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嘉峪檢測(cè)網(wǎng) 2025-01-07 12:42
［摘要］ 本文研究了1500HS熱成形鋼兩層板電阻點(diǎn)焊接頭的組織演變和變形行為。通過金相組織分析、熱輸入分布圖以及合金材料性質(zhì)圖，分析了點(diǎn)焊接頭在不同熱輸入量位置的組織演變。隨著距焊核中心區(qū)域距離增加，點(diǎn)焊接頭組織可以分為柱狀晶馬氏體、粗晶馬氏體、細(xì)晶馬氏體、鐵素體-馬氏體雙相組織和回火馬氏體組織。結(jié)合維氏硬度分析，明確了不同組織特征下的硬度差異，結(jié)果表明在鐵素體-馬氏體雙相組織和回火馬氏體區(qū)域的硬度下降較為明顯，是焊點(diǎn)的薄弱區(qū)域。基于不同板厚組合下的熔核尺寸、最大失效載荷、斷口宏觀形貌、初始斷裂位置和維氏硬度等實(shí)驗(yàn)結(jié)果，闡明了板材厚度和板材強(qiáng)度兩類因素對(duì)于焊點(diǎn)斷裂模式、初始斷裂位置和最大失效載荷的影響規(guī)律。
關(guān)鍵詞：電阻點(diǎn)焊；焊點(diǎn)失效；斷裂模式；組織演變
前言
近年來(lái)，隨著油價(jià)飆升以及人們環(huán)保意識(shí)逐漸增強(qiáng)，輕量、節(jié)能、降低排放和提高安全性已成為現(xiàn)代汽車結(jié)構(gòu)、性能和技術(shù)設(shè)計(jì)的重要發(fā)展方向［1］。新能源電動(dòng)汽車替代傳統(tǒng)燃油車的趨勢(shì)逐漸形成，但由于電池包等附件的添加，新能源車的整備質(zhì)量顯著增加，這對(duì)汽車的節(jié)能和輕量化設(shè)計(jì)提出了更高要求。研究表明，汽車質(zhì)量每減輕10%，燃油消耗下降3%-7%［2-3］，而車身質(zhì)量約占整車質(zhì)量的25%-30%，鋼板用量更是占到了整車質(zhì)量的75%。圍繞在汽車輕量化的同時(shí)滿足抗碰撞安全性能要求這一難點(diǎn)，車身新材料、新工藝的研發(fā)成為主流。車用超高強(qiáng)度鋼板（ultra high strength steel， UHSS）以其通過高強(qiáng)度減輕車身質(zhì)量的特點(diǎn)在汽車白車身上得到廣泛應(yīng)用。超高強(qiáng)度鋼是指拉伸強(qiáng)度大于700 MPa的一類鋼，熱成形鋼（hot-deformed steel）、中錳鋼（medium Mn steel）、淬 火 配 分 鋼（quenchingpartitioning steel）和雙相鋼（dual-phase steel）都是超高強(qiáng)度鋼的重要組成部分。熱成形技術(shù)原理是將含硼合金鋼加熱到奧氏體相區(qū)，使其完全奧氏體化，此時(shí)其材料軟化、成形性能提高，然后送入內(nèi)部帶有冷卻系統(tǒng)模具內(nèi)沖壓成形，隨后保壓快速冷卻淬火，得到全馬氏體組織的超高強(qiáng)度鋼板，其抗拉強(qiáng)度可達(dá)1 500 MPa，屈服強(qiáng)度可達(dá)1 100 MPa。熱成形鋼中添加了大量的碳和硼元素以保證其超高強(qiáng)度和淬透性，但這會(huì)對(duì)其焊接性能產(chǎn)生顯著影響，較高的碳當(dāng)量會(huì)降低鋼材的可焊性。為了保證車身強(qiáng)度和碰撞性能，超高強(qiáng)鋼的焊接性能研究引起了廣泛關(guān)注。
為了保證白車身連接強(qiáng)度，超高強(qiáng)鋼通常選用電阻點(diǎn)焊、CO2氣體保護(hù)焊、激光焊、結(jié)構(gòu)膠粘接等連接工藝。電阻點(diǎn)焊具有靜強(qiáng)度高、性能穩(wěn)定和易于實(shí)現(xiàn)自動(dòng)化等優(yōu)點(diǎn)，承擔(dān)了75%以上的車身裝配工作，是熱成形鋼和DP 鋼組裝連接的主要加工方式。Ma等［4］通過在裸露的DP980鋼焊縫上人為制造預(yù)裂紋來(lái)量化LME 裂紋對(duì)點(diǎn)焊機(jī)械性能的影響，研究發(fā)現(xiàn)外部預(yù)裂紋會(huì)加速裂紋起始區(qū)域的損傷累積，導(dǎo)致拉伸剪切峰值載荷損失12.1%。