DP590鍍鋅雙相鋼CMT焊接接頭顯微組織及力學性能

劉巖, 劉曉昂, 張琳琳, 杜安娜, 劉兆真, 賀春林

(1.遼寧省先進材料制備技術重點實驗室，沈陽 110044；2.沈陽大學，沈陽 110044)

0 前言

汽車輕量化是近年來為緩解汽車尾氣帶來的大氣污染而產生的一項重要課題，相關研究顯示汽車車身自重消耗的能量在汽車的能量消耗中占有不小的比例，若將車身的自重減掉一半，CO2的排放量將會減少將近13%，從而緩解尾氣帶來的污染[1]。但若只為滿足輕量化而盲目減重，勢必會影響汽車的使用性能和安全性，因此在材料和工藝的選擇上要格外注意，不能因強調減重而忽略了對材料強度的考量[2]。

高強度鋼是目前汽車車身制造中的重要輕量化材料，高強度鋼與其他鋼材相比，具有重量低、強度高的優勢，在一段時間內會成為車身制造材料的首選[3]。到目前為止，高強鋼在車身上的應用占比已將近50%[4]。而DP590鍍鋅雙相鋼作為高強鋼中的一種，其成形能力好，具有良好的耐腐蝕性，具有較高的強度的特點使其在汽車車身制造中應用廣泛[5-6]。

焊接技術在汽車制造中應用廣泛，焊接工藝多種多樣，得到業內人士廣泛研究[7]。冷金屬過渡焊接技術(Cold metal transfer, CMT)是一種基于短路過渡的改進MIG焊接技術[8-9]。CMT工藝由于其熱輸入低、焊接效率高、焊縫均勻、飛濺少及形變小等特點得到廣泛應用[10-12]。CMT焊接技術的應用主要集中在薄板焊接及異種金屬的焊接，在鍍鋅鋼板焊接中亦是具有很大的優勢[13-15]。因此，文中研究了DP590鍍鋅雙相鋼CMT焊接接頭的組織和性能,該研究具有理論和實用性意義。

1 試驗材料及方法

母材選擇DP590熱鍍鋅雙相冷軋鋼(厚度為1.0 mm)，焊絲選擇φ1.0 mm BHG-2M的焊絲。DP590鍍鋅鋼化學成分見表1，力學性能見表2。用線切割將母材切割成尺寸為150 mm×150 mm的試板，利用Trans Puls Synergic 3200 CMT數字化焊機對切割后的試板進行搭接焊接，參數設置如下：送絲速度3.0 m/min，焊接速度400 mm/min，弧長修正系數0。

表1 DP590鋼化學成分(質量分數，%)

表2 DP590鋼力學性能

將焊接后的試板切割成尺寸為10 mm×30 mm的試樣，使用型號為OLYMPUS BX51M的金相顯微鏡對接頭組織進行觀察；利用型號為X’Pert Pro MPD 的X射線衍射儀(XRD)對接頭的物相組成進行分析；采用型號為S-4800的掃描電子顯微鏡對接頭的微觀組織及拉伸斷口形貌進行觀察，使用能譜分析儀(EDS)分析元素成分分布。

力學性能測定主要通過拉伸試驗和硬度試驗。拉伸試驗采用型號為CMT5105的微機控制電子萬能試驗機，在拉伸試驗前，要在試樣兩端放置2個墊片來消除厚度差，目的是保證拉伸力始終沿中軸線方向。圖1為根據GB/T 2651—2008《焊接接頭拉伸試驗方法》標準設計的拉伸試樣尺寸。硬度試驗使用402MVD數顯維氏硬度計來分析接頭各區域的硬度變化(測量點間距300 μm，壓頭載荷1.96 N，保持時間10 s)。

圖1 拉伸試樣尺寸

2 試驗結果與分析

2.1焊接接頭微觀組織

焊接接頭主要由3部分組成，分別為焊縫(WZ)、熱影響區(HAZ)、母材(BM)，其中熱影響區又分為不完全相變區、細晶區、粗晶區、熔合區4部分。圖2為焊接接頭橫截面的截面形貌，可看出CMT搭接焊后焊縫成形良好，不存在明顯缺陷。圖3所示為接頭處各區域顯微組織形貌，焊縫主要由板條狀馬氏體組成，具有較高的強度和硬度，綜合力學性能優良。在焊接熱的作用下，熱影響區溫度達到Ac3線以上，組織變為全奧氏體，奧氏體晶粒受熱急速長大變粗，形成粗晶區，部分組織發生馬氏體轉化，馬氏體是淬硬相，提高了材料的強度和硬度，同時該區鐵素體組織也隨著長大，韌性會有所降低。不完全相變區的組織主要是鐵素體，馬氏體含量與其他區域相比較少，由于鐵素體的強度和硬度較低，該區極易軟化，因此不完全相變區成為整個焊接接頭的薄弱環節。細晶區主要由較多的馬氏體及少量貝氏體組成，此區域顯微硬度較高。

圖2 焊接接頭橫截面形貌

圖3 焊接接頭顯微組織

為探究焊接接頭元素分布及物相組成，使用了EDS及XRD對焊接接頭進行了檢測。圖4為接頭元素EDS線掃描結果；圖5和圖6為焊縫上表面與橫截面物相組成XRD圖。通過EDS線掃描檢測發現，接頭處主要化學成分為Fe, Mn, Si及Cr元素。通過對接頭上表面及橫截面進行XRD檢測分析發現，上表面物相組成主要有Fe，同時還存在鐵的氧化物Fe2O3和Fe3O4，而橫截面物相成分僅有Fe。綜合EDS及XRD分析結果，均未發現Zn元素的存在，由此可見在焊接過程中焊縫處的Zn元素完全蒸發。這是由于焊接時，焊接熱要達到基板的熔點，對于鍍鋅雙相鋼來說，Zn的熔點遠低于鋼的熔點，焊接時鋅會首先熔化，并且在凝固前，Zn有足夠的時間蒸發出去，所以焊縫處基本上不見Zn元素。

