0.   引言

在“雙碳”背景下，輕量化是汽車工業(yè)發(fā)展的目標，尤其是在運輸專用車領域，車體輕量化尤為重要。采用超高強度鋼制造車體的結構件和安全件，可在保證安全的前提下，實現(xiàn)汽車的輕量化[1-2]。車廂最常用材料為Q235B和Q345C低合金高強鋼，但是，這類傳統(tǒng)材料存在抗疲勞性、抗沖擊性差等問題[3-4]。馬氏體鋼具有高強度、高韌性和高耐磨性等優(yōu)點，是制造成形性能要求不高車廂的理想材料，抗拉強度780 MPa以上的冷軋馬氏體鋼在改裝車廂制造方面逐漸得到關注[5-8]。 

目前，國內外學者對冷軋馬氏體鋼焊接進行了大量研究[9]。賀地求等[10]研究了電阻點焊焊接參數(shù)對MS1300和DP980高強馬氏體鋼失效模式的影響，在避免界面斷裂和飛濺的情況下，獲取了最佳電阻點焊工藝參數(shù)。在激光焊接領域，李敏等[11]研究發(fā)現(xiàn)，增加激光焊接速度可以降低1700MS高強馬氏體鋼熱影響區(qū)的軟化寬度，從而提升焊接強度。目前，研究多集中于馬氏體鋼電阻點焊和激光焊接相關領域[12]，對于改裝車廂制造中使用最多的熔化極氣體保護焊工藝和接頭性能的報道較少。由于常規(guī)熔化極氣體保護焊存在焊接飛濺大等缺陷，奧地利福尼斯公司開發(fā)了冷金屬過渡（CMT）焊接工藝，通過焊絲高速機械式回抽運動實現(xiàn)熔滴穩(wěn)定向熔池過渡，可大幅度降低焊接熱輸入，適合高強鋼等材料的焊接。但是，目前針對馬氏體鋼冷金屬過渡焊接的報道較少[13-16]。 

作者對1 000 MPa級冷軋SCR1000馬氏體鋼進行冷金屬過渡搭接焊，研究了焊接接頭的物相組成、顯微組織、力學性能和疲勞性能，以期為冷軋馬氏體鋼冷金屬過渡焊接工藝應用提供一定的理論基礎和試驗依據(jù)。 

1.   試樣制備與試驗方法

試驗用母材為厚1.2 mm的1 000 MPa級冷軋SCR1000馬氏體鋼板，顯微組織見圖1，由馬氏體和少量鐵素體組成；焊接材料為直徑1.2 mm的ER70S-6焊絲。母材與焊絲的主要化學成分及拉伸性能見表1。焊接前，使用丙酮清洗待焊試樣表面油漬和灰塵；采用Fronius CMT 5000 advanced型數(shù)字化焊機及ABB機器人進行冷金屬過渡焊接，焊槍工作角度為80°，使用夾具固定待焊試樣，搭接長度為16 mm，裝配間隙為0，送絲速度為3 m·min−1，焊接速度為8 mm·s−1。 

圖  1  SCR1000馬氏體鋼的顯微組織

Figure  1.  Microstructure of SCR1000 martensitic steel

焊接完成后，采用線切割在焊接接頭上切取金相試樣，經鑲嵌、研磨、拋光后用體積分數(shù)4%硝酸乙醇溶液腐蝕，采用Leica DMI5000M型光學顯微鏡觀察顯微組織。采用MAXima-7000型X射線衍射儀（XRD）進行物相分析，銅靶，Kα射線，加速電壓為40 kV，電流為40 mA，掃描范圍為20º~100º，掃描速率為8 （º）·min−1。采用Leica HXD-1000TM型顯微硬度測試儀測試顯微硬度，測試位置為焊縫、熱影響區(qū)及母材，測點間距為400 μm，載荷為1.96 N，保載時間為15 s。在焊接接頭上垂直焊接方向截取尺寸為210 mm×30 mm×1.2 mm的拉伸剪切試樣，采用Zwick-Z50型萬能試驗機測試拉伸剪切性能，拉伸速度為5 mm·min−1，試驗后采用S3400N型掃描電鏡（SEM）觀察拉伸剪切斷口形貌。在焊接接頭上垂直于焊縫制取尺寸如圖2所示的疲勞試樣，磨削并拋光至表面粗糙度在0.32 μm以下，根據(jù)GB/T 26077—2010《疲勞試驗軸向應變控制方法》，采用Zwick 150kN型高頻疲勞試驗機進行疲勞試驗，應變比為0.1，三角波波形，頻率為15 Hz，載荷梯度為8 000，6 000，4 000，2 000，1 000 N，疲勞循環(huán)次數(shù)達到2 000 000周次試樣不斷裂結束試驗。采用SEM觀察疲勞斷口形貌。 

