表 1實驗材料的化學成分（質量分數，%）
- 摘要:為了改善熱鍍鋅雙相鋼DP780電阻點焊接頭微觀組織與力學性能，在電阻點焊之后通過增加回火脈沖，對比不同點焊工藝對點焊接頭組織、硬度、拉伸載荷和吸收能的影響。結果表明單脈沖工藝下，熔核區(qū)組織為粗大的板條馬氏體，拉伸載荷較低，增加回火脈沖使熔核區(qū)組織細化，熔核區(qū)和熱影響區(qū)的馬氏體軟化，塑韌性提高，脆硬傾向減小，拉伸實驗過程中提高了對斷裂發(fā)展的抵抗力，拉伸載荷提高，當回火脈沖電流為5 kA，回火脈沖時間為200 ms參數下，可獲得滿意的焊接機械性能。
為了滿足日益嚴格的環(huán)保法規(guī)要求，汽車制造商正在努力減輕汽車車身重量，因為車身越輕燃料消耗和氣體排放就越低[1]。先進高強度鋼擁有出色的強度，在更輕的車身重量需求下促使先進高強度鋼正逐步替代傳統(tǒng)碳鋼。先進高強度鋼，如雙相鋼、復相鋼、相變誘導塑性鋼及淬火配分鋼等已廣泛應用于汽車行業(yè)。在汽車車身制造中，焊裝包括車身底板、側圍、車架、車身總成等部分，在焊接過程中大量采用電阻點焊工藝，車身上有數千個焊點，由于它們的性能會顯著影響車輛的耐用性和耐撞性[2-4]，因此先進高強度鋼的電阻點焊性能尤為重要，焊接裂紋、縮孔和飛濺等缺陷均會對點焊接頭的機械性能產生不利影響。先進高強度鋼焊接過程中其塑性溫度區(qū)間較窄，與傳統(tǒng)低碳鋼相比，為獲得同樣的塑性變形需要較大的電極壓力，因此導致焊接窗口變窄，工藝較難控制，容易出現焊接缺陷影響焊接性能[5-6]。先進高強度鋼由于碳當量較高，熔核區(qū)快速冷卻后組織基本為馬氏體具有非常高的硬度，在拉伸剪切實驗中，材料較高的屈服強度將會在點焊接頭邊緣產生更大的應力集中，完全鈕扣斷裂不容易發(fā)生，因此焊點機械性能測試過程中可能更容易產生界面或部分界面斷裂模式。對于先進高強度鋼即使出現這種類型的斷裂模式，預期應用的焊接強度仍然可以達到[7-9]，但相對較低。傳統(tǒng)的失效模式準則認為熔核直徑大于臨界值可確保焊接接頭以完全鈕扣斷裂模式失效，臨界值僅取決于焊接鋼板的厚度，但對于先進高強鋼臨界熔核直徑不僅取決于鋼板厚度，還取決于失效部位硬度與焊點熔核硬度的比值，因此傳統(tǒng)的失效準則已不足以對其電阻點焊性能進行評價。為了改善先進高強鋼的失效模式，提高焊點機械性能，需要對淬火后的硬質馬氏體進行軟化處理。軟化是由于在熱影響區(qū)中形成回火馬氏體，從而提高了焊點吸收能量的能力。為提高熱鍍鋅雙相鋼DP780電阻點焊性能，在電阻點焊焊接循環(huán)后增加回火脈沖，本實驗研究了回火脈沖電流和時間對點焊接頭性能的影響。
1. 實驗材料與方法
實驗材料采用C-Si-Mn成分體系設計的熱鍍鋅雙相鋼DP780，適量添加微合金元素，具體化學成分見表1。使用中頻直流電阻點焊機進行焊接，電極為端面直徑6 mm的圓頂型電極，材質為鉻鋯銅。
選擇在單脈沖條件下，以拉伸剪切載荷最大且不會發(fā)生飛濺的焊接參數為基礎增加回火脈沖，實驗過程中電極壓力固定為4.0 kN。實驗中焊后間隔為500 ms，滿足使焊點完全轉變?yōu)轳R氏體所需的淬火時間。為避免由于水冷銅電極的存在及其淬火效應使點焊接頭快速冷卻，回火脈沖后的保持時間設置為0，以防止焊點的快速冷卻，回火脈沖過程示意圖如圖1所示。圖中，I1：點焊電流，8 kA；I2：回火脈沖，4/5/6 kA；t1：點焊時間，200 ms；t2：焊后間隔，500 ms；t3：脈沖時間，100/200/300 ms。