圖4 焊接接頭EDS線掃描結果

圖5 焊縫上表面XRD圖

圖6 焊接接頭橫截面XRD圖

2.2焊接接頭力學性能

2.2.1拉伸性能

拉伸試驗前后試件尺寸對比如圖7所示，拉伸后試件明顯伸長，主要在斷后焊縫所在一側，并且主要是在熱影響區處伸長，斷口處可見明顯縮頸現象，斷口截面變薄，斷裂位置處于焊接熱影響區。

圖7 拉伸前后試件尺寸對比

圖8和圖9分別為母材和焊接接頭的拉伸力-位移曲線。根據兩圖可得，所承受最大載荷：母材為10.57 kN，焊件為10.48 kN；斷后伸長率：母材為22%，焊件為18%。對比發現，焊接接頭試件承受最大載荷較母材相比降低較少，而斷后伸長率與母材相比降低較多。這是由于焊接帶來大量的熱，使得熱影響區處晶粒嚴重長大，致使晶粒粗大。晶界是位錯運動的障礙，晶粒粗大時，晶界數量與細小晶粒相比減少，因此位錯運動障礙的數目有所減少，利于位錯穿過晶界，促使下一位錯源開動，由于位錯的運動與增值，產生了宏觀可見的塑性變形。粗大的晶粒利于位錯的運動，從而降低材料強度。晶粒越細小時，塑性變形能夠分散在更多個晶粒中進行，不容易產生較大的應力集中，延展性較好，反之晶粒越粗大，每個晶粒所分擔的塑性變形量越多，應力集中較大，延展性便較低，并且晶粒越粗大，越利于裂紋擴展，韌性下降。

圖8 母材拉伸力-位移圖

圖9 焊件拉伸力-位移圖

使用SEM觀察焊件拉伸斷口中心處基體和鋅層的形貌特征，如圖10所示。斷口中心鋼板處存在大量的大小不同、深淺不一的韌窩，撕裂棱也清晰可見，屬于典型的塑性斷裂。而斷口中心鋅層處呈現出解理斷裂的特征。拉伸試驗中焊件斷裂發生在不完全相變區，該處為軟化區，強度較低。宏觀上看，試件在受到載荷作用時，產生塑性變形，隨著載荷的持續作用，試件的受力狀態從單向應力狀態逐漸變成平面應變狀態，產生應力集中，最后試件斷于應力集中處。微觀上看，鋼中存在析出相，在析出相周圍易因塑性變形導致應力集中，析出相被撕裂，形成微孔，隨著大量微孔的聚集產生韌窩，以致宏觀上產生縮頸現象。

圖10 焊件拉伸斷口SEM形貌

2.2.2顯微硬度

為了探究焊后各區域顯微硬度的變化，利用數顯維氏硬度計，對焊接接頭及其附近區域的顯微硬度進行測量，方向從焊縫左側邊緣至另一側母材，測量位置及壓痕如圖11所示，顯微硬度分布如圖12所示。由分布圖得知，顯微硬度基本上以焊縫區為中心呈對稱分布。其中，焊縫區顯微硬度分布較均勻，平均顯微硬度最大，約為260 HV。熱影響區顯微硬度從靠近焊縫區一側至另一側方向呈先上升后下降的趨勢，平均約為250 HV。熱影響區中的細晶區顯微硬度最高，約為320 HV。母材區顯微硬度最低，平均約為180 HV。結合顯微組織分析，這是因為在焊縫區的馬氏體含量大于熱影響區與母材區，馬氏體是淬硬相，且在焊接熱作用下，焊縫成分均勻，馬氏體組織分布均勻且體積增大，此處硬度較高。而熱影響區中細晶區出現局部硬度升高，這是細晶強化的結果。不完全相變區的鐵素體的體積比母材區大，鐵素體強度和硬度較低，組織不均勻，因此此處硬度最低，并稱該處為軟化區，經測量軟化區寬約0.3 mm。

圖11 測量位置及其壓痕

圖12 顯微硬度分布

3 結論

(1)CMT搭接焊DP590鍍鋅鋼能夠得到成形良好、無明顯缺陷的焊接接頭。焊縫顯微組織主要是板條狀馬氏體，熱影響區的粗晶區顯微組織主要為板條狀馬氏體及少量鐵素體，細晶區的主要顯微組織為馬氏體和少量貝氏體，不完全相變區主要是鐵素體，且含量有所增加，并發生軟化。

(2)在文中試驗條件下，焊件能夠承受最大拉伸力為10.48 kN，稍低于母材10.57 kN。宏觀上，拉伸斷口存在縮頸現象，斷裂位置在熱影響區。微觀上，斷口處出現大量韌窩，為典型塑性斷裂。

(3)顯微硬度分布不均勻，各區域平均顯微硬度由大到小依次為：焊縫(約260 HV)、熱影響區(約250 HV)、母材(約180 HV)。硬度最高處為熱影響區中的細晶區，約為320 HV；硬度最低處在不完全相變區(熱影響區與母材交界處)，約為170 HV。