DP500高強鋼脈沖激光焊接接頭的組織和性能

洪永昌，計遙遙，張 武

(1.安徽工業大學 工商學院，安徽 馬鞍山 243002;2.馬鞍山鋼鐵股份有限公司 汽車板推進處，安徽 馬鞍山 243000)

0 前言

隨著汽車制造工業的迅猛發展，減重、節能和安全是現代汽車發展的趨勢。據有關資料介紹，汽車質量每減少50 kg，每升燃油行駛的距離可增加2 km;而汽車質量每減輕1%，燃油消耗下降約0.6%～1.0%［1］。為了滿足汽車輕量化的要求，一方面需要鋼鐵企業不斷開發出強韌性優良的材料來滿足汽車制造業生產出更輕量的結構;另一方面更需要采用焊接新技術新工藝的生產方法來制造汽車的某些重要零部件。激光焊接不但具有功率密度高、加熱速度快、焊接熱影響區窄及焊接變形小的特點，而且生產效率高;其次焊后工件的表面平整完好，基本不需要進行二次清理，節約了工序和相應的生產成本。另外，激光光束易操控，不但可以實現焊接區精確的定位，而且也易于進行高自動化程度的焊接作業，使得激光焊接作為一種新的連接方法得到快速發展和應用［2－3］。目前，激光焊接技術在汽車制造工業特別是中高檔汽車制造工業的生產中已得到較普遍的應用和推廣［4］。

本研究通過采用輸出功率為500 W的Nd:YAG固體脈沖激光器，對厚度為0.65 mm的DP5000高強度雙相鋼進行脈沖激光焊接試驗，研究只改變脈沖頻率條件下的不同脈沖激光功率的焊接接頭組織和力學性能以及杯突成型性能之間關系，從而為實際生產應用提供試驗依據。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

試驗材料為馬鋼研發和生產的厚度為0.65 mm汽車制造用的DP500高強度雙相鋼，其化學成分和力學性能分別如表1、表2所示。

表1 DP500鋼的化學成分Tab.1 Chemical composition of DP500 steel %

表2 DP500鋼的力學性能Tab.2 mechanical properties of DP500 steel

1.2 試驗方法

首先用砂紙將尺寸為200 mm×150 mm×1.0 mm試板的待焊表面和斷面打磨平整光滑，再用丙酮將待焊面擦拭干凈后進行對接拼焊。焊接設備采用德國Rofin公司生產的SW－500型Nd∶YAG固體脈沖激光器，實驗過程中要求焊接試驗工作臺呈水平，同時保證離焦量Δf=0和選擇吹氣角度30°的位置不變。整個焊接過程中采用純氬氣保護，氣體流速20 L/min.。在其他脈沖激光工藝參數不變的條件下，通過改變脈沖頻率進而考察脈沖激光功率的熱輸入變化對焊接接頭組織和性能的影響。在多次焊接試驗的基礎上，選定的脈沖激光焊接工藝參數如表3所示。

表3 脈沖激光焊接工藝參數Tab.3 The technical parameters of the pulsed laser

將對接拼焊后試板的焊接接頭，經剪切后制成的金相試樣用4%硝酸酒精腐蝕后，在Olympus BX5金相顯微鏡下觀察顯微組織并照相;利用HV－1000型顯微硬度計對焊接接頭進行顯微硬度分布的測定;按照GB/T228－2002金屬材料室溫拉伸試驗標準，將對接拼焊后試板制成橫向和縱向拉伸試樣，在Zwick/Roell Z100型拉力試驗機上進行拉伸試驗，并利用JEOL JSM－6490LV型掃描電子顯微鏡觀察其斷口形貌;依據GB/T4156－2007金屬材料薄板和薄帶埃里克森杯突試驗方法，在Zwick/Roell Bup600型杯突試驗機上進行焊接接頭的杯突試驗。

