Q&P980镀锌高强钢电阻点焊工艺及液态金属脆化裂纹分布

王恩茂，米振莉*，卫志超，侯晓英，钟 勇

(1 北京科技大学 工程技术研究院，北京 100083；
2 山东钢铁集团日照有限公司 钢铁研究院，山东 日照 276800；
3 宝山钢铁股份有限公司中央研究院，上海 201900)

随着汽车生产制造技术的日益革新，车身轻量化问题已成为汽车制造行业关注的热点。研究表明，燃油效率和二氧化碳排放量与汽车质量有关，车身质量每减轻1%，可节省燃油0.6%～0.8%[1-2]。为了实现汽车轻量化和结构安全性的目标，开发了具有更高强度和可成形性的先进高强度钢(advanced high strength steel,AHSS)[3]，其中，淬火-配分钢(quenching and partitioning,Q&P)作为第三代高强钢的代表，经过特殊的淬火-配分工艺[4]，室温组织由马氏体、铁素体和残余奥氏体组成，其抗拉强度可达800 MPa以上，能在满足车身强度要求的前提下减小钢板厚度，从而减轻车身质量[5]。

Q&P钢因其出色的比强度越来越广泛地应用于白车身制造，以取代传统低碳钢[6]。为了提高钢板的耐腐蚀性能，在Q&P钢表面涂镀锌，Ashiri等[7]指出，与常规钢相比，Q&P镀锌高强钢兼具高强度及优良的耐腐蚀性能，可用于前/后底盘地板总成、覆盖件外板与车门外板等部位。在Q&P镀锌高强钢板焊接应用过程中，电阻点焊(resistance spot welding,RSW)是最常用的一种方法[8-9]，其具有速度快、成本低、机械化程度高、焊点质量相对可靠等优点。但是，Q&P镀锌高强钢板在电阻点焊时，点焊接头容易产生电极压痕深度高和液化开裂等现象，且在特定的应力和温度条件下，容易发生Zn层优先熔化，并沿基体晶界渗透形成裂纹[10-11]，产生液态金属脆化(liquid metal embrittlement,LME)现象[12-16]。Roncery等[17]研究发现，镀锌孪晶诱发塑性(twinning induced plasticity,TWIP)钢点焊接头的力学性能因在973～1223 K产生LME现象而受损；
Kang等[18]通过Gleeble高温拉伸测试明确证实了镀锌冲压硬化钢(press hardened steel,PHS)对晶间脆化的敏感性，在1123 K时由于发生LME现象，伸长率相比于未镀锌PHS钢下降了26%；
另外，Lee等[19]报道了加压硬化构件外壁镀锌22MnB5钢在奥氏体化和淬火过程中会发生LME现象。

目前，国内外学者主要针对Q&P镀锌高强钢的耐腐蚀性能进行研究，对其电阻点焊接头组织性能及LME现象的研究则相对较少，LME现象严重制约了Q&P镀锌高强钢板的实际应用。鉴于此，本工作选取Q&P980镀锌高强钢板进行电阻点焊，研究焊接工艺参数范围和接头微观组织及力学性能，对LME裂纹的元素分布进行表征，为LME裂纹的开裂机理研究提供理论参考。

1.1 实验材料

实验用母材为1.6 mm厚Q&P980镀锌高强钢，锌层厚度10 μm，基体化学成分如表1所示。母材室温组织由板条马氏体(M)、残余奥氏体(RA)和铁素体(F)组成，残余奥氏体在板条马氏体间分布，呈细小的颗粒状，如图1所示。焊接设备采用WDN200型工频点焊机，输出功率为200 kW，输出频率为50 Hz。电极头选用强度高且导电性好的Cu-Cr-Zr合金球形电极，电极头尺寸为16 mm×23 mm，球形端面直径6 mm，如图2所示。试样尺寸为105 mm×30 mm×1.6 mm，接头的搭接长度为30 mm，在钢板两端分别放置一个40 mm×30 mm×1.6 mm的垫片，如图3所示。

表1 Q&P980镀锌高强钢基体的化学成分(质量分数/%)Table 1 Chemical compositions of Q&P980 galvanized high-strength steel matrix (mass fraction/%)

