隨著節能減排意識的增強,輕量化成為汽車工業發展的主要趨勢,開發高強度鋼板是實現輕量化的有效手段之一[1-2]。商用車輕量化的設計原則為：在確保強度、安全性、可靠性等汽車綜合性能指標的前提下,兼顧質量、性能、價格等因素,最大限度地減輕各零部件的質量[3-4]。為滿足輕量化要求,商用車上通常選擇1 000 MPa級超高強馬氏體鋼,替代了傳統700 MPa級高強鋼。近年來,隨著熱軋技術的不斷發展,“以熱代冷”概念逐漸深化[5],即用同等強度和規格的熱軋產品替代冷軋產品,以實現環保、節能和降本等需求,使熱軋超高強馬氏體鋼在商用車領域應用廣泛。

商用車上焊縫數量眾多,焊縫質量的好壞直接影響整車的安全性能,因此研究薄規格熱軋超高強鋼的焊接性能至關重要[6-10]。馬彥龍等[11]研究了6.5 mm厚1 000 MPa級調制鋼激光焊接接頭的力學性能,發現當焊接速率為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級馬氏體鋼進行焊接,并研究了焊接接頭的組織和性能,發現焊接接頭的強度與母材差別不大,斷裂位置為亞臨界區和回火區,該處組織不均勻,晶界處以細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電弧焊接接頭的冷裂紋敏感性進行分析,發現熱輸入和預熱溫度決定了冷裂傾向,當預熱溫度為100 ℃時,焊接接頭的冷裂傾向最弱[13]。上述研究結果表明,超高強馬氏體具有一定的可焊性,但焊后熱影響區組織復雜,伴隨軟化或硬化現象,使其性能與母材相比有所下降。盡管目前對超高強馬氏體鋼焊接性能的研究較多,但大多集中于厚規格馬氏體鋼,且缺乏深入分析。

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

1. 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗對象為1.8 mm厚熱軋1 000 MPa級MS1000馬氏體鋼,其化學成分及力學性能分別如表1,2所示。采用熱膨脹儀測量MS1000鋼的組織轉變曲線,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變溫度（Ac1)和終止轉變溫度（Ac3）分別為736.8,858.9 ℃。

焊接試驗鋼板的尺寸（長度×寬度×厚度）為200 mm×400 mm×1.8 mm,焊接方向與軋向垂直。選用直流氣體保護焊機配備焊接機器人對MS1000鋼進行焊接,焊接材料為1.2 mm（直徑）的70 kg級焊絲,其主要化學成分如表3所示。接頭采取對接形式,保護氣為混合氣體（體積分數為80%的CO2+體積分數為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,試驗鋼板均夾持在焊接操作臺上,防止其發生熱變形。通過改變焊接電流可獲得不同熱輸入的焊接接頭,具體工藝參數如表4所示。當焊接熱輸入達到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 試驗方法

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

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

將試樣在體積分數為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構信息,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,對試樣進行拉伸試驗,每個試樣做3組試驗,并計算平均值。采用截線法結合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、粗晶區、細晶區、臨界區及亞臨界區開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,對試樣進行沖擊試驗,每個試樣做3組試驗,并計算平均值。

2. 試驗結果

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果。由圖1可知：MS1000鋼焊接接頭由焊縫區、粗晶區、細晶區、臨界區及亞臨界區組成,母材的平均硬度為362 HV；與母材相比,不同位置熱影響區均發生了一定的軟化現象；不同焊接熱輸入下,焊縫及熱影響區硬度變化趨勢一致；粗晶區硬度最高,為332~364 HV；亞臨界區硬度略低于粗晶區,為311~352 HV,由高溫至低溫區硬度逐漸升高；臨界區硬度繼續降低,為285~300 HV；細晶區硬度最低,為271~281 HV,軟化現象最嚴重；焊縫區硬度略高于細晶區,為276~284 HV。隨著焊接熱輸入的增大,焊縫區、臨界區及亞臨界區硬度略有降低,粗晶區和細晶區的硬度略有升高。

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：與傳統馬氏體鋼不同,MS1000鋼組織中除馬氏體外,含有質量分數約為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組織具有一致性,亞臨界區組織為馬氏體+鐵素體+貝氏體；臨界區組織為馬氏體+鐵素體+貝氏體+馬奧島；細晶區組織為馬氏體+鐵素體+馬奧島；粗晶區組織主要為馬氏體,伴隨極少量貝氏體；焊縫區組織為針狀鐵素體+貝氏體+鐵素體,晶粒尺寸細小。