2 試驗結果和分析

2.1 焊接接頭的組織

三種不同脈沖激光功率下的焊接接頭的橫截面形貌與焊縫組織如圖1所示。比較圖1左圖的三種不同脈沖激光功率下焊接接頭橫截面形貌可知，隨著脈沖激光功率的不斷提高，形成的焊接接頭基本上沒有宏觀缺陷產生，但是其熱影響區的寬度增加較為明顯。另經顯微組織分析可知，當脈沖激光功率為80 W時，其焊縫中形成的組織主要是大量板條馬氏體+少量上貝氏體組織，如圖1a右圖所示;當脈沖激光功率增大到120 W時，焊縫組織中上貝氏體組織的數量有所增加，如圖1b右圖所示;隨著脈沖激光功率進一步增大至160 W時，焊縫組織中除了形成大量上貝氏體外，開始出現少量側板條鐵素體，而板條馬氏體的數量有所減少，如圖1c右圖所示。分析認為，由于在較低脈沖頻率的較小脈沖激光功率條件下，形成的焊縫熔池金屬在冷卻凝固過程中，由于高溫作用時間較短，使得固溶的C原子來不及充分擴散而大量溶入到奧氏體中，同時母材中含有一定數量的合金元素Cr，在高溫下也大部分溶入到奧氏體中，使得其淬透性大大提高，經快速冷卻后得到大量馬氏體，此時焊縫組織主要為高韌性的低碳板條馬氏體。隨著脈沖頻率的提高使得脈沖激光功率的增大，由于形成的焊縫熔池金屬在高溫停留時間相對延長，冷卻速度相對降低，C和合金元素可以進行短距離的充分擴散，因此在界面會形成很高的碳濃度峰值進而形成一種貝氏體型組織;同時隨著脈沖激光功率的進一步增大，在高溫停留時間進一步的增加，使得高溫鐵素體的形成時間縮短，因此，又有利于在晶界處側板條鐵素體組織的形成，導致隨后冷卻形成馬氏體組織的數量有所減少，顯然焊接接頭熱影響區的寬度和焊縫組織的不同主要與脈沖頻率改變的不同激光功率條件所引起的熱輸入變化有關。

圖1 不同脈沖激光功率下的焊接接頭橫截面形貌和焊縫顯微組織Fig.1 Cross－ section morphology and weld microstructure of pluse laser welding joints under different laser power

2.2 焊接接頭的硬度分布

三種不同脈沖激光功率條件下焊接接頭的顯微硬度分布比較如圖2所示。在不同脈沖激光功率下，整個焊接接頭的硬度分布曲線均呈“馬鞍狀”分布規律，其中焊縫的硬度顯著高于母材，并在熔合區附近出現焊接接頭的硬度最高值。其主要原因是因為在進行脈沖激光焊接的過程中，由于受到高能量密度激光的熱輸入高溫加熱作用，使得焊縫金屬中的合金元素產生少量的燒損和汽化蒸發，導致固溶強化作用有所減弱，因此焊縫區的硬度較熔合區有所降低，脈沖激光功率越高熱輸入越大，降低的幅度也就越大。

圖2 不同脈沖激光功率下的焊接接頭橫截面形貌和焊縫顯微組織Fig.2 Cross－section morphology and weld microstructure of pluse laser welding joints under different laser power

進一步比較可知，在脈沖激光功率大于120 W時，焊縫區的硬度有所下降，在熱影響區近母材處出現硬度也下降，即產生所謂軟化區。分析認為這是由于在較大脈沖激光功率的焊接熱輸入條件下，熱影響區雙相組織中的馬氏體受到焊接熱循環的熱作用下發生回火，鐵素體發生再結晶長大，由此導致出現熱影響區軟化現象［5］。

2.3 焊接接頭的拉伸性能

經觀察三種不同脈沖激光功率下的焊接接頭橫向試樣拉伸結果顯示均斷裂于母材，且斷口與拉伸方向成45°，同時焊縫兩側的母材均發生了不同程度的頸縮現象，而在焊接接頭處基本上沒有產生頸縮現象。經掃描電鏡觀察其斷口形貌為大量大而深的拋物線形韌窩，是一種明顯的韌性斷裂，如圖3a所示;而焊接接頭縱向試樣拉伸試驗結果在斷口處均呈現出閃電狀斷裂特征，無明顯縮頸。掃描電鏡觀察結果顯示其斷口形貌同樣為韌性斷裂，而相比于圖3a的斷口形貌其韌窩顯的較淺而小，但多為等軸狀韌窩，如圖3b所示。

圖3 拉伸試樣宏觀斷裂形貌和斷口SEM形貌(2號試樣)Fig.3 Macroscopic fracture morphology and SEM microstructure of Welding joint under tensile sample(2#)

三種不同脈沖激光功率下焊接接頭的橫向和縱向拉伸試驗結果如表4所示。經分析比較可知，與母材相比，拼焊板的延伸率有一定程度下降，其次加工硬化指數也略有降低，橫向拉伸的延伸率約為母材延伸率的87.9% ～88.9%;而縱向拉伸的屈服強度和抗拉強度與母材相比有較大幅度提高。由于高強度焊接接頭的存在，在縱向拉伸過程中限制了材料的延展性，得到延伸率約為母材延伸率的81.3% ～88.9%。進一步比較還可以發現，脈沖激光功率大的3號試樣其縱向拉伸的延伸率和加工硬化指數都相對較低，這是由于在較大脈沖激光功率的焊接熱輸入條件下形成的焊縫與熱影響區都較寬，并且焊縫中存在大量的上貝氏體和沿晶界分布的鐵素體不利組織，不但強度低而且限制了材料的延展性。

表4 不同脈沖激光功率下焊接接頭的橫向和縱向拉伸試驗結果Tab.4 The cupping test results of pluse laser welding joints under different laser power