图1 母材显微组织Fig.1 Microstructure of base metal

图2 电极形状及尺寸Fig.2 Shape and size of electrode

图3 板材搭接示意图Fig.3 Schematic diagram of plate lap

1.2 实验方案

根据电阻点焊的传热原理，点焊过程中总热输入可以表示为：

Q=I2Rt

(1)

式中：Q为热输入量，J；
I为焊接电流的有效值，kA；
R为焊接总电阻，Ω；
t为焊接总时间，ms。对热输入影响最大的工艺参数为焊接电流I、焊接时间t和电极压力FN，也是决定焊点质量最重要的因素。保持焊接总时间t=460 ms，改变通电时间t1，维持时间t2会随之变化(t=t1+t2)。根据因素水平表(表2)，设计正交实验，分析工艺参数对点焊接头质量的影响。

表2 点焊工艺参数因素水平表Table 2 Factor level table of spot welding process parameters

使用游标卡尺测量熔核直径，在CMT5606电子万能试验机上进行拉剪实验，拉伸速率为2 mm·min-1，记录最大拉剪载荷，观察点焊接头断裂失效模式(界面断裂或熔核剥离断裂)，确定点焊工艺参数范围。将点焊试样沿熔核中线切开，金相试样尺寸为15 mm×5 mm×1.6 mm，镶样后研磨抛光，使用体积分数为4%的硝酸酒精溶液腐蚀10 s，在LEXT OLS4100激光共聚焦上观察接头宏观形貌，采用ZEISS场发射扫描电镜观察接头各区域微观组织形貌和拉伸断口形貌，对接头表面LME裂纹进行表征和EDS能谱分析。点焊接头的显微硬度分布通过HV-1000Z显微维氏硬度仪测量，实验载荷为500 N，保载时间15 s，每个试样沿对角线以0.2 mm的间隔取点。

2.1 Q&P980镀锌高强钢点焊工艺参数范围

设计L16(43)的正交实验表如表3所示，对每组试样的失效模式、飞溅情况、熔核直径和最大拉剪载荷进行了记录。将接头最大拉剪载荷作为评价指标，利用SPSS软件，通过方差分析确定三因素对点焊接头质量的影响程度，方差分析结果为焊接电流>焊接时间>电极压力，如表4所示。

表4 点焊工艺参数方差分析表Table 4 Variance analysis table of spot welding process parameters

在正交实验的基础上，固定电极压力为5 kN，选择不同的通电时间，逐渐增大焊接电流，通过观察接头失效模式并结合最小熔核直径确定工艺参数范围的左边界点，同时通过观察飞溅情况确定工艺参数范围的右边界点。根据世界汽车钢铁协会(World Auto Steel)颁布的AHSS Application Guidelines[20]，板厚为1.6 mm且抗拉强度>700 MPa的镀锌高强钢板，其点焊时最小熔核直径为5600 μm。实验所得Q&P980镀锌高强钢的工艺参数范围如图4所示，开始同时满足熔核剥离和最小熔核直径的曲线由A,B,C,D四点组成，飞溅产生曲线由E,F,G,H四点组成，焊接电流为6.0～7.5 kA，焊接时间为280～400 ms。

图4 Q&P980镀锌高强钢点焊工艺参数范围Fig.4 Spot welding process parameter range of Q&P980 galvanized high-strength steel

2.2 点焊接头显微组织分析

在工艺参数范围内，选择I=6.5 kA，t1=360 ms，FN=5 kN时的试样进行显微组织分析，图5所示为Q&P980镀锌高强钢点焊接头横截面宏观形貌。由图5可知，点焊接头由熔核区(nugget zone，NZ)、热影响区(heat affected zone，HAZ)和母材区(base metal，BM)组成，其中热影响区又沿散热方向依次分为粗晶区(coarse-grain heat affected zone，CGHAZ)、细晶区(fine-grain heat affected zone，FGHAZ)和不完全淬火区(incompletely quenched heat affected zone，ICHAZ)。

