王云浩 王魏軍 岑瓊瑛 孫曉云 張 梅

（上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444）

先進高強鋼（advanced high strength steel，AHSS）是為解決汽車輕量化問題而研發(fā)的一系列鋼種，已發(fā)展出了三代、十幾個品種，并在汽車制造的各個環(huán)節(jié)得到了廣泛應(yīng)用。其中，以鐵素體為基體的第一代先進高強鋼的強塑積可達25 GPa·%；以奧氏體為基體的第二代先進高強鋼因加入大量合金元素而獲得近乎全奧氏體組織，并依靠奧氏體的動態(tài)應(yīng)變硬化特性達到極高的強塑性（＞50 GPa·%）；第三代先進高強鋼的典型鋼種是中錳鋼，其成分特點是低碳（wC＜0.5%）中合金（wMn＝3%～12%），由于合金元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)減少了10%～20%，相比第二代先進高強鋼具有明顯的成本優(yōu)勢。中錳鋼一方面通過固溶強化、細(xì)晶強化、相變強化等方式提高強度；另一方面通過控制C、Mn在奧氏體中的配分提高亞穩(wěn)奧氏體的含量，利用相變誘導(dǎo)塑性（phase transformation induced plasticity，TRIP）機制提高鋼的塑性。通常，中錳鋼的抗拉強度為750～2 200 MPa，總延伸率為15%～85%，強塑積可達30～70 GPa·%［1］，性能遠(yuǎn)超第一代先進高強鋼。

焊接是新型材料實現(xiàn)工業(yè)化應(yīng)用的關(guān)鍵技術(shù)。激光焊由于擁有生產(chǎn)效率高、熱輸入少、焊后變形小等優(yōu)點，在汽車行業(yè)應(yīng)用逐漸廣泛［2-3］。對于焊后熱處理，國內(nèi)外學(xué)者已進行了大量研究。潘華等［4］研究了焊后熱處理對中錳鋼電阻點焊接頭組織與力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)焊后低溫回火可以顯著提高點焊接頭的力學(xué)性能，且低溫回火時間長短影響不大。王晨鶴等［5］研究了回火溫度對微合金C-Mn鋼激光焊接接頭組織與硬度的影響，發(fā)現(xiàn)當(dāng)回火溫度超過550℃至650℃時，由于板條馬氏體發(fā)生了明顯的再結(jié)晶，接頭硬度明顯降低。Kuryntsev等［6］研究發(fā)現(xiàn)，0.3C-1Cr-1Si鋼激光焊并回火后，針狀無碳化物馬氏體分別轉(zhuǎn)變?yōu)樗魇象w和大顆粒碳化物組織、回火馬氏體組織，且焊縫區(qū)和粗晶區(qū)硬度均大幅度下降。以上研究均表明，回火可以提高激光焊中錳鋼焊接接頭性能。但目前關(guān)于0.15C-7Mn-0.12V中錳鋼激光焊接接頭特征以及回火溫度對接頭組織和性能的影響研究報道較少，因此本文研究了激光焊0.15C-7Mn-0.12V中錳鋼焊接接頭的顯微組織以及回火對焊接接頭組織、力學(xué)性能和斷裂行為的影響，以期為中錳鋼的實際應(yīng)用提供試驗數(shù)據(jù)和理論支撐。

1 試驗材料和方法

1.1 試樣制備

試驗材料為1.6 mm厚的商用7MnV冷軋中錳鋼板，其化學(xué)成分如表1所示。7MnV中錳鋼的碳當(dāng)量較高，焊后淬硬傾向大。

表1 7MnV鋼的化學(xué)成分和碳當(dāng)量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition and carbon equivalent of the 7MnV steel（mass fraction）%

使用Rapido 3D型光纖激光器（最大額定功率4 kW，光斑直徑0.6 mm）沿板材軋制方向?qū)?MnV中錳鋼進行對接焊，焊接保護氣體采用80 kPa的氮氣。焊前將150 mm×200 mm試樣的待焊側(cè)表面打磨干凈，然后用丙酮清洗，最后將待焊板在70℃烘干30 min，防止焊接過程受水汽、雜質(zhì)的影響。采用3 kW激光功率、3.5 m／min焊接速度對試板進行焊接，離焦量為0，兩板之間不留焊接間隙。最后將焊態(tài)試樣在電阻爐中分別加熱至250、550℃保溫30 min后，空冷至室溫。

1.2 試驗方法

沿垂直于焊接方向取金相、拉伸試樣，根據(jù)ASTM E8／E8M—2011《金屬材料拉伸試驗方法》制備拉伸試樣，尺寸如圖1所示。使用Zwick／Z100TEW型拉伸機進行室溫靜態(tài)拉伸試驗，拉伸速率為3 mm／min，每組進行3次重復(fù)試驗并取平均值。金相試樣經(jīng)打磨、拋光后用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕4～6 s，之后用Zeiss EVO18型掃描電子顯微鏡進行焊縫組織和斷口形貌觀察，并進行能譜分析，研究焊后Mn元素的蒸發(fā)現(xiàn)象。采用MH-5L型硬度計測試焊接接頭硬度，試驗力為200 g，保載時間為10 s。