由拉伸實驗結果可知，三種不同脈沖激光功率下焊接接頭的橫向、縱向拉伸試驗曲線與雙相鋼母材一樣仍表現出連續屈服的特征，說明脈沖激光焊接接頭的存在并沒有在本質上改變靜態拉伸時的無明顯屈服的特征，這與加工硬化指數并沒有較大幅度下降有關［6］。結合表4試驗結果分析還可知，延伸率較大的焊接接頭試樣其加工硬化指數數值也較大，說明在較小脈沖激光功率條件下獲得的焊接接頭有高的延伸率和加工硬化指數，在沖壓變形過程中，可使得變形區各部分的變形程度趨于均勻，致使總體變形程度增大，這對于沖壓成型非常有利;而在較大脈沖激光功率條件下，由于得到較寬的熱影響區并且焊縫中不利組織的產生影響了延伸率與加工硬化指數，進而對焊接接頭的塑性和變形程度的均勻性產生一定影響。

2.4 焊接接頭的杯突成型性能

母材和不同脈沖激光功率條件下的杯突試驗結果如圖4所示。經觀察母材經杯突試驗后其裂紋的形成和擴展是沿著平行于軋制方向而發生撕裂，形成的裂紋形貌如圖4a所示，測定的杯突值為7.75 mm。而不同脈沖激光功率條件下經杯突試驗后其形成的裂紋位置呈現出兩種特征，分別如圖4b、圖4c所示。圖4b形成的裂紋垂直于焊縫并向母材擴展;圖4c形成的裂紋平行于焊縫并沿著焊縫擴展。經仔細觀察未發現有在熱影響軟化區開裂的情況，這主要與軟化程度較小對變形過程的影響不大有關。

三種不同激光功率條件下的杯突值與裂紋形成的位置如表5所示。比較表5杯突試驗結果可以發現，以形成的裂紋垂直于焊縫的試樣其杯突值相對較大。分析認為，對于焊接接頭在杯突試驗外力作用下的變形過程中，由于焊縫兩側的母材金屬平均分配變形過程中的應變，使得焊縫在變形過程中保持中心線位置而不發生移動;另外根據焊縫組織分析，在較小脈沖激光功率條件下主要形成的板條馬氏體數量較多，使得焊縫得到明顯強韌化，此時焊接接頭的杯突性能主要受高強度焊縫的限制，最終當應變超出焊縫的變形極限而未達到母材成形極限情況下產生裂紋并垂直于焊縫向母材擴展，形成如圖4b所示情況;對于在較大脈沖激光功率條件下，不但使焊縫組織的晶粒較粗大，而且形成大量上貝氏體和沿晶界分布的鐵素體，大大降低了焊縫的成型極限。在外力作用下，裂紋易在上貝氏體和鐵素體層片中產生并沿其間擴展，使得焊縫在變形過程中，在遠低于其成型極限的情況下提前出現裂紋。此時焊縫的強化并不是影響焊接接頭成形性下降的最主要因素，而主要是低塑韌性的不利組織造成了焊接接頭成形能力的下降，導致杯突值較低，形成如圖4c所示裂紋沿平行于焊縫擴展的情況。一般來說，焊接接頭的杯突試驗值達到母材的75%，且產生裂紋是垂直于焊縫方向即為合格［7］。由表5的試驗結果可知，除了脈沖激光功率為160 W的3號試樣外，其杯突值都在85%～88%。

表5 不同脈沖激光功率下焊接接頭的杯突試驗結果Tab.5 Cupping test results of pluse laser welding joints under different laser power

圖4 不同工作模式下的原邊電流波形Fig.4 The fracture morphology after cupping test of pluse laser welding joints under different laser power

3 結論

(1)在較低的脈沖激光功率條件下形成的焊接接頭熱影響區較窄，焊縫區組織主要為板條馬氏體和少量上貝氏體組織;而在較高的脈沖激光功率條件下形成的焊接接頭，熱影響區較寬并且焊縫中出現較多的上貝氏體和少量側板條鐵素體組織。

(2)不同脈沖激光功率下形成的焊接接頭顯微硬度分布呈“馬鞍狀”;隨著脈沖激光功率增大，熱影響區開始出現軟化現象。

(3)不同脈沖激光功率條件下形成的焊接接頭，經橫向和縱向拉伸試驗后的加工硬化指數和延伸率較母材都有所降低，但縱向拉伸強度較母材有較大幅度提高;橫向拉伸斷裂部位均在母材，斷口與拉伸方向成45°，縱向拉伸斷裂部位斷口均呈閃電狀。

(4)不同脈沖激光功率下形成的焊接接頭，經杯突成型性試驗共出現兩種類型的斷裂形式，當產生的裂紋呈垂直于焊縫的形式其成型性較好，并且杯突值略低于母材;在脈沖激光功率為160 W時，裂紋平行于焊縫產生，此時杯突值大大降低。

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