拉伸剪切實驗的樣品：將長度150 mm、寬度50 mm的鋼板以圖2所示的方式搭接后進行焊接。在相同的焊接工藝參數條件下進行三次重復焊接，并分別測試拉伸剪切性能。為了在拉伸測試過程中保持對準，在每次測試中都使用由實驗材料制造的墊片，其厚度與拉伸剪切實驗的樣品厚度相同。在電子萬能實驗機上進行拉伸實驗，應變速率為8 mm/min，同時記錄載荷-位移曲線，從中提取最大載荷并測量吸收能。
通過線切割將焊點從中心切開，制備組織分析試樣及硬度測試試樣。在室溫下進行機械拋光，然后用體積分數為4%的硝酸酒精溶液進行腐蝕并拋光，通過掃描電子顯微鏡觀察微觀結構，并分析經單脈沖及不同回火脈沖電流和時間處理后拉伸剪切性能變化。使用維氏顯微硬度測試儀測量點焊接頭硬度，測試載荷為9.8 N，保持時間為10 s。
2. 實驗結果與討論
2.1 金相組織和硬度分析
電阻點焊接頭的典型顯微組織由三個區(qū)域組成，即母材、熱影響區(qū)和熔核區(qū)，在本實驗中母材由鐵素體和馬氏體組成，熱影響區(qū)顯微組織主要由鐵素體和呈片狀的馬氏體組成，由于焊接過程中的熱量輸入，熱影響區(qū)的晶粒尺寸要明顯大于母材和熔合區(qū)的晶粒尺寸，熔核區(qū)主要由粗大的板條馬氏體組成。圖3為單脈沖及增加回火脈沖熔核區(qū)的顯微組織。從圖3可以看出熔核區(qū)的組織均由馬氏體組成。從圖3（b）可以看出，在增加回火脈沖后，組織得到明顯的細化，增加回火脈沖之后熔核區(qū)的板條馬氏體轉變?yōu)榛鼗瘃R氏體，表現出比較明顯的回火特征，馬氏體中所含的碳在回火脈沖過程中擴散形成碳化物，當在熱影響區(qū)中形成回火馬氏體時，會發(fā)生熱影響區(qū)軟化現象。
不同工藝下的接頭硬度分布如圖4所示。從圖4可以看出隨著回火脈沖電流和時間的增加，熔核區(qū)的顯微硬度略有下降，在焊接過程中由于熔核區(qū)在高冷速下形成板條馬氏體使得其顯微硬度是母材的兩倍多。同時，增加回火脈沖馬氏體在一定程度上促進了熱影響區(qū)進一步完成回火，不同工藝下熱影響區(qū)均存在一定程度的軟化。
2.2 力學性能
圖5為不同工藝下拉伸剪切載荷及吸收能的變化情況，其中拉伸載荷和吸收能均為三次重復測試的平均值。從圖5可以看出，當改變回火脈沖電流和時間時，接頭的機械性能變化明顯；回火脈沖電流為5 kA、時間為200 ms參數下點焊接頭綜合性能良好。因增加回火脈沖接頭熔核區(qū)的馬氏體組織得到了細化，因而接頭硬度降低，在100和200 ms的回火脈沖時間下，脆硬傾向減小的同時，拉伸載荷明顯提高，塑韌性提高，脆硬傾向減小[10]，但回火脈沖時間為300 ms時，回火程度加重導致拉伸剪切載荷較低。通常情況下硬度增加的同時伴隨著強度的增加，但是，由于熱影響區(qū)的脆性馬氏體會造成韌性不足，導致界面斷裂，因此硬度的增加并不一定導致拉伸強度增加。
3. 結束語
（1）單脈沖條件下，熔核區(qū)組織為硬而脆的粗大板條馬氏體，增加回火脈沖后，熔核區(qū)組織得到細化。
（2）拉伸載荷隨著回火脈沖時間的增加而降低，單脈沖條件下拉伸載荷較低且韌性差，隨著回火脈沖時間的增加，塑韌性提高，脆硬傾向減小。
（3）回火脈沖電流為5 kA、時間為200 ms參數下點焊接頭綜合性能良好。
來源：金屬世界