圖1 拉伸試樣尺寸示意圖Fig.1 Schematic diagram of tensile specimen

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

圖2為焊態(tài)接頭不同區(qū)域的顯微組織?？梢?，焊縫區(qū)為粗大的全馬氏體組織，焊接過程中其峰值溫度超過熔點，經(jīng)過快速冷卻從而形成了全馬氏體組織；粗晶熱影響區(qū)由于過熱晶粒嚴(yán)重粗化，之后快速冷卻形成板條馬氏體組織，其峰值溫度一般為900～1 350℃；隨著峰值溫度的降低，細(xì)晶熱影響區(qū)中奧氏體沒有足夠的時間長大就快速冷卻發(fā)生相變，從而形成更加細(xì)小的板條馬氏體［8-9］；臨界熱影響區(qū)僅有碳元素富集的部分區(qū)域發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變，因而冷卻后形成鐵素體、奧氏體和馬氏體混合組織，其中“凹陷”組織為奧氏體，“浮凸”組織為鐵素體，內(nèi)部存在細(xì)小的板條馬氏體；距離母材最近的亞臨界熱影響區(qū)組織與母材十分類似，均由鐵素體和奧氏體組成，奧氏體中存在少量碳化物。

圖2 焊態(tài)接頭不同區(qū)域的顯微組織Fig.2 Microstructures in different areas of the as-welded joint

圖3為焊態(tài)和250、550℃回火態(tài)焊接接頭焊縫區(qū)的顯微組織。從圖3（a，d）可以看出，由于激光焊接冷速較快，焊態(tài)試樣焊縫區(qū)生成了較粗大的馬氏體組織；此外，由于熔池不同區(qū)域溫度梯度大，晶粒沿垂直于焊接方向生長，焊縫組織呈現(xiàn)出明顯的柱狀晶特征。250和550℃回火試樣原奧氏體晶界和晶內(nèi)均有碳化物生成，且產(chǎn)生了回火馬氏體。250℃回火試樣中碳化物析出較少，馬氏體回復(fù)不充分，仍呈現(xiàn)板條狀形貌。550℃回火試樣中碳化物析出更明顯，馬氏體內(nèi)有細(xì)小顆粒狀的“白點”、“白條”組織（見圖3（f）），且相較于250℃回火態(tài)試樣（圖3（e）），這些組織的球化特征更明顯，馬氏體板條束也逐漸溶解合并。另外，550℃回火試樣中由于碳化物大量析出，部分馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榫哂兴魇象w特征的鐵素體＋碳化物機械混合物。

圖3 焊態(tài)和回火態(tài)焊接接頭焊縫區(qū)的顯微組織Fig.3 Microstructures in the weld zone of the as-welded and as-tempered joints

圖4為焊態(tài)和250、550℃回火態(tài)焊接接頭臨界熱影響區(qū)的顯微組織。該區(qū)溫度介于Ac1與Ac3之間，母材中部分鐵素體和奧氏體發(fā)生相變生成細(xì)小的馬氏體，且馬氏體含量隨著與焊縫中心距離的增大而減少，如圖4（a，d）所示。250℃回火試樣馬氏體中有細(xì)小的條帶狀碳化物析出（圖4（b，e））。550℃回火試樣馬氏體中碳化物析出更多且明顯長大，呈球狀，鐵素體和奧氏體中也有碳化物析出（圖4（c，f））。

圖4 焊態(tài)和回火態(tài)焊接接頭臨界熱影響區(qū)的顯微組織Fig.4 Microstructures in the heat-affected zone of the as-welded and as-tempered joints

2.2 力學(xué)性能及斷口形貌

焊態(tài)和250、550℃回火態(tài)焊接接頭和母材的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖5所示。可見250℃回火試樣的強度較焊態(tài)試樣有所降低，550℃回火試樣的強度明顯降低，但塑性明顯提升，其抗拉強度約270 MPa，屈服強度約400 MPa，斷后伸長率達11.7%，約為母材的75.3%。這是由于回火后焊縫中脆硬的板條狀馬氏體轉(zhuǎn)變成回火馬氏體，強度有所下降而塑性提升。

圖5 焊態(tài)和回火態(tài)焊接接頭和母材的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 Tensile stress-strain curves of the as-welded and as-tempered joints and the base metal

