王 濤 張 梅 劉仁東 盧 林 張 亮 吳文恒

(1.上海材料研究所上海3D打印材料工程技術(shù)研究中心，上海 200437；2.上海大學材料科學與工程學院，上海 200444；3.鞍鋼技術(shù)中心，遼寧 鞍山 114001)

相變誘發(fā)塑性(transformation induced plasticity, TRIP)鋼具有高的強塑積和優(yōu)異的成形性能，被認為是最具發(fā)展?jié)摿Φ男乱淮邚姸绕囉娩揫1]，已廣泛應用于汽車制造業(yè)[2-3]，強度高于1 000 MPa的高強度TRIP鋼的應用也日趨廣泛[4]。

電阻點焊具有成本低、效率高等優(yōu)點，是汽車結(jié)構(gòu)件的主要焊接工藝[5-7]。然而，高強度TRIP鋼通常其碳、硅、錳等元素的含量較高，點焊接頭的熔核凝固時易形成成分偏析和縮孔等缺陷，且會增大碳當量，導致點焊接頭發(fā)生界面斷裂，顯著降低焊接接頭的強度[8]?？梢姡捎煤侠淼狞c焊工藝以消除熔核缺陷、改善熔核的顯微組織，對提高TRIP鋼點焊接頭的力學性能具有重要意義。點焊時，延長電極保壓時間可消除熔核的凝固縮松、提高點焊接頭的力學性能[9]。此外，多脈沖工藝也可有效改善熔核的顯微組織[10]。但關(guān)于采用多脈沖工藝焊接高強度TRIP鋼的報道還比較少，并且多脈沖工藝對熔核凝固過程及點焊接頭顯微組織影響的相關(guān)研究也不完善。因此，本文采用多脈沖工藝對980 MPa級TRIP980鋼板進行了焊接，研究了多脈沖工藝第二脈沖電流對點焊接頭顯微組織和力學性能的影響，旨在為制定TRIP980鋼板點焊工藝和研究點焊接頭性能提供參考。

1 試驗材料與方法

試驗材料為鞍鋼提供的1.5 mm厚980 MPa級TRIP980鋼板，其化學成分和碳當量(CE)列于表1。碳當量按式(1)計算[11]。根據(jù)碳當量判斷，試驗用TRIP980鋼板的焊接難度較大[12]。

表1 試驗用TRIP980鋼板的化學成分(質(zhì)量分數(shù))

CE(IIW)=%C+%Mn/6+(%Cr+%Mo+

%V)/5+(%Cu+%Ni)/15

(1)

用于點焊試驗的試樣尺寸根據(jù)GB/T 15111—1994確定，為100 mm×30 mm，試樣縱向平行于軋制方向，搭接焊接。點焊設(shè)備為BTD-260點焊機。電極材料為Cr-Zr-Cu，直徑20 mm，端面為平面，直徑6 mm。點焊工藝參數(shù)如表2所示，工藝A為僅施加一個電流脈沖的單脈沖工藝，工藝B、C和D為施加兩個電流脈沖的多脈沖工藝，多脈沖工藝中第一電流脈沖與工藝A相同，第一電流脈沖與第二電流脈沖之間設(shè)定30 cyc的間歇時間。

表2 電阻點焊工藝參數(shù)

選擇點焊時未發(fā)生飛濺的試樣進行顯微組織分析及力學性能測試。點焊接頭的金相試樣采用兩種方法腐蝕：觀察熔核晶粒的試樣用過飽和苦味酸溶液腐蝕；觀察點焊接頭顯微組織的試樣用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕。采用VHX-600超景深光學顯微鏡觀察點焊接頭的截面形貌，采用Appollo300場發(fā)射掃描電鏡(FG-SEM)和JEOL JEM-2010F場發(fā)射透射電鏡(TEM)表征點焊接頭的顯微組織。

采用MH-3維氏硬度計測定點焊接頭母材、熱影響區(qū)及熔核的硬度，試驗力為0.3 kg，熱影響區(qū)和熔核邊緣的測試點間距為150 μm，熔核內(nèi)測試點間距為300 μm。

拉剪試驗在微機控制的CMT 5105電子萬能試驗機上進行，夾頭運動速度為5 mm/min，測定點焊接頭的最大拉剪強度。拉剪試驗后，用HITACHI SU1510鎢燈絲掃描電鏡觀察拉剪試樣的斷口形貌。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