圖 2MS1000鋼焊接接頭的SEM形貌

亞臨界區與MS1000鋼相比,馬氏體含量減少,這是亞臨界區硬度降低的主要原因。臨界區與亞臨界區相比,鐵素體含量增加及馬氏體含量降低,這是臨界區硬度進一步降低的主要原因,臨界區峰值溫度介于Ac1和Ac3之間,MS1000鋼中部分馬氏體轉變為奧氏體,冷卻過程中形成鐵素體、貝氏體和馬氏體,未來得及轉變的組織以馬奧島的形式存在。細晶區峰值溫度大于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變成鐵素體。MS1000鋼厚度較薄,焊后冷卻速率較大,在鐵素體轉變溫度區間停留時間較短,加之MS1000鋼中錳元素含量較高,淬透性大,使得未轉變完成的原奧氏體大部分轉變成馬氏體,少量來不及轉變的組織保留至室溫,形成馬奧島。與細晶區類似,粗晶區峰值溫度高于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變,使得粗晶區中組織以馬氏體為主,導致粗晶區硬度高。在焊接過程中,焊絲熔化形成熔池,MS1000鋼和焊縫區合金元素相互擴散。在冷卻過程中,少量奧氏體轉變成鐵素體和貝氏體,大部分奧氏轉變為針狀鐵素體,原因是焊縫中形成了含有鋁、鈦、錳等元素的氧、硫復合非金屬夾雜物,與鐵素體錯配度小,誘導晶內鐵素體形核。非金屬夾雜物誘導生成的晶內鐵素體晶界上可生長出新的晶內鐵素體,使焊縫組織更加細化。

2.3 焊接接頭力學性能

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果如圖3所示。由圖3可知：當熱輸入由1.79 kJ/cm增大至2.11 kJ/cm時,屈服強度由790 MPa增大至820 MPa,抗拉強度由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,焊接接頭的抗拉強度、屈服強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,焊縫區及各個熱影響區平均沖擊吸收能量均有不同程度的提高；焊縫區、臨界區和亞臨界區的平均沖擊吸收能量最高,達17 J以上；粗晶區平均沖擊吸收能量次之,為12.84 J；亞臨界區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：當焊接熱輸入為1.79 kJ/cm時,斷裂位置為細晶區,與焊接接頭細晶區軟化現象最嚴重的情況相吻合；當焊接熱輸入為1.95,2.11 kJ/cm時,斷裂位置為亞臨界區。

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果如圖6所示。由圖6可知：當焊接熱輸入為1.79 kJ/cm時,拉伸斷裂后硬度最低點出現在細晶區,最低硬度為290 HV；當焊接熱輸入為1.95,2.11 kJ/cm時,斷裂后硬度最低點出現在亞臨界區,其硬度分別為295 HV和302 HV,此時細晶區硬度分別為321 HV和323 HV。說明當焊接熱輸入為1.95,2.11 kJ/cm時,拉伸過程中細晶區加工硬化程度加劇。

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果

不同焊接熱輸入下細晶區的SEM及KAM（局部取向差）形貌如圖7所示。由圖7可知：當焊接熱輸入為1.79 kJ/cm時,細晶區馬氏體、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；當熱輸入為1.95 kJ/cm時,細晶區馬氏體、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；當熱輸入增加至2.11 kJ/cm時,細晶區馬氏體、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,細晶區馬氏體含量增加,鐵素體及馬奧島含量降低,平均晶粒尺寸增加[14]。細晶區峰值溫度大于Ac3,焊接時該區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,導致轉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晶區SEM及KAM形貌

在對熱輸入較高的焊接試樣進行拉伸時,細晶區加工硬化程度增加,使得拉伸斷裂位置由細晶區變為亞臨界區。材料位錯密度（ρ）的計算方法如式（1）所示[15]。

由式（1）可知；當焊接熱輸入分別為1.79,1.95,2.11 kJ/cm時,細晶區的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；當熱輸入為1.79 kJ/cm時,韌窩平均尺寸為3.90 μm；當熱輸入為1.95 kJ/cm時,韌窩平均尺寸為3.51 μm；當熱輸入為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,焊縫及熱影響區大角度晶界含量均高于母材；焊縫區大角度晶界占比最高,為79.6%；臨界區和細晶區大角度晶界占比略低于焊縫區,約為78%；粗晶區和亞臨界區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,大角度晶界的存在會阻礙缺陷運動或改變裂紋擴展軌跡,使得裂紋擴展至大角度晶界時,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. 結論

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

（2）不同焊接熱輸入下,焊接接頭組織具有一致性。亞臨界區組織為馬氏體+鐵素體+貝氏體,臨界區組織為鐵素體+馬氏體+貝氏體+馬奧島,細晶區組織為馬氏體+鐵素體+馬奧島,粗晶區組織為馬氏體+極少量貝氏體,焊縫區組織為針狀鐵素體+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,接頭屈服強度由790 MPa增加至820 MPa,抗拉強度由852 MPa增加至885 MPa,斷后伸長率由3.19%降低至1.61%,接頭斷裂位置由細晶區變為亞臨界區。

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

研究結果可指導商用車不同位置馬氏體鋼焊縫（如車廂底板、立柱等）的焊接參數選擇,為改善焊接接頭使用性能提供方向,以避免發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