图5 点焊接头宏观形貌Fig.5 Macromorphology of spot welding joint

图6(a)～(e)为熔核区和热影响区各亚区的SEM图，接头不同区域马氏体板条平均宽度如图6(f)所示。图6(a),(b)为熔核区组织，由于熔核区直接受到电极的加热作用，温度最高可达1600 ℃左右，组织在高温区保温时间最长，其奥氏体晶粒迅速长大。同时，点焊停止后最大温度梯度沿电极作用方向，熔核区的冷却速率高于马氏体临界转变速率，长大的奥氏体晶粒快速冷却，得到沿热传导方向交错分布的粗大板条马氏体组织，马氏体板条平均宽度为1.89 μm。图6(c),(d)分别为粗晶区和细晶区组织，两区域加热温度均高于AC3，加热时完全奥氏体化，其中粗晶区更靠近焊缝中心，受熔核区热输入影响更大，奥氏体晶粒明显长大，室温下马氏体组织更粗大，马氏体板条平均宽度为2.34 μm；
对应的细晶区热输入较小且保温时间更短，奥氏体化时形成细小的奥氏体晶粒，冷却时奥氏体晶粒相变速度快，形成比母材区细小的马氏体，马氏体板条平均宽度为1.12 μm。图6(e)为不完全淬火区组织，由马氏体、铁素体和残余奥氏体构成。由于远离焊缝中心吸收的热量较少，加热时温度低于AC3，奥氏体化不完全，室温下存在铁素体，同时，由于加热温度始终在AC1以下，马氏体明显长大，形成粗大的层片状马氏体，马氏体板条平均宽度为4.86 μm；
母材区马氏体板条平均宽度为1.66 μm，与母材区相比，不完全淬火区中马氏体含量更多、体积更大，铁素体含量相对较少。

图6 点焊接头不同区域的显微组织及马氏体板条平均宽度(a)，(b)熔核区；
(c)粗晶区；
(d)细晶区；
(e)不完全淬火区；
(f)马氏体板条平均宽度Fig.6 Microstructure and average width of martensite lath in different areas of spot welding joint(a),(b)nugget zone;(c)coarse-grain zone;(d)fine-grain zone;(e)incompletely quenched zone;(f)average width of martensite lath

图7 点焊接头显微硬度分布Fig.7 Microhardness distribution of spot welding joint

2.3 点焊接头显微硬度分布

点焊接头不同区域的显微硬度分布如图7所示(I=6.5 kA，t1=340 ms，FN=5 kN)。接头硬度值整体呈“W”形对称分布，熔核区基本为马氏体组织，硬度很高且分布均匀，呈锯齿状波动，平均硬度在540HV左右。从熔核区到热影响区，硬度先升高超过熔核区硬度，随后降低至低于母材区硬度，直至母材区硬度保持稳定。细晶区的马氏体板条细小，起到了细晶强化作用，使硬度达到峰值559HV，细晶区为点焊接头的硬化区；
不完全淬火区为点焊接头的软化区，马氏体为粗大的层片状结构，由于其加热温度低于AC1，马氏体发生回火，分解为铁素体和渗碳体，晶粒粗大且软相的铁素体含量较多，硬度出现低谷，最低值为338HV，远低于母材的平均硬度373HV。

图8 点焊接头断口形貌(a)界面断裂；
(b)熔核剥离断裂Fig.8 Fracture morphologies of spot welding joints(a)interface fracture;(b)nugget stripping fracture

2.4 点焊接头的力学性能

由表3可知，最大拉剪载荷的峰值出现在熔核剥离断裂时，为27.92 kN。界面断裂一般发生在热输入过小或过大时，此时熔核直径小，点焊接头的承载能力较弱；
断裂从熔核的中心开始，沿熔核中心扩展，断口较为平整，如图8(a)所示，呈现典型的解理台阶特征，属于脆性断裂。熔核剥离断裂一般发生在一侧或两侧板的焊接热影响区，热影响区的组织分布不均匀，导致该区域性能不均匀，其中不完全淬火区具有软化现象，往往是断裂的起始位置；
断裂从热影响区沿熔核周围扩展，点焊接头的承载能力高，熔核从一侧或两侧拔出，如图8(b)所示，呈现典型的韧窝特征，属于韧性断裂。