凌華等［5］研究了B1800HS/DP1180 電阻點(diǎn)焊接頭熱影響區(qū)軟化現(xiàn)象，并結(jié)合金相實(shí)驗(yàn)分析了其軟化機(jī)理。CO2氣體保護(hù)焊主要是將可融化的焊絲和被焊接工件之間的電弧作為熱源，以CO2作為保護(hù)氣體，對(duì)工件進(jìn)行融合。肖罡等［6］建立了CO2 氣體保護(hù)焊工藝參數(shù)與焊縫幾何尺寸（熔寬、熔深）之間的多層感知機(jī)神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)預(yù)測(cè)模型，并基于焊接實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)訓(xùn)練模型，確定了模型的數(shù)學(xué)解析式。激光焊接使用激光作為焊接熱源，對(duì)焊接的母材和填充劑進(jìn)行熔融焊接。激光焊接具有焊接速度快、熱影響區(qū)域小、焊接一致性和焊接穩(wěn)定性高的特點(diǎn)。張林陽(yáng)等［7］對(duì)比了線狀、圓環(huán)形及C 形3 種不同焊縫分布形式的激光搭接焊縫與電阻點(diǎn)焊的拉剪性能，結(jié)果表明線狀焊縫的抗剪力最優(yōu)，其次是 C 形焊縫，電阻點(diǎn)焊焊縫和圓環(huán)形焊縫的抗剪強(qiáng)度相當(dāng)，但數(shù)值最小。Ding 等［8］使用ER4047（AlSi12）合金作為填充材料，通過激光焊接-釬焊技術(shù)制備5754 Al-鋼異種焊接接頭，研究了不同的激光焊接參數(shù)對(duì)接頭微觀結(jié)構(gòu)和拉伸性能的影響。結(jié)果表明，激光斑點(diǎn)的位置和熱輸入對(duì)IMC的形成、接頭的微觀結(jié)構(gòu)以及最終的拉伸性能有顯著影響。結(jié)構(gòu)膠粘接工藝就是采用結(jié)構(gòu)膠實(shí)現(xiàn)對(duì)金屬本身的互相連接，其不易產(chǎn)生應(yīng)力集中，連接強(qiáng)度、剛度和疲勞強(qiáng)度也相對(duì)較高。Galvez等［9］通過公交車鋼結(jié)構(gòu)有限元模型的節(jié)點(diǎn)力提取和分析，驗(yàn)證了鋼-CFRP 結(jié)構(gòu)膠粘接方案替代鋼-鋼焊接的可行性，并以此來(lái)提升疲勞壽命。馮煜陽(yáng)［10］通過BBD 響應(yīng)面法研究了焊接時(shí)間、焊接電流和供給壓力等工藝參數(shù)對(duì)膠接點(diǎn)焊接頭力學(xué)性能的影響，通過合理的參數(shù)匹配得到接頭最大失效載荷為16 369 N。
本文通過對(duì)比不同厚度1500HS 熱成形鋼的拉剪力學(xué)性能，結(jié)合金相分析和顯微硬度等實(shí)驗(yàn)方法，對(duì)點(diǎn)焊接頭不同區(qū)域的組織演變進(jìn)行了表征分析，對(duì)拉剪實(shí)驗(yàn)中焊點(diǎn)斷裂模式的形成原因進(jìn)行了探究。通過板材厚度、抗拉強(qiáng)度、熔核缺陷及拔出斷裂位置等相應(yīng)參數(shù)對(duì)焊點(diǎn)的失效力值進(jìn)行了預(yù)測(cè)，并與實(shí)驗(yàn)數(shù)值進(jìn)行了對(duì)比驗(yàn)證，兩者較為吻合。
1、 實(shí)驗(yàn)方法
實(shí)驗(yàn)選取了不同厚度的1500HS 沖壓熱成形鋼（1.2、1.4 和1.6 mm）進(jìn)行組織表征和拉剪性能研究，其化學(xué)成分和力學(xué)性能如表1和表2所示。選擇不同板厚度共5 種不同組合進(jìn)行點(diǎn)焊接頭實(shí)驗(yàn)，相應(yīng)參數(shù)如表3 所示。整體實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)分為兩類：一類是同種厚度的熱成形鋼焊接，鋼板厚度逐漸增加（1#～3#）；另一類是一側(cè)熱成形鋼厚度維持1.2 mm，另一側(cè)熱成形鋼厚度逐漸增加（1#、4#～5#）。