圖6～圖8分別為焊態(tài)和250、550℃回火態(tài)試樣的拉伸斷口形貌?？梢?種試樣斷口均呈現(xiàn)出穿晶、沿晶混合斷裂特征。如圖6（a，c）中方框所示，穿晶斷裂分布于試樣斷口中心并呈條帶狀分布；沿晶斷裂靠近斷面兩側(cè)表面分布，呈“冰糖狀”特征。此外，550℃回火試樣斷口還出現(xiàn)了細(xì)小密集的等軸狀韌窩形貌，通常稱這類斷口類型為韌窩狀沿晶斷裂［10］。這類斷口由于在裂紋擴展過程中新生表面的面積更大，消耗能量更多，其塑性較焊態(tài)和250℃回火態(tài)試樣的明顯提升。

圖6 焊態(tài)試樣斷口形貌Fig.6 Fracture morphologies of the as-welded sample

圖7 250℃回火試樣斷口形貌Fig.7 Fracture morphologies of the sample tempered at 250℃

圖8 550℃回火試樣斷口形貌Fig.8 Fracture morphologies of the sample tempered at 550℃

2.3 顯微硬度

焊態(tài)與回火態(tài)試樣的顯微硬度分布如圖9所示?？梢姾笐B(tài)試樣硬度分布不均，總體上可分為硬化區(qū)、軟化區(qū)和母材3個區(qū)域。其中硬化區(qū)由焊縫和熱影響區(qū)中的粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)和臨界熱影響區(qū)構(gòu)成，軟化區(qū)由熱影響區(qū)的臨界熱影響區(qū)構(gòu)成。硬化區(qū)組織均為馬氏體，因此硬度較高。其中細(xì)晶熱影響區(qū)的硬度最高，可達540 HV0.2；焊縫和粗晶熱影響區(qū)均為粗大的板條馬氏體，因此硬度較細(xì)晶區(qū)低。最后凝固的焊縫中心組織內(nèi)應(yīng)力較小，導(dǎo)致硬度降低；焊縫中心峰值溫度較高，冷卻速度較慢，冷卻過程中C、Mn元素在焊縫中心配分較少，造成硬度下降。試驗鋼中較多的V起到細(xì)晶強化和析出強化的作用，由于亞臨界熱影響區(qū)溫度為500～600℃，在此溫度區(qū)間有碳化物析出，使其相較于母材出現(xiàn)嚴(yán)重的軟化。250℃回火試樣硬度略有下降，推測其原因為：250℃回火時，馬氏體片層間僅有少量碳化物析出，部分馬氏體還未發(fā)生變化，因此對材料硬度影響不大。而550℃回火試樣，由于回火溫度較高，整個接頭均有大量碳化物析出，焊縫區(qū)發(fā)生馬氏體回火造成軟化，母材組織發(fā)生回復(fù)，位錯密度顯著降低，導(dǎo)致整個接頭硬度明顯下降。

圖9 焊態(tài)與回火態(tài)試樣的顯微硬度分布Fig.9 Microhardness distribution in the as-welded and as-tempered samples

2.4 回火溫度對母材的影響

從圖5拉伸曲線可知，550℃回火試樣母材在拉伸屈服過程中出現(xiàn)了明顯的呂德斯帶。由于焊縫區(qū)組織為馬氏體，與母材差別較大，當(dāng)拉伸至應(yīng)力突增的第二屈服點（圖5中箭頭所指處）時，標(biāo)志著呂德斯帶運動至試樣的焊縫區(qū)，之后呂德斯帶繼續(xù)向試樣的另一端擴張，最終試樣進入加工硬化階段。根據(jù)位錯增值理論，呂德斯帶產(chǎn)生條件為［11］：材料變形前可動位錯密度很低，且隨塑性變形位錯能快速增值，材料自身的應(yīng)力敏感程度較低。經(jīng)過550℃回火的母材發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶，導(dǎo)致鐵素體中可動位錯密度大大降低，從而使得呂德斯帶更易產(chǎn)生。

從圖9可以發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過250℃回火的母材硬度沒有明顯變化；而550℃回火的母材硬度降低約100 HV0.2，屈服強度降低約400 MPa。這主要是高溫回火后母材中細(xì)小彌散的碳化物逐漸聚集長大，導(dǎo)致其析出強化作用消失［12］；此外，母材發(fā)生回復(fù)甚至再結(jié)晶，位錯密度降低，加工硬化減弱。在這兩種因素的共同作用下，母材的硬度和屈服強度都明顯降低。

3 結(jié)論

（1）中錳鋼焊態(tài)焊縫組織為全馬氏體，回火態(tài)焊縫組織為回火馬氏體。

（2）焊態(tài)及250℃回火試樣均無塑性，而550℃回火試樣的塑性明顯提升，斷后伸長率達11.7%，約為母材的75.3%，抗拉強度較母材降低約270 MPa，且拉伸過程中出現(xiàn)呂德斯帶。

（3）焊態(tài)、回火態(tài)試樣均拉伸斷裂在焊縫處，焊態(tài)及250℃回火試樣的拉伸斷裂方式為沿晶＋穿晶混合斷裂，550℃回火試樣除了混合斷裂外，還存在韌窩狀沿晶斷裂。