圖  2  疲勞試樣尺寸

Figure  2.  Size of fatigue sample

2.   試驗結果與討論

2.1   宏觀形貌和物相組成

由圖3可見：焊接接頭焊縫正面成形良好，背面未燒穿，焊縫均勻光滑，無氣孔、咬邊、飛濺等缺陷，說明焊接質量較好。 

圖  3  焊縫宏觀形貌

Figure  3.  Macroscopic appearance of weld

由圖4可見：焊接接頭焊縫和熱影響區(qū)表面均以鐵、Fe2O3、Fe3O4相為主，且焊縫中的氧化物衍射峰強度更高，說明其氧化層更厚。在焊接過程中，電弧離開區(qū)域焊接熔池凝固形成焊道，焊道表面鐵元素與空氣中的氧元素在高溫下形成鐵的氧化物；熱影響區(qū)則因噴嘴氣體保護作用較弱而暴露在空氣中，在高溫下也形成了鐵的氧化物。焊縫溫度更高，所以氧化物含量也更多。另外，焊縫還含有少量銅，這是由于為提高導電性一般會在焊絲外側鍍一層銅，而銅的密度較小，漂浮在熔池表面，凝固后殘留在焊縫表面。 

圖  4  焊接接頭焊縫和熱影響區(qū)的XRD譜

Figure  4.  XRD patterns of weld and heat affected zone of welded joint

2.2   顯微組織

由圖5可見：接頭焊縫組織為針狀鐵素體。熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織為粗大馬氏體，這是由于在焊接熱循環(huán)中該區(qū)域具有高溫且高溫停留時間長的特點，奧氏體組織得以長大；細晶區(qū)組織為細小馬氏體，這是由于該區(qū)域高溫停留時間較短，奧氏體在較快的冷卻速率下大部分轉變?yōu)榫Я３叽巛^小的馬氏體組織；不完全相變區(qū)組織以馬氏體和尺寸較小的鐵素體為主，這是由于焊接時該區(qū)域溫度介于珠光體向奧氏體轉變開始溫度至鐵素體向奧氏體轉變終了溫度之間，馬氏體轉變?yōu)閵W氏體和部分鐵素體，冷卻后形成馬氏體與鐵素體共存結構；回火區(qū)組織為回火馬氏體和顆粒狀碳化物，這是因為焊接時該區(qū)域溫度在珠光體向奧氏體轉變開始溫度以下，馬氏體組織發(fā)生回火，析出顆粒狀碳化物。 

圖  5  焊接接頭焊縫和熱影響區(qū)的顯微組織

Figure  5.  Microstructure of weld (a) and heat affected zone (b–e) of welded joint: (b) coarse grain zone; (c) fine grain zone; (d) incomplete phase transformation zone and (e) tempering zone

2.3   力學性能

由圖6可見：隨著距焊縫中心距離增加，焊接接頭硬度基本呈先增大后減小再增大的趨勢；熱影響區(qū)粗晶區(qū)和細晶區(qū)硬度較高，高于母材，這是由于這兩區(qū)域內生成了硬相馬氏體，為焊接硬化區(qū)，硬化區(qū)寬度約占熱影響區(qū)的40%；熱影響區(qū)不完全相變區(qū)和回火區(qū)硬度較低，低于母材，這是由于這兩區(qū)域內分別生成了鐵素體和回火馬氏體，為焊接軟化區(qū)，軟化區(qū)寬度約占熱影響區(qū)的60%；焊縫硬度也較低，低于母材，這是由于焊縫組織為軟相鐵素體。 

