分享：焊接热输入对1000MPa级马氏体钢焊接接头组织和性能的影响

随着节能减排意识的增强,轻量化成为汽车工业发展的主要趋势,开发高强度钢板是实现轻量化的有效手段之一[1-2]。商用车轻量化的设计原则为：在确保强度、安全性、可靠性等汽车综合性能指标的前提下,兼顾质量、性能、价格等因素,最大限度地减轻各零部件的质量[3-4]。为满足轻量化要求,商用车上通常选择1 000 MPa级超高强马氏体钢,替代了传统700 MPa级高强钢。近年来,随着热轧技术的不断发展,“以热代冷”概念逐渐深化[5],即用同等强度和规格的热轧产品替代冷轧产品,以实现环保、节能和降本等需求,使热轧超高强马氏体钢在商用车领域应用广泛。 

商用车上焊缝数量众多,焊缝质量的好坏直接影响整车的安全性能,因此研究薄规格热轧超高强钢的焊接性能至关重要[6-10]。马彦龙等[11]研究了6.5 mm厚1 000 MPa级调制钢激光焊接接头的力学性能,发现当焊接速率为1.32,0.72 m/min时,拉伸断裂于母材处,焊接速率为0.72 m/min时,焊缝冲击性能优于焊接速率为1.32 m/min时的焊缝冲击性能。陈波[12]采用CO2激光对6 mm厚1 000 MPa级马氏体钢进行焊接,并研究了焊接接头的组织和性能,发现焊接接头的强度与母材差别不大,断裂位置为亚临界区和回火区,该处组织不均匀,晶界处以细小的马氏体和贝氏体为主。对10 mm厚Weldox 1300回火马氏体钢熔化极活性气体保护电弧焊接接头的冷裂纹敏感性进行分析,发现热输入和预热温度决定了冷裂倾向,当预热温度为100 ℃时,焊接接头的冷裂倾向最弱[13]。上述研究结果表明,超高强马氏体具有一定的可焊性,但焊后热影响区组织复杂,伴随软化或硬化现象,使其性能与母材相比有所下降。尽管目前对超高强马氏体钢焊接性能的研究较多,但大多集中于厚规格马氏体钢,且缺乏深入分析。 

笔者对1.8 mm厚热轧1 000 MPa级MS1000马氏体钢进行混合气体保护焊接,并研究其焊接性能,系统地分析了在工艺窗口内,焊接热输入对焊接接头组织演变规律及力学性能变化机制的影响,为改善薄规格超高强马氏体钢焊接性能提供了理论支持。 

1.   试验材料与方法

1.1   试验材料

试验对象为1.8 mm厚热轧1 000 MPa级MS1000马氏体钢,其化学成分及力学性能分别如表1,2所示。采用热膨胀仪测量MS1000钢的组织转变曲线,升温和降温速率均为3 ℃/min,采用切线法测量得到奥氏体起始转变温度（Ac1)和终止转变温度（Ac3）分别为736.8,858.9 ℃。 

焊接试验钢板的尺寸（长度×宽度×厚度）为200 mm×400 mm×1.8 mm,焊接方向与轧向垂直。选用直流气体保护焊机配备焊接机器人对MS1000钢进行焊接,焊接材料为1.2 mm（直径）的70 kg级焊丝,其主要化学成分如表3所示。接头采取对接形式,保护气为混合气体（体积分数为80%的CO2+体积分数为20%的氩气）,焊接间隙为0.5 mm。焊接过程及焊后冷却至室温前,试验钢板均夹持在焊接操作台上,防止其发生热变形。通过改变焊接电流可获得不同热输入的焊接接头,具体工艺参数如表4所示。当焊接热输入达到1.79 kJ/cm时,可获得全熔透焊缝,焊接工艺窗口为1.79~2.11 kJ/cm。 

1.2   试验方法

经焊接处理后,在试验钢板上切取尺寸（长度×宽度）为25 mm×10 mm的焊接接头,对其进行机械研磨和抛光。采用显微硬度计测量焊接接头的硬度,测量位置为从一侧母材到另一侧母材,每个硬度点间隔0.5 mm,设定载荷为4.9 N,保压时间为10 s。 

