选取厚度为4 mm的22MnB5热成形钢板,采用THQ-50C焊丝作为焊接填充材料,将22MnB5钢板加热到完全奥氏体化以后,通过内部带有冷却系统的热成形模具快速冲压成形,使之发生完全马氏体相变,得到室温下微观组织为板条马氏体的超高强度钢。22MnB5热成形钢板及THQ-50C焊丝的化学成分如表1所示, 母材微观组织如图1所示。

图1

Fig.1

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	图1 材料的微观组织Fig.1 Microstructures of the materials

表1

Table 1

表1(Table 1)

表1 22MnB5热成形钢板及THQ50-C焊丝的化学成分 Table 1 Chemical compositions of 22MnB5 hot stamping plate and THQ50-C filler metal 合金 C Mn Si P S Al Ti Cr B Mo Cu Ni 质量分数 (母材)/% 0.22~0.25 1.2~1.4 0.2~0.3 0.020 0.005 0.02~0.05 0.02~0.05 0.11~0.2 0.002~0.0035 0.1 0.1 0.1 质量分数 (焊丝)/% 0.06~0.15 1.40~1.85 0.8~1.15 0.025 0.025 - - - - - - -

表1 22MnB5热成形钢板及THQ50-C焊丝的化学成分 Table 1 Chemical compositions of 22MnB5 hot stamping plate and THQ50-C filler metal

试验采取对接接头形式,焊接试板尺寸为100 mm×90 mm×4 mm,并设计60°的V型坡口,坡口及两侧20 mm范围内用砂纸打磨,去除表面氧化层,再用丙酮清洗以去除杂质及油污。将焊接试板组装夹紧后进行焊接,焊接参数和接头编号如表2所示。

表2

Table 2

表2(Table 2)

表2 接头编号及焊接参数 Table 2 Number of the joint and welding parameters 接头编号 焊接电流/A 电弧电压/V 焊接速度/(mm·s-1) 热输入/(J·mm-1) 基值电流/A 峰值电流/A 脉冲频率/Hz B1 60 12 0.8 585 - - - B2 80 13 0.8 845 - - - B3 100 14 0.8 1137 - - - B4 - - 0.8 585 20 100 10

表2 接头编号及焊接参数 Table 2 Number of the joint and welding parameters

焊后沿垂直于焊缝方向切割金相试样,试样经过打磨、抛光后用4%硝酸酒精溶液腐蚀。采用EVO18型扫描电镜观察焊接接头各区域的微观组织;利用HVS-1000ZDT型显微硬度计测定焊接接头不同区域的硬度分布,载荷为200 GF,保压时间为10 s;采用MTS810型拉伸试验机测试焊接接头的拉伸性能,拉伸速度设定为4 mm/min。

如图2所示,采用直流TIG焊工艺,当焊接电流为60 A时,焊缝根部出现未焊透缺陷,焊缝正面产生表面气孔,说明这种参数组合导致焊接热输入过小,致使焊缝根部未熔透,且焊缝冷却速度较快,熔池中的气泡来不及彻底逸出,在焊缝表面形成气孔;焊接电流为100 A时,电弧穿透力较强,焊接热输入过高,导致焊缝正面出现塌陷,焊缝边缘应力集中较为严重。其余试件均成形良好,焊缝余高均在1 mm以下,焊趾处圆滑过渡。

图2

Fig.2

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	图2 焊接接头宏观形貌Fig.2 Macroscopic profiles of the joints

直流TIG焊工艺中设定80 A焊接电流时,其焊缝金属的微观组织如图3(a)所示,焊缝金属中出现了魏氏组织,其特征为先共析铁素体沿奥氏体晶界呈网状或片状析出,这是一种过热的脆性组织,由此可知焊接热输入达到845 J/mm后即可使焊缝金属呈过热状态。当采用直流脉冲TIG焊工艺时,其平均电流仅为60 A时,所焊试件B4的焊缝金属微观组织为铁素体和珠光体的混合组织,且先共析铁素体呈块状分布,如图3(b)所示。

图3

Fig.3

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	图3 焊缝金属的微观组织Fig.3 Microstructures of the weld metal

图4为直流脉冲TIG焊工艺条件下接头热影响区(Heat affected zone,HAZ)中各分区微观组织的分布。由图4(a)可见,热影响区中粗晶区和细晶区分界明显, 靠近焊缝一侧由于焊接热循环峰值温度最高,奥氏体化过程中晶粒长大严重,冷却之后形成了粗大的铁素体和珠光体的混合组织(见图5(a));细晶区微观组织为均匀细小的铁素体和珠光体(见图5(b)),在焊接热循环的作用下,细晶区经历了完全重结晶过程,形成力学性能良好的正火组织。图4(b)所示的高温回火区紧邻细晶区,由板条马氏体、珠光体及下贝氏体构成,呈带状分布(见图5(c)),这是因为母材中的主要合金强化元素Mn能够增加偏析,易形成带状组织;图4(b)中靠近母材一侧为低温回火区,微观组织为回火马氏体,碳化物呈颗粒状从板条马氏体基体中析出(见图5(d)),高温回火区和低温回火区之间并无明显过渡区域。

图4

Fig.4

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	图4 热影响区微观组织分布Fig.4 Microstructures distributions of the HAZ

图5

Fig.5

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	图5 热影响区微观组织Fig.5 Microstructures of the HAZ

图6为采用直流脉冲TIG焊工艺焊接接头的显微硬度分布。由图可知:焊缝金属处的硬度较为均匀,平均维氏硬度为263.2,为母材维氏硬度值(440)的60%。在熔合线到HAZ粗晶区约1.5 mm范围内,显微硬度呈缓慢减小的趋势,在HAZ粗晶区出现维氏硬度最低值(241.2),原因在于粗晶区的焊接热循环峰值温度最高,严重过热,焊后软化程度最大。越过粗晶区,HAZ硬度值随着离焊缝中心的距离变远而呈现变大的趋势,这是由高温回火区和低温回火区的微观组织决定的,随着回火温度的降低,原母材板条马氏体的软化程度逐渐下降,从硬度变化趋势可知HAZ宽度约为4.5 mm。

图6

Fig.6

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	图6 接头的硬度分布Fig.6 Hardness distributions of the joints

拉伸试验结果如图7所示。从图7(a)中可以看出:在直流TIG焊工艺条件下,当焊接电流为80 A时,试样断裂于焊缝金属,这是由焊缝金属中的魏氏组织特征所决定的,其先共析铁素体呈网状分布于原奥氏体晶界,是一种脆性组织,拉伸性能测试结果如表3所示。从表3可以看出:试件B2的延伸率仅为2.7%,属于典型的脆性断裂。当采用直流脉冲TIG焊工艺时,拉伸试样断裂于HAZ粗晶区,即断裂于软化程度最大处,试件B4的抗拉强度为631 MPa,为母材抗拉强度(1500 MPa)的42.1%,延伸率为14.0%,高于母材的延伸率(7.8%),试件B4的拉伸曲线如图7(b)所示,属于典型的塑性断裂。

图7

Fig.7

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	图7 拉伸测试结果Fig.7 Results of tensile tests

表3

Table 3

表3(Table 3)

表3 拉伸测试结果 Table 3 Results of tensile tests 接头编号 抗拉强度σb/MPa 延伸率/% B2 542 2.7 B4 631 14.0 激光焊接头 1300 11.5

表3 拉伸测试结果 Table 3 Results of tensile tests