試驗(yàn)，按照熔核直徑≥4 mm的標(biāo)準(zhǔn)建立了焊接工藝窗口。分析了工藝窗口與鋼中馬氏體含量之間的變化規(guī)律，焊接極值電流的變化特征。并利用光學(xué)顯微鏡和(TEM)分析了熔核區(qū)微觀組織形態(tài)及亞結(jié)構(gòu)特征。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)采用1.2 mm厚冷軋雙相鋼，鋼板顯微組織為鐵素體(F)+馬氏體(M)。碳當(dāng)量的計算公式如式(1)所示。鋼板的成分見表1，力學(xué)性能見表2。

Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)

(1)

表1 鋼板化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù), %)

試驗(yàn)采用的設(shè)備為唐山開元阻焊設(shè)備有限公司生產(chǎn)的ZDT-B260中頻逆變點(diǎn)焊機(jī)，設(shè)備配置德國博世力士樂PSI6200型中頻逆變控制器，PSG6130型中頻逆變變壓器，具有輸出穩(wěn)定，工藝重復(fù)性好等優(yōu)點(diǎn)。試驗(yàn)用材質(zhì)為鉻鋯銅φ16 mm全新球形電極帽，如圖1所示。焊點(diǎn)熔核區(qū)采用線切割加工金相、硬度及電鏡試樣，采用DMI5000M光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行顯微組織觀察，Tecnai G220投射電鏡上進(jìn)行精細(xì)結(jié)構(gòu)分析，F(xiàn)M-700型顯微硬度儀進(jìn)行維氏硬度檢測分析。

表2 鋼板的力學(xué)性能

圖1 球面電極示意圖

鋼板表面采用工業(yè)酒精清洗并吹干。點(diǎn)焊試驗(yàn)采用電極壓力為4 kN，焊接時間分別為360 ms，400 ms和440 ms，保壓時間40 ms。試驗(yàn)前進(jìn)行多個焊點(diǎn)的焊接測試，使電極和點(diǎn)焊機(jī)進(jìn)入穩(wěn)定狀態(tài)。焊接電流從3.8 kA開始，以0.2 kA的幅度增加焊接電流，直至產(chǎn)生焊接飛濺，以0.1 kA的步長減小電流，連續(xù)焊接三件試樣不產(chǎn)生飛濺的最大焊接電流作為最大焊接電流Imax。以產(chǎn)生熔核直徑不小于4 mm的焊接電流作為最小焊接電流Imin。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 焊接工藝窗口的變化趨勢

鋼板的點(diǎn)焊工藝范圍大小是考察鋼板應(yīng)用性能的重要指標(biāo)。該試驗(yàn)中將熔核直徑d≥4 mm為合格焊點(diǎn)，這個指標(biāo)即滿足大眾焊接標(biāo)準(zhǔn)熔核直徑≥3.83 mm指標(biāo)，同時也能滿足通用汽車焊點(diǎn)標(biāo)準(zhǔn)(d≥4 mm)。試驗(yàn)獲得的點(diǎn)焊工藝窗口如圖2所示。

圖2 點(diǎn)焊工藝窗口

從圖2看，雖然三種牌號的鋼板厚度相同，但是點(diǎn)焊工藝窗口中焊接電流范圍及電流大小明顯不同，工藝窗口隨鋼板強(qiáng)度的增加逐漸向左側(cè)偏移。

影響鋼板點(diǎn)焊工藝窗口的因素中，鋼板的點(diǎn)焊總電阻、焊接散熱和鋼板的物理性質(zhì)等有密切關(guān)系。點(diǎn)焊區(qū)總電阻R包含電極與鋼板的接觸電阻2Rew、鋼板之間的接觸電阻Re和鋼板的內(nèi)部電阻2Rw。其中,Rw是鋼板本身物理性質(zhì)的體現(xiàn)，是影響點(diǎn)焊十分重要的因素，在點(diǎn)焊過程中析出熱量約占總熱量的90%～95%[6]，該試驗(yàn)采用軟規(guī)范，實(shí)際要大于此值。試驗(yàn)采用的三種牌號的鋼板均為冷軋鋼板，表面狀態(tài)一致，試驗(yàn)中電極帽為全新電極帽，因此，三種牌號鋼板的接觸電阻Re和Rew差別十分微小，Re和Rew的差別在該試驗(yàn)中可忽略不計。由于鋼板的厚度、焊接環(huán)境溫度、電極冷卻水溫度均相同，焊接散熱無顯著的差別。鋼板的的電阻、密度、導(dǎo)電性和導(dǎo)熱性等物理性能對焊點(diǎn)形核有影響。其中，電阻是對點(diǎn)焊形核影響最為顯著的因素，也是影響最大的因素。因此，從電阻率角度分析點(diǎn)焊工藝窗口的變化特征。

鋼板的電阻和鋼板的組織形態(tài)密切相關(guān)，鐵素體組織電阻最低，珠光體略高，馬氏體組織電阻最高。因此，雙相鋼中馬氏體比例越高，其電阻越大。根據(jù)電阻焊熱量公式：

Q=I2Rt

(2)