使用4%（体积分数）的硝酸乙醇溶液腐蚀试样。利用扫描电镜（SEM）观察试样的微观结构,并计算各相的相对含量,其中各热影响区观察位置均为紧邻上一个区域的位置。 

将试样在体积分数为10%的高氯酸乙醇溶液中电解抛光,利用电子背散射衍射（EBSD）方法分析试样的晶体结构信息,加速电压为20 kV,高倍下步长为0.06 μm,低倍下步长为0.15 μm。 

将一部分焊接接头打磨掉余高,并将其加工成拉伸试样,对试样进行拉伸试验,每个试样做3组试验,并计算平均值。采用截线法结合nano measure软件测量断口韧窝尺寸。将另一部分焊接接头打磨掉余高,并分别在焊缝区、粗晶区、细晶区、临界区及亚临界区开V形缺口,并制成尺寸（长度×宽度×厚度）为55 mm×10 mm×1.8 mm的冲击试样,对试样进行冲击试验,每个试样做3组试验,并计算平均值。 

2.   试验结果

2.1   焊接接头宏观形貌及硬度分布

图1为典型MS1000钢焊接接头的宏观形貌及不同焊接热输入下的硬度测试结果。由图1可知：MS1000钢焊接接头由焊缝区、粗晶区、细晶区、临界区及亚临界区组成,母材的平均硬度为362 HV；与母材相比,不同位置热影响区均发生了一定的软化现象；不同焊接热输入下,焊缝及热影响区硬度变化趋势一致；粗晶区硬度最高,为332~364 HV；亚临界区硬度略低于粗晶区,为311~352 HV,由高温至低温区硬度逐渐升高；临界区硬度继续降低,为285~300 HV；细晶区硬度最低,为271~281 HV,软化现象最严重；焊缝区硬度略高于细晶区,为276~284 HV。随着焊接热输入的增大,焊缝区、临界区及亚临界区硬度略有降低,粗晶区和细晶区的硬度略有升高。 

图  1  典型MS1000钢焊接接头的宏观形貌及不同焊接热输入下的硬度测试结果

2.2   焊接接头的微观形貌

MS1000钢焊接接头的SEM形貌如图2所示。由图2可知：与传统马氏体钢不同,MS1000钢组织中除马氏体外,含有质量分数约为15.6%的铁素体,分布于马氏体之间,马氏体的平均尺寸约为10 μm,铁素体的平均尺寸约为3 μm；不同焊接热输入的焊缝及热影响区组织具有一致性,亚临界区组织为马氏体+铁素体+贝氏体；临界区组织为马氏体+铁素体+贝氏体+马奥岛；细晶区组织为马氏体+铁素体+马奥岛；粗晶区组织主要为马氏体,伴随极少量贝氏体；焊缝区组织为针状铁素体+贝氏体+铁素体,晶粒尺寸细小。 

图  2  MS1000钢焊接接头的SEM形貌

亚临界区与MS1000钢相比,马氏体含量减少,这是亚临界区硬度降低的主要原因。临界区与亚临界区相比,铁素体含量增加及马氏体含量降低,这是临界区硬度进一步降低的主要原因,临界区峰值温度介于Ac1和Ac3之间,MS1000钢中部分马氏体转变为奥氏体,冷却过程中形成铁素体、贝氏体和马氏体,未来得及转变的组织以马奥岛的形式存在。细晶区峰值温度大于Ac3,组织变成单一的奥氏体相,高温停留时间较短,原奥氏体晶粒尺寸较小,因此高温时小尺寸奥氏体晶粒倾向于转变成铁素体。MS1000钢厚度较薄,焊后冷却速率较大,在铁素体转变温度区间停留时间较短,加之MS1000钢中锰元素含量较高,淬透性大,使得未转变完成的原奥氏体大部分转变成马氏体,少量来不及转变的组织保留至室温,形成马奥岛。与细晶区类似,粗晶区峰值温度高于Ac3,组织变成单一的奥氏体相,但其高温停留时间延长,晶粒明显长大。粗化的奥氏体晶粒倾向于向低温组织转变,使得粗晶区中组织以马氏体为主,导致粗晶区硬度高。在焊接过程中,焊丝熔化形成熔池,MS1000钢和焊缝区合金元素相互扩散。在冷却过程中,少量奥氏体转变成铁素体和贝氏体,大部分奥氏转变为针状铁素体,原因是焊缝中形成了含有铝、钛、锰等元素的氧、硫复合非金属夹杂物,与铁素体错配度小,诱导晶内铁素体形核。非金属夹杂物诱导生成的晶内铁素体晶界上可生长出新的晶内铁素体,使焊缝组织更加细化。 