2.5 点焊接头LME裂纹的分布

LME裂纹的开裂通常发生在固-液金属界面，焊接时低熔点金属优先熔化，并在外加应力或残余应力作用下沿基体晶界渗透，导致塑性降低并最终开裂。根据美国汽车-钢厂伙伴组织(ASP)[21]的测试，将点焊接头可能产生裂纹的位置分为四个区域：电极压痕区(Type A)、台阶外围区(Type B)、接头内表面区(Type C)和热影响区台阶区(Type D)，如图9所示。结合图5可知，焊缝外的接头内表面附近主要为母材区，接受的热输入很小，未发生锌的熔化，因此Type C处很难观察到LME裂纹。ASP按照裂纹产生的位置和深度，确定了LME裂纹的一般可接受性，如表5所示，表中的百分数表示裂纹深度占钢板厚度的百分比，OK与NOK分别代表可接受和不可接受。

图9 裂纹分布示意图Fig.9 Schematic diagram of crack distribution

表5 LME裂纹的一般可接受性(按位置和深度)[21]Table 5 General acceptability of LME cracks (by location and depth)[21]

在图4所示的工艺参数范围内，对不同焊接电流下点焊接头表面不同位置LME裂纹深度占钢板厚度的百分比进行统计，结果如图10所示：当电流为6.0～6.5 kA时，为无飞溅区(no expulsion)；
当电流为7.0～7.5 kA时，为飞溅区(expulsion)。Type A处裂纹无飞溅时最高为6%，飞溅时最高为7%；
Type B处裂纹无飞溅时最高为5%，飞溅时最高为4%；
未在Type C处观察到裂纹；
Type D处裂纹无飞溅时最高为4%，飞溅时最高为8%。结合表5可知，在所选试样和工艺参数下产生的LME裂纹均满足一般可接受性。

图10 不同位置最大裂纹深度占钢板厚度百分比Fig.10 Percentage of maximum crack depth in plate thickness at different positions

图11为点焊接头(I=6.5 kA，t1=340 ms，FN=5 kN)表面不同位置裂纹的分布情况。Type A分为压痕中心区和压痕边缘区，电极最初对压痕中心施加压力，电极引起的强烈冷却减缓了温度升高，推迟了液相的出现，熔化的液态Zn容易喷溅，还有部分黏附在电极上，导致压痕中心液态Zn含量少，不易产生LME裂纹；
压痕边缘与电极接触时间短，液态Zn的喷溅较少，且还会受到压痕中心的喷溅，因此产生LME裂纹的驱动力更大，裂纹数量较多。热影响区台阶(Type D)与电极端面未直接接触，台阶处凹凸不平，起伏的形貌容易造成应力集中，存在较大的塑性变形，有利于裂纹的萌生，裂纹数量较多；
台阶外围(Type B)热量低，不足以产生足够的液态Zn，仅依靠喷溅作用，裂纹产生的驱动力小，裂纹数量相对较少。

2.6 GI镀层及不同深度LME裂纹的能谱分析

利用扫描电镜对Q&P980镀锌高强钢板的镀层进行元素成分的线扫描分析，如图12(a),(b)所示。从图12(b)可以看出，在纯锌层和基体之间有4.4 μm厚的富Fe,Al中间层。热镀锌液通常含有一定量的Al，中间层处的Zn液最先与钢基体接触，由于Al对Fe的亲和力大于Zn对Fe的亲和力，在钢基体表面会优先形成一层晶粒细小的Fe-Al抑制层，对液态Zn的渗透有一定的阻碍作用，因此增加抑制层的厚度和致密度可以有效缓解裂纹的产生。

图12 Q&P980镀锌高强钢板镀层的SEM图(a)及线扫描图(b)Fig.12 SEM image (a) and line scanning image (b) of Q&P980 galvanized high-strength steel coating

图13 深裂纹的线扫描图(a)SEM图；
(b)L1；
(c)L2；
(d)L3Fig.13 Line scanning images of deep crack(a)SEM image;(b)L1;(c)L2;(d)L3

图14 浅裂纹的线扫描图(a)SEM图；
(b)L1；
(c)L2Fig.14 Line scanning images of shallow crack(a)SEM image;(b)L1;(c)L2