式中：Q為電阻熱；I為焊接電流；R為焊接電阻；t為焊接時間。可知，在鋼板厚度相同的條件下，獲得相同尺寸的熔核需要的Q是相同的，電阻R越大，焊接電流I越小。因此，鋼中高阻值的馬氏體含量對鋼板焊接電流有直接的影響，隨著馬氏體含量的增加，焊接區(qū)電阻增大，導(dǎo)致焊接電流呈減小的趨勢。

2.2 工藝區(qū)間的變化特征

隨著鋼板強(qiáng)度的提高，焊接工藝區(qū)間(ΔI=Imax-Imin)逐漸變窄。圖2的工藝窗口中，在焊接時間相同的條件下，焊接工藝區(qū)間呈現(xiàn)出減小的特征。表3列出了三種焊接時間條件下每個牌號鋼板的工藝區(qū)間范圍。鋼板強(qiáng)度越低，焊接工藝區(qū)間越大，焊接性越好。鋼板強(qiáng)度越高，工藝范圍越小。鋼中的碳當(dāng)量的增加造成了鋼板的焊接變差[7]，焊接工藝區(qū)間變窄。

表3 不同焊接時間下焊接電流對比 kA

2.3 極值電流的變化特征

從最小焊接電流(Imin)和最大焊接電流(Imax)相對另一個強(qiáng)度鋼板的Imin和Imax變化來看，隨著鋼板強(qiáng)度的增大，工藝窗口中Imin和Imax相對改變并非同步，Imin的變化相對較小，Imax改變相對較大。圖3，圖4為相鄰兩個強(qiáng)度級別鋼板的電流變化差值圖，最小焊接電流變化ΔImin(Imin590-Imin780和Imin780-Imin980)很小，在DP590與DP780兩個強(qiáng)度級別之間出現(xiàn)最大差值為0.3 kA，如圖3所示；而最大焊接電流ΔImax變化卻十分顯著，在DP780與DP980兩個強(qiáng)度級別鋼板之間出現(xiàn)最大差值為0.8 kA，如圖4所示。

圖3 DP590與DP780之間的電流差值

圖4 DP780與DP980之間的電流差值

由于鋼板的厚度相同，出現(xiàn)ΔImin和ΔImax不同步變化的原因，主要是焊接區(qū)電阻值變化引起的差異。鋼板含碳量不同，原始組織中馬氏體的比例隨含碳量的增加而變大。馬氏體的比例越大，鋼板的電阻越高，即RDP980>RDP780>RDP590。鋼板產(chǎn)生相同熔核直徑所需的熱量(Q)基本相同，在焊接電流較小時，鋼板受熱區(qū)域小，形成的熔核小(圖5)，鋼板電阻的變化對熔核影響相對較低，因此ΔImin值變化較小。焊接電流大時，熔核直徑及焊接熱影響區(qū)(HAZ)均有大幅度的增加(圖6)，鋼板的受熱區(qū)域包括電極與鋼板接觸面下的圓柱形區(qū)域及電極接觸面外的HAZ的受熱區(qū)域，由于受熱區(qū)域的大幅增加，鋼板的電阻值對焊接電流的影響更為顯著。因此，Imax值的變化受鋼板原始電阻的影響更為明顯，強(qiáng)度越高的鋼板需要的Imax相對越小，造成ΔImax變化較大。

圖5 Imin焊點(diǎn)宏觀

圖6 Imax焊點(diǎn)宏觀

3 微觀組織結(jié)構(gòu)特征

在光學(xué)顯微鏡下，DP590，DP780和DP980的鋼板熔核區(qū)組織均為馬氏體組織，可明顯的觀察到近似平行排列的板條組成的馬氏體板條束，板條束邊界(晶區(qū))呈現(xiàn)出不規(guī)則的形狀特征。隨著鋼板強(qiáng)度的增加，具有近似平行的、位向相同的板條束逐漸減少，不同方向排列的板條束變體逐漸增多，如圖7所示。點(diǎn)焊中熔核區(qū)金屬是在高壓力(電極壓力)、強(qiáng)制冷卻下的組織轉(zhuǎn)變過程，熔核金屬的冷卻冷速遠(yuǎn)大于形成馬氏體所需的臨界冷卻速率[8]。因此，熔核區(qū)最終形成板條馬氏組織。

圖7 熔核組織

采用透射電子顯微鏡對熔核區(qū)微觀形態(tài)進(jìn)行精細(xì)結(jié)構(gòu)分析，DP590和DP780鋼板的熔核區(qū)是板條馬氏體組織，其亞結(jié)構(gòu)為高密度的位錯，如圖8a、圖8b所示。DP980鋼板的熔核區(qū)組織以板條馬氏體為主，含有少量的孿晶馬氏體，其亞結(jié)構(gòu)為高密度的位錯和少量孿晶，如圖8c和圖9所示。檢驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)，隨鋼板強(qiáng)度的提高，位錯量呈現(xiàn)增多的趨勢。

圖8 熔核組織 TEM 檢驗(yàn)