2.3   焊接接头力学性能

2.3.1   拉伸性能

不同焊接热输入下MS1000焊接接头的拉伸性能测试结果如图3所示。由图3可知：当热输入由1.79 kJ/cm增大至2.11 kJ/cm时,屈服强度由790 MPa增大至820 MPa,抗拉强度由852 MPa增大至885 MPa,断后伸长率由3.19%减小至1.61%；与母材相比,焊接接头的抗拉强度、屈服强度及断后伸长率均有所减小。 

图  3  不同焊接热输入下MS1000钢焊接接头的拉伸性能测试结果

2.3.2   冲击性能

不同焊接热输入下MS1000钢焊接接头的冲击性能测试结果如图4所示。由图4可知：MS1000钢的平均冲击吸收能量为9.73 J,与其相比,焊缝区及各个热影响区平均冲击吸收能量均有不同程度的提高；焊缝区、临界区和亚临界区的平均冲击吸收能量最高,达17 J以上；粗晶区平均冲击吸收能量次之,为12.84 J；亚临界区平均冲击吸收能量为10.45 J。 

图  4  不同焊接热输入下MS1000钢焊接接头的冲击性能测试结果

3.   焊接热输入对焊接接头的影响

3.1   焊接热输入对焊接接头拉伸性能的影响

不同焊接热输入下MS1000钢焊接接头拉伸断裂位置如图5所示。由图5可知：当焊接热输入为1.79 kJ/cm时,断裂位置为细晶区,与焊接接头细晶区软化现象最严重的情况相吻合；当焊接热输入为1.95,2.11 kJ/cm时,断裂位置为亚临界区。 

图  5  不同焊接热输入下MS1000钢焊接接头拉伸断裂位置

不同焊接热输入下MS1000钢焊接接头拉伸断裂后的硬度测试结果如图6所示。由图6可知：当焊接热输入为1.79 kJ/cm时,拉伸断裂后硬度最低点出现在细晶区,最低硬度为290 HV；当焊接热输入为1.95,2.11 kJ/cm时,断裂后硬度最低点出现在亚临界区,其硬度分别为295 HV和302 HV,此时细晶区硬度分别为321 HV和323 HV。说明当焊接热输入为1.95,2.11 kJ/cm时,拉伸过程中细晶区加工硬化程度加剧。 

图  6  不同焊接热输入下MS1000钢焊接接头拉伸断裂后的硬度测试结果

不同焊接热输入下细晶区的SEM及KAM（局部取向差）形貌如图7所示。由图7可知：当焊接热输入为1.79 kJ/cm时,细晶区马氏体、铁素体及马奥岛的含量分别为67.6%,28.5%,3.9%,马氏体及铁素体的平均晶粒尺寸分别为3.6,2.1 μm；当热输入为1.95 kJ/cm时,细晶区马氏体、铁素体及马奥岛的含量分别为70.3%,26.3%,3.4%,马氏体及铁素体的平均晶粒尺寸分别为4.1,2.5 μm；当热输入增加至2.11 kJ/cm时,细晶区马氏体、铁素体及马奥岛含量分别为73.4%,24.0%,2.6%,马氏体及铁素体的平均晶粒尺寸分别为5.0,2.8 μm。随焊接热输入的增加,细晶区马氏体含量增加,铁素体及马奥岛含量降低,平均晶粒尺寸增加[14]。细晶区峰值温度大于Ac3,焊接时该区域组织完全奥氏体化,随着热输入的增加,原奥氏体晶粒尺寸增大,导致转变后的组织晶粒尺寸增大,且冷却过程中倾向于向低温组织转变,即马氏体含量增加。马氏体具有较高的硬度及位错密度。 