对所有点焊试样产生的LME裂纹的深度进行统计，测得裂纹深度均在30 μm内，可大致将裂纹分为d<15 μm的浅裂纹和d≥15 μm的深裂纹，分别对两类裂纹进行线扫描和面扫描分析，线扫描结果如图13,14所示，面扫描结果如图15所示。两类裂纹中Zn均贯穿整条裂纹，这也证明了裂纹为LME裂纹；
但浅裂纹在点焊时裂纹萌生处液态Zn相对较少，主要依靠毛细作用沿晶界扩展，无明显的Zn富集。深裂纹仅在裂纹初始位置和裂纹尖端有贫C现象，而浅裂纹在整条裂纹中均贫C，深裂纹中C含量较高也将导致钢的脆性增加。Fe在深裂纹中有分层现象，高温时与基体接触的是Znliq(Fe)，因此裂纹中部Fe,Zn含量均较高的位置为Fe-Zn化合物，由Fe-Zn二元相图和Kang等[18]的研究可知，主要为γ-Fe3Zn10相，因此室温下的γ相可用来定位高温下Znliq(Fe)的分布；
浅裂纹在初始位置相对基体Fe的含量有所降低，但幅度相对较弱。由于Al在镀层中主要参与形成了Fe-Al抑制层，因此裂纹中几乎看不到Al的存在，裂纹萌生与扩展时，主要依靠Znliq(Fe)向基体渗透。

图15 深裂纹(1)和浅裂纹(2)的面扫描图(a)SEM图；
(b)面扫描图Fig.15 Surface scanning images of deep (1) and shallow (2) cracks(a)SEM images;(b)surface scanning images

(1)Q&P980镀锌高强钢的工艺参数范围为：焊接电流6.0～7.5 kA，通电时间280～400 ms，电极压力5 kN。在此范围内失效模式为熔核剥离断裂，熔核尺寸符合要求，点焊接头质量良好。

(2)点焊接头熔核区的组织为粗大的板条马氏体，马氏体板条平均宽度为1.89 μm；
粗晶区和细晶区的马氏体板条平均宽度分别为2.34 μm和1.12 μm；
不完全淬火区在低于AC1温度有马氏体回火现象，形成粗大的层片状马氏体，马氏体板条平均宽度为4.86 μm。

(3)点焊接头硬度值呈“W”形对称分布，熔核区平均硬度为540HV，硬度峰值出现在细晶区，为559HV，硬度低谷出现在不完全淬火区，为338HV，低于母材的平均硬度373HV；
最大拉剪载荷的峰值为27.92 kN，此时断口形貌为典型的韧窝，属于韧性断裂。

(4)镀层存在4.4 μm厚的Fe-Al抑制层，EDS能谱分析发现深裂纹与浅裂纹中均含有大量Zn元素，深裂纹中还有较多的C，对钢的塑性不利，裂纹中Fe,Zn含量均较高的位置主要为γ-Fe3Zn10相，可用来定位高温下Znliq(Fe)的分布。

猜你喜欢 核区板条点焊 Mn-Cr-Mo系贝氏体轨钢连续冷却转变的原位观察金属热处理(2022年8期)2022-09-052195-T6 铝锂合金搅拌摩擦焊接头微观组织结构与力学性能焊接学报(2022年6期)2022-07-13早期与延期微创手术治疗基底核区高血压性脑出血的价值比较中国典型病例大全(2022年12期)2022-05-13热成型零件点焊对碰撞的影响汽车实用技术(2022年5期)2022-04-02基于DeForm的板条冲压扭曲成形数值模拟模具工业(2021年6期)2021-06-25微型电磁继电器铁芯组点焊工艺参数的仿真优化航天制造技术(2020年1期)2020-03-28工业纯铝搅拌摩擦焊质量与力学性能中南大学学报（自然科学版）(2018年11期)2018-12-07基于动态电阻曲线实现电阻点焊的自适应控制汽车文摘(2017年6期)2017-12-06汽车点焊模型有限元分析的发展及其应用汽车文摘(2016年6期)2016-12-07冷却条件对2519A铝合金搅拌摩擦焊焊缝性能的影响中南大学学报（自然科学版）(2012年10期)2012-09-17

推荐访问:点焊 裂纹 液态