0. 引言

在“雙碳”背景下，輕量化是汽車工業(yè)發(fā)展的目標(biāo)，尤其是在運(yùn)輸專用車領(lǐng)域，車體輕量化尤為重要。采用超高強(qiáng)度鋼制造車體的結(jié)構(gòu)件和安全件，可在保證安全的前提下，實(shí)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(qiáng)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(qiáng)度、高韌性和高耐磨性等優(yōu)點(diǎn)，是制造成形性能要求不高車廂的理想材料，抗拉強(qiáng)度780MPa以上的冷軋馬氏體鋼在改裝車廂制造方面逐漸得到關(guān)注[5-8]。

目前，國內(nèi)外學(xué)者對冷軋馬氏體鋼焊接進(jìn)行了大量研究[9]。賀地求等[10]研究了電阻點(diǎn)焊焊接參數(shù)對MS1300和DP980高強(qiáng)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(diǎn)焊工藝參數(shù)。在激光焊接領(lǐng)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(qiáng)馬氏體鋼熱影響區(qū)的軟化寬度，從而提升焊接強(qiáng)度。目前，研究多集中于馬氏體鋼電阻點(diǎn)焊和激光焊接相關(guān)領(lǐng)域[12]，對于改裝車廂制造中使用最多的熔化極氣體保護(hù)焊工藝和接頭性能的報(bào)道較少。由于常規(guī)熔化極氣體保護(hù)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(jī)械式回抽運(yùn)動(dòng)實(shí)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(qiáng)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(bào)道較少[13-16]。

作者對1000MPa級冷軋SCR1000馬氏體鋼進(jìn)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(xué)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(yīng)用提供一定的理論基礎(chǔ)和試驗(yàn)依據(jù)。

1. 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用母材為厚1.2mm的1000MPa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1.2mm的ER70S-6焊絲。母材與焊絲的主要化學(xué)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(jī)及ABB機(jī)器人進(jìn)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16mm，裝配間隙為0，送絲速度為3m·min−1，焊接速度為8mm·s−1。

圖 1SCR1000馬氏體鋼的顯微組織

Figure 1.Microstructure of SCR1000martensitic steel

焊接完成后，采用線切割在焊接接頭上切取金相試樣，經(jīng)鑲嵌、研磨、拋光后用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸乙醇溶液腐蝕，采用Leica DMI5000M型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。采用MAXima-7000型X射線衍射儀（XRD）進(jìn)行物相分析，銅靶，Kα射線，加速電壓為40kV，電流為40mA，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(diǎn)間距為400μm，載荷為1.96N，保載時(shí)間為15s。在焊接接頭上垂直焊接方向截取尺寸為210mm×30mm×1.2mm的拉伸剪切試樣，采用Zwick-Z50型萬能試驗(yàn)機(jī)測試?yán)旒羟行阅?，拉伸速度?mm·min−1，試驗(yàn)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0.32μm以下，根據(jù)GB/T 26077—2010《疲勞試驗(yàn)軸向應(yīng)變控制方法》，采用Zwick 150kN型高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行疲勞試驗(yàn)，應(yīng)變比為0.1，三角波波形，頻率為15Hz，載荷梯度為8000，6000，4000，2000，1000N，疲勞循環(huán)次數(shù)達(dá)到2000000周次試樣不斷裂結(jié)束試驗(yàn)。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(yàn)結(jié)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(zhì)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(qiáng)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(hù)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(dǎo)電性一般會(huì)在焊絲外側(cè)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(shí)間長的特點(diǎn)，奧氏體組織得以長大；細(xì)晶區(qū)組織為細(xì)小馬氏體，這是由于該區(qū)域高溫停留時(shí)間較短，奧氏體在較快的冷卻速率下大部分轉(zhuǎn)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(shí)該區(qū)域溫度介于珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變開始溫度至鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變終了溫度之間，馬氏體轉(zhuǎn)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(jié)構(gòu)；回火區(qū)組織為回火馬氏體和顆粒狀碳化物，這是因?yàn)楹附訒r(shí)該區(qū)域溫度在珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)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(xué)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(xì)晶區(qū)硬度較高，高于母材，這是由于這兩區(qū)域內(nèi)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(nèi)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(dá)到最大值后迅速減小，符合高強(qiáng)鋼斷裂特點(diǎn)；其拉伸剪切強(qiáng)度為707 MPa，斷裂吸收功為51.223J。

圖 7拉伸剪切時(shí)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?yàn)楹附咏宇^的薄弱區(qū)域。在搭接焊接條件下，采用低強(qiáng)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(qiáng)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(chǎn)生微裂紋，形成裂紋源。在拉伸剪切過程中軟化區(qū)內(nèi)等軸鐵素體發(fā)生變形，當(dāng)其達(dá)到變形極限時(shí)產(chǎn)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(nèi)產(chǎn)生多個(gè)裂紋源。此外，由于軟化區(qū)寬度較窄，軟化區(qū)緊鄰的細(xì)晶區(qū)和母材區(qū)馬氏體含量高，抗裂性強(qiáng)，裂紋無法無限擴(kuò)展，只在軟化區(qū)擴(kuò)展、合并，最終導(dǎo)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(yàn)可得，焊接接頭的疲勞強(qiáng)度為54MPa。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(kuò)展，這是因?yàn)樵诖罱有问较?，?yīng)力集中最高的區(qū)域?yàn)楹钢海⑶液钢何挥诤缚p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(qiáng)度高但塑性差，兩區(qū)域強(qiáng)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(kuò)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(jié)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(xì)晶區(qū)組織為細(xì)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(xì)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(qiáng)度為707MPa，斷裂吸收功為51.223J，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(qiáng)度為54MPa，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(wǎng)