采用不同點焊工藝焊接的TRIP980鋼板點焊接頭截面的宏觀形貌如圖1所示。由圖1可知，采用工藝A和B焊接的接頭僅有單一的熔核(圖1(a)和1(b))，而采用工藝C和工藝D焊接的接頭除第一熔核外還有第二熔核(圖1(c)和1(d))，并且第二熔核尺寸隨著第二脈沖電流的增加而增大。采用工藝A、B、C和D焊接的接頭的第一熔核直徑分別為7.66、7.63、7.58、7.56 mm。由此可見，多脈沖工藝的第二脈沖電流對第一熔核直徑?jīng)]有明顯影響。

此外，采用工藝A和D焊接的接頭的熔核中心存在縮孔(圖1(a)和1(d))，采用工藝B和C焊接的接頭的熔核無縮孔(圖1(b)和1(c))，表明施加較小的第二脈沖電流可避免縮孔的形成，而較大的第二脈沖電流會導致縮孔再次出現(xiàn)。

圖1 采用單脈沖和多脈沖工藝電阻點焊的TRIP980鋼板焊接接頭截面的宏觀形貌

采用不同工藝焊接的點焊接頭熔合中心線附近的顯微組織如圖2所示。采用單脈沖工藝(工藝A)焊接，接頭熔核樹枝晶生長方向與熔合中心線幾乎垂直，在樹枝晶的間隙處形成縮孔(圖2(a))。采用多脈沖工藝焊接，第二脈沖電流較小時(工藝B)，熔核中心少量樹枝晶的生長方向與熔合中心線不垂直(圖2(b)虛線框內(nèi))，據(jù)此可判斷，熔核凝固后期傳熱方向發(fā)生了改變；采用工藝C焊接，熔合中心線附近的晶粒由樹枝晶向等軸晶過渡(圖2(c)虛線框內(nèi))，表明重熔形成的焊核內(nèi)過冷度明顯降低。進一步增大第二脈沖電流時(工藝D)，熔核中心的晶粒又轉(zhuǎn)變?yōu)闃渲В以跇渲чg隙再次形成縮孔(圖2(d))，可見熔核在凝固后期仍有較大的過冷度。

結(jié)合圖1和圖2分析了單脈沖工藝和多脈沖工藝對熔核凝固過程的影響。采用單脈沖工藝(工藝A)焊接時，接頭熔核內(nèi)金屬液逐漸冷卻導致流動性降低，同時快速生長的樹枝晶將金屬液分隔并阻礙金屬液流動，導致熔合中心線附近形成縮孔。采用多脈沖工藝焊接時，由于施加了5 kA的第二脈沖電流(工藝B)，再次產(chǎn)生的電阻熱降低了熔核中心的過冷度，導致傳熱方向發(fā)生改變從而影響凝固后期樹枝晶的生長方向，同時熔核中心冷卻速度的降低使樹枝晶間隙得到金屬液的有效補充，避免了縮孔的形成；第二脈沖電流增大至6 kA時(工藝C)，接頭熔核中心局部重熔成為第二熔核，重熔區(qū)周圍的熱影響區(qū)使過冷度進一步降低，避免了縮孔的形成，同時第二熔核凝固后形成了少量等軸晶；將第二脈沖電流增加至7 kA時(工藝D)，熔核重熔區(qū)顯著擴大，導致其周圍的熱影響區(qū)明顯縮小，減弱了對第二熔核的保溫作用，第二熔核內(nèi)樹枝晶在焊接后快速生長，最終形成與采用單脈沖工藝(工藝A)焊接的接頭相似的縮孔。

圖3為采用不同工藝點焊的接頭熔核的顯微組織。由圖3(a、c、e)可知，采用單脈沖和多脈沖工藝焊接的接頭的熔核組織均主要為板條馬氏體。

圖2 采用單脈沖和多脈沖工藝電阻點焊接頭熔合中心線附近的顯微組織

值得注意的是，采用工藝C焊接的接頭第二熔核附近有少量碳化物析出(如圖3(d)中箭頭所示)，表明重熔區(qū)周圍發(fā)生了明顯的回火。然而，用工藝D焊接的接頭第二熔核附近幾乎無碳化物析出(圖3(f))。這是由于采用工藝D焊接的接頭重熔區(qū)的熱影響區(qū)減小，使第二熔核的保溫時間縮短，導致鄰近第二熔核的區(qū)域冷卻較快，未經(jīng)受明顯的回火。

圖3 采用單脈沖和多脈沖工藝電阻點焊接頭熔核的顯微組織

為進一步了解TRIP980鋼板點焊接頭的顯微組織，選用工藝C焊接的接頭熔核及其鄰近的熱影響區(qū)進行透射電鏡分析，結(jié)果如圖4所示。可見第一和第二熔核組織主要為板條馬氏體，還有貝氏體，下貝氏體板條較寬，內(nèi)部有與板條生長方向呈近60°夾角并且平行排列的細小條狀碳化物(圖4(a)和4(b))。此外，鄰近熔核的熱影響區(qū)與熔核的顯微組織相同，均為板條馬氏體和下貝氏體(圖4(c))。