圖  6  焊接接頭的顯微硬度分布曲線

Figure  6.  Microhardness distribution curve of welded joint

由圖7可見：焊接接頭拉伸剪切載荷隨位移增加而增大，達到最大值后迅速減小，符合高強鋼斷裂特點；其拉伸剪切強度為707 MPa，斷裂吸收功為51.223 J。 

圖  7  拉伸剪切時焊接接頭的載荷-位移曲線

Figure  7.  Load-displacement curve of welded joint during tension and shear

由圖8可見：焊接接頭于靠近母材的熱影響區(qū)軟化區(qū)處發(fā)生拉伸剪切斷裂，說明該區(qū)域為焊接接頭的薄弱區(qū)域。在搭接焊接條件下，采用低強焊絲填充的焊縫不是薄弱區(qū)域，說明使用低成本的ER70S-6焊絲可以滿足焊接接頭的強度要求。拉伸剪切斷口為灰黑色，無金屬光澤，存在大量韌窩，呈韌性斷裂特征，鐵素體與馬氏體相界面產生微裂紋，形成裂紋源。在拉伸剪切過程中軟化區(qū)內等軸鐵素體發(fā)生變形，當其達到變形極限時產生微裂紋。由于軟化區(qū)中鐵素體和馬氏體并非均勻分布，鐵素體的塑性有限，因此變形不一致，該區(qū)域內產生多個裂紋源。此外，由于軟化區(qū)寬度較窄，軟化區(qū)緊鄰的細晶區(qū)和母材區(qū)馬氏體含量高，抗裂性強，裂紋無法無限擴展，只在軟化區(qū)擴展、合并，最終導致焊接接頭在焊接軟化區(qū)發(fā)生斷裂。 

圖  8  焊接接頭拉伸剪切斷裂位置和斷口形貌

Figure  8.  Tensile shear fracture position (a) and fracture morphology (b–c) of welded joint: (b) at low magnification and (c) at high magnification

試驗可得，焊接接頭的疲勞強度為54 MPa。由圖9可見：焊接接頭于焊趾處發(fā)生疲勞斷裂，起裂后裂紋向焊接熱影響區(qū)縱向擴展，這是因為在搭接形式下，應力集中最高的區(qū)域為焊趾，并且焊趾位于焊縫與熱影響區(qū)粗晶區(qū)交界區(qū)域，焊縫塑性較好，熱影響區(qū)粗晶區(qū)強度高但塑性差，兩區(qū)域強塑性的不同，使得焊趾在循環(huán)塑性變形條件下的服役性能變差；疲勞斷口中心區(qū)域存在近似相互平行并向外凸出的橫向條紋，方向垂直于裂紋擴展方向，為典型疲勞輝紋；疲勞斷口處還存在平坦的灰白區(qū)域，為脆性斷裂形成的解理面，這是由于熱影響區(qū)粗晶區(qū)以馬氏體組織為主，韌性較差。 

圖  9  焊接接頭疲勞斷口截面和表面形貌

Figure  9.  Fatigue fracture section (a–b) and surface (c–d) morphology of welded joint: (a, c) at low magnification and (b, d) at high magnification

3.   結論

（1）SCR1000馬氏體鋼冷金屬過渡搭接焊接頭焊縫和熱影響區(qū)均主要由鐵、Fe2O3、Fe3O4相組成。焊縫組織為針狀鐵素體，熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織為粗大馬氏體，細晶區(qū)組織為細小馬氏體，不完全相變區(qū)組織以馬氏體和尺寸較小的鐵素體為主，回火區(qū)組織為回火馬氏體和顆粒狀碳化物。 

（2）隨著距焊縫中心距離增加，焊接接頭硬度基本呈先增大后減小再增大的趨勢，熱影響區(qū)粗晶區(qū)和細晶區(qū)的硬度高于母材，為硬化區(qū)，不完全相變區(qū)、回火區(qū)以及焊縫的硬度低于母材，為軟化區(qū)。焊接接頭拉伸剪切強度為707 MPa，斷裂吸收功為51.223 J，斷裂位置為靠近母材的軟化區(qū)，拉伸剪切斷口有大量韌窩，呈韌性斷裂特征。焊接接頭疲勞強度為54 MPa，斷裂位置為焊趾，疲勞斷口存在疲勞輝紋和脆性斷裂形成的解理面。

文章來源——材料與測試網