表1 母材的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） %
表2 母材的力學(xué)性能
表3 兩層板焊接試片組合
不同板厚的焊接實(shí)驗(yàn)中采用相同的焊接工藝參數(shù)，以盡可能減少實(shí)驗(yàn)誤差。相應(yīng)的焊接參數(shù)如表4所示。
表4 電阻點(diǎn)焊的焊接參數(shù)
拉剪實(shí)驗(yàn)樣片的規(guī)格尺寸為150 mm×50 mm，搭接尺寸為45 mm，如圖1所示。剪切力測(cè)試?yán)焖俾蕿? mm/min。
圖1 拉剪實(shí)驗(yàn)試片尺寸圖
2、 電阻點(diǎn)焊拉剪實(shí)驗(yàn)結(jié)果分析
2.1 力學(xué)性能
通過調(diào)整兩層焊鋼板的厚度組合，研究鋼板厚度對(duì)點(diǎn)焊接頭剪切力的影響，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如圖2 所示。由圖可知，對(duì)于相同厚度熱成形鋼-熱成形鋼類型的電阻點(diǎn)焊（1#～3#），隨著板材厚度從1.2 mm 增加到1.6 mm，點(diǎn)焊接頭失效的剪切力最大值從19.3 kN逐漸增加至25.3 kN。對(duì)于一側(cè)厚度固定、另一側(cè)厚度增加的熱成形鋼-熱成形鋼類型電阻點(diǎn)焊（4#～5#），當(dāng)一側(cè)板厚固定在1.2 mm，另一側(cè)板厚從1.4 mm 增加至1.6 mm 時(shí)，點(diǎn)焊接頭失效的剪切力較為接近。
圖2 板材厚度對(duì)點(diǎn)焊接頭剪切力的影響
2.2 斷裂模式分析
斷裂失效模式是評(píng)價(jià)電阻點(diǎn)焊接頭力學(xué)性能的重要指標(biāo)之一。文獻(xiàn)表明［11-13］點(diǎn)焊接頭在拉剪載荷下存在3 種斷裂模式，如圖3 所示。第1 種為界面斷裂模式（interfacial failure，IF），斷裂路徑沿熔核中心擴(kuò)展，如圖3（a）所示［11-13］。第2 種為拔出斷裂（pullout failure，PF），通常發(fā)生在一側(cè)板的母材（base material，BM）或熱影響區(qū)（heat-affected zone，HAZ）中，如圖3（b）所示［11-13］。第3 種為混合斷裂，又稱部分界面斷裂（partial interfacial failure，PIF），裂紋先沿熔核擴(kuò)展，但在擴(kuò)展過程中斷裂路徑轉(zhuǎn)變到厚度方向，如圖3（c）所示［11-13］。
圖3 斷裂模式示意圖［13］
圖4 給出了焊點(diǎn)試片拉伸斷裂情況，圖中可以看出厚度為1.2 mm 的熱成形鋼與不同厚度（1.2、1.4、1.6 mm）熱成形鋼進(jìn)行拉剪實(shí)驗(yàn)時(shí)，其斷裂模式均為拔出斷裂。而相同厚度的熱成形鋼（1.4-1.4 mm、1.6-1.6 mm）進(jìn)行拉剪實(shí)驗(yàn)時(shí)，其斷裂模式為界面斷裂。
圖4 焊點(diǎn)試片斷裂模式圖
2.3 金相及硬度分析
圖5（a）給出了2#樣品點(diǎn)焊接頭的宏觀形貌和不同區(qū)域尺寸?？梢钥闯?，焊縫組織主要分為熔核區(qū)（FZ）、熱影響區(qū)（HAZ）和母材組織（BM）3個(gè)部分，其中熱影響區(qū)可以進(jìn)一步劃分為粗晶熱影響區(qū)（CGHAZ）、細(xì)晶熱影響區(qū)（FGHAZ）、臨界退火熱影響區(qū)（ICHAZ）和回火區(qū)域（THAZ），各熱影響區(qū)的寬度測(cè)量值依次為0.5、0.26、0.25和0.19 mm。
圖5 焊核組織演變熱力學(xué)分析
圖5（b）給出了有限元模擬得出的焊接過程板材內(nèi)部溫度場(chǎng)分布圖。本文利用ABAQUS有限元軟件中的熱-力-電耦合分析，再現(xiàn)點(diǎn)焊熔核形成過程中的電、熱、力等相關(guān)物理場(chǎng)。本文中采用3D 實(shí)體有限元建模，