圖4 采用第二脈沖電流為6 kA的多脈沖工藝電阻點焊接頭熔核及其鄰近的熱影響區(qū)的顯微組織

3 力學性能

3.1 顯微硬度

不同工藝點焊的TRIP980鋼板接頭的顯微硬度測試方向和截面硬度分布如圖5所示。采用工藝A、B、C和D焊接的接頭的熔核的平均硬度分別為548、539、525和523 HV0.3，這表明工藝C和D的第二脈沖電流導致的回火使熔核的平均硬度降低了14～25 HV0.3。值得注意的是，與工藝A、B和C相比，采用工藝D焊接的接頭熱影響區(qū)寬度明顯增大，可見施加較大(7 kA)的第二脈沖電流可使點焊接頭熱影響區(qū)的寬度二次增大。

圖5 采用單脈沖和多脈沖工藝焊接的TRIP980鋼板點焊接頭的截面硬度分布

3.2 拉剪試驗

TRIP980鋼板點焊接頭的最大拉剪力隨第二脈沖電流的變化如圖6所示。點焊接頭的拉剪強度主要取決于熔核直徑，熔核直徑越大，點焊接頭能承受的拉剪載荷越大[13-14]。本文試驗中，不同工藝點焊的接頭的熔核直徑大致相同，但與采用工藝A、B和C點焊的接頭相比，采用工藝D焊接的點焊接頭的最大拉剪力明顯增大。其原因為，工藝D較大的第二脈沖電流(7 kA)產(chǎn)生的電阻熱使點焊接頭熱影響區(qū)寬度再次增大，同時鄰近熔核的熱影響區(qū)與熔核的顯微組織相同，相當于增加了等效熔核直徑，從而提高了點焊接頭的拉剪強度。

圖6 第二脈沖電流對TRIP980鋼板點焊接頭最大拉剪力的影響

TRIP980鋼板點焊接頭拉剪試樣斷口的宏觀形貌如圖7所示。所有拉剪試樣的斷裂模式均為熔核局部撕裂。由此可見，采用不同工藝點焊的TRIP980鋼板焊接接頭的質(zhì)量良好。點焊接頭最先開裂的區(qū)域均為熔核周圍的熱影響區(qū)，隨后裂紋沿熔核擴展導致其局部撕裂。此外，采用工藝D焊接的接頭熔核局部撕裂后可觀察到縮孔(圖7(d))，這表明拉剪載荷可導致熔核在縮孔處開裂。

圖7 采用單脈沖和多脈沖工藝點焊的接頭拉剪試驗試樣斷口的宏觀形貌

圖8為TRIP980鋼板點焊接頭拉剪試樣斷口的SEM照片。圖8(a)為采用工藝C焊接的接頭熔核外側(cè)熱影響區(qū)的斷口形貌，有大量韌窩，塑性斷裂特征明顯；圖8(b)為該熔核局部撕裂的形貌，韌窩和解理并存，表明高硬度的熔核斷裂為塑性與脆性混合的斷裂模式，這與其板條馬氏體和下貝氏體組織有關(guān)，下貝氏體塑性較好，能與板條馬氏體協(xié)調(diào)變形，阻礙脆性斷裂的發(fā)生[15-16]。此外，采用工藝D焊接的接頭第二熔核中心縮孔處(圖8(c))樹枝晶完整，未發(fā)生變形和斷裂，據(jù)此可以斷定，縮孔會成為熔核形變時的裂紋源并加速裂紋擴展，消除熔核的縮孔形成致密的組織有助于改善點焊接頭的力學性能。

圖8 拉剪試樣不同區(qū)域斷口的微觀形貌

4 結(jié)論

(1)采用單脈沖和多脈沖工藝對TRIP980鋼板進行電阻點焊時，在多脈沖工藝點焊過程中施加較小的第二脈沖電流(5或6 kA)可避免焊接接頭熔核中心形成縮孔。

(2)采用單脈沖和多脈沖工藝電阻點焊的接頭熔核組織均主要為板條馬氏體和下貝氏體，施加6和7 kA第二脈沖電流會使熔核中心重熔形成第二熔核，并導致第一熔核回火，從而硬度小幅度降低。

(3)采用不同工藝電阻點焊的接頭拉剪試樣的斷裂均為熔核局部撕裂，施加較大(7 kA)的第二脈沖電流可增加點焊接頭熱影響區(qū)的寬度，提高接頭的拉剪強度。