一般認(rèn)為，低碳鋼淬火后形成馬氏體的亞結(jié)構(gòu)是高密度的位錯，也稱其為位錯馬氏體。中碳鋼淬火形成的馬氏體的亞結(jié)構(gòu)以高密度位錯為主，并有少量的孿晶[9]。文中涉及的鋼板均為低碳鋼，點(diǎn)焊熔合區(qū)組織中既有位錯亞結(jié)構(gòu)，同時出現(xiàn)了孿晶亞結(jié)構(gòu)特征，如圖9所示。馬躍新等人[10]提出了低碳馬氏體形成內(nèi)孿晶的“孿晶型長大機(jī)制”理論，認(rèn)為馬氏體中具有內(nèi)孿晶是相變過程中的一個環(huán)節(jié)，所有馬氏體內(nèi)部都存在內(nèi)孿晶，并且隨著鋼中含碳量的增加孿晶數(shù)量隨之增多。該觀點(diǎn)與文中的試驗(yàn)結(jié)果具有一致性，但是文中獲得的馬氏體組織是在電阻點(diǎn)焊工藝下獲得的，與文獻(xiàn)[10]的淬火工藝略有不同。

圖9 馬氏體中孿晶亞結(jié)構(gòu)的 TEM 照片

電阻點(diǎn)焊的熔核金屬冷卻過程是一個特殊的淬火過程。其一，點(diǎn)焊熔核金屬的受電極的強(qiáng)制冷卻作用，冷卻速度遠(yuǎn)大于馬氏體形成的臨界冷速，熔核金屬具有較大的過冷度。其二，熔核金屬組織轉(zhuǎn)變是在電極壓力下的轉(zhuǎn)變過程，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時體積發(fā)生膨脹，然而受電極壓力作用體積膨脹受到限制，更加大了熔核馬氏體組織向畸變能更低的方向轉(zhuǎn)變。其三，原始鋼板中碳含量對最終熔核組織的影響，隨著碳含量的增加馬氏體的畸變能增大[11]。碳含量低時，馬氏體形成溫度相對較高，熔核中的原子具有較強(qiáng)的活性，形成新相引起的畸變能較小，形成位錯型亞結(jié)構(gòu)。隨著碳含量的增加，馬氏體形成溫度降低，形成新相引起的畸變能不斷增大，特別是在雙相鋼中，馬氏體中碳濃度遠(yuǎn)大于鐵素體，高碳濃度的熔核金屬轉(zhuǎn)變形成的馬氏體在長大過程中若改變長大方向，按照鏡面對稱的方向長大，則可降低、調(diào)整畸變能，相變更容易向降低相變能量的方向發(fā)展，形成孿晶馬氏體。

4 接頭硬度

點(diǎn)焊接頭的系列顯微硬度，可充分反映接頭各部位的組織轉(zhuǎn)變及淬硬傾向性。熔核區(qū)硬度值隨鋼板強(qiáng)度的提高呈現(xiàn)增加的趨勢，如圖10所示。主要是因?yàn)槿酆私饘儆蓨W氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變屬于非擴(kuò)散型相變，形成碳在α鐵中的過飽和固溶體，造成大的晶格畸變，晶格畸變與板條馬氏體的高密度位錯共同作用下，造成熔核區(qū)具有較高的硬度值。隨著鋼中碳含量的增加，晶格畸變和位錯密度也增大，熔核區(qū)硬度也隨之增加。DP590和DP780的熱影響區(qū)未發(fā)生明顯的軟化傾向，DP980的熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化，如圖10所示。雙相鋼點(diǎn)焊接頭出現(xiàn)軟化的原因?yàn)殇摪羼R氏體組織發(fā)生回火，造成硬度降低[12-13]。在DP590和DP780接頭的HAZ中也發(fā)生了回火，但是其鋼中馬氏體比例低，馬氏體中碳含量也相對較低，因此其接頭軟化傾向不明顯。DP980鋼板的馬氏體比例和碳含量均較高，在點(diǎn)焊熱循環(huán)的作用下更容易出現(xiàn)軟化傾向。

圖10 點(diǎn)焊接頭系列顯微硬度

5 結(jié)論

(1)隨著馬氏體含量的增加，點(diǎn)焊工藝窗口逐漸向焊接電流小的方向偏移，并且點(diǎn)焊工藝區(qū)間變窄；工藝窗口下限電流隨馬氏體含量的增大小幅度的減小，上限電流大幅度的降低。

(2)低碳鋼點(diǎn)焊熔合區(qū)組織為完全馬氏體組織。鋼板碳含量低時熔核區(qū)組織為板條馬氏體，其亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯；碳含量高時熔核組織為板條馬氏體+孿晶馬氏體，亞結(jié)構(gòu)以高密度位錯為主，并有少量的孿晶。

(3)隨著鋼中馬氏體含量的增加，熔核區(qū)硬度呈增大趨勢，淬硬性逐漸增加。DP590和DP780點(diǎn)焊接頭無明顯的軟化傾向，DP980的熱影響區(qū)出現(xiàn)明顯的軟化區(qū)，主要是鋼中馬氏體發(fā)生回火造成硬度降低。