图  7  不同焊接热输入下细晶区SEM及KAM形貌

在对热输入较高的焊接试样进行拉伸时,细晶区加工硬化程度增加,使得拉伸断裂位置由细晶区变为亚临界区。材料位错密度（ρ）的计算方法如式（1）所示[15]。 

由式（1）可知；当焊接热输入分别为1.79,1.95,2.11 kJ/cm时,细晶区的K为0.24,0.28,0.29,其位错密度分别为1.98×106,2.31×106,2.40×106 mm－2,与组织变化情况一致。 

不同焊接热输入下MS1000钢断口的SEM形貌如图8所示。由图8可知：试样断口均布满韧窝,呈典型的韧性断裂特征；当热输入为1.79 kJ/cm时,韧窝平均尺寸为3.90 μm；当热输入为1.95 kJ/cm时,韧窝平均尺寸为3.51 μm；当热输入为2.11 kJ/cm时,韧窝平均尺寸为2.92 μm。随着焊接热输入的增加,韧窝尺寸逐渐减小,即塑性下降。 

图  8  不同焊接热输入下MS1000钢断口SEM形貌

3.2   焊接热输入对焊接接头冲击性能的影响

MS1000钢焊接接头晶界位向图如图9所示。由图9可知：MS1000钢大角度（大于10°）晶界占比为56.5%,与母材相比,焊缝及热影响区大角度晶界含量均高于母材；焊缝区大角度晶界占比最高,为79.6%；临界区和细晶区大角度晶界占比略低于焊缝区,约为78%；粗晶区和亚临界区大角度晶界占比分别为65.0%,60.6%。焊接接头各位置的大角度晶界含量与其韧性相关,大角度晶界的存在会阻碍缺陷运动或改变裂纹扩展轨迹,使得裂纹扩展至大角度晶界时,需要克服和消耗的能量大,因此大角度晶界含量高的区域冲击吸收能量大,韧性更好。 

图  9  MS1000钢焊接接头晶界位向图

4.   结论

（1）不同焊接热输入下,焊接接头整体硬度低于母材,细晶区的铁素体含量高,硬度最低。随着焊接热输入的增加,焊缝区、临界区及亚临界区硬度略有降低,而粗晶区和细晶区硬度略有上升。 

（2）不同焊接热输入下,焊接接头组织具有一致性。亚临界区组织为马氏体+铁素体+贝氏体,临界区组织为铁素体+马氏体+贝氏体+马奥岛,细晶区组织为马氏体+铁素体+马奥岛,粗晶区组织为马氏体+极少量贝氏体,焊缝区组织为针状铁素体+贝氏体+铁素体。 

（3）与MS1000钢相比,不同焊接热输入下的焊接接头的强度及塑性均有所降低。焊接热输入由1.79 kJ/cm增加至2.11 kJ/cm时,接头屈服强度由790 MPa增加至820 MPa,抗拉强度由852 MPa增加至885 MPa,断后伸长率由3.19%降低至1.61%,接头断裂位置由细晶区变为亚临界区。 

（4）焊接工艺窗口内,焊接热输入对焊接接头冲击韧性无明显影响。焊缝区、临界区和亚临界区的平均冲击吸收能量达17 J以上,粗晶区和亚临界区的平均冲击吸收能量分别为12.84,10.45 J,均高于MS1000钢。 

研究结果可指导商用车不同位置马氏体钢焊缝（如车厢底板、立柱等）的焊接参数选择,为改善焊接接头使用性能提供方向,以避免发生焊后变形开裂等问题,提高商用车的安全性。 

文章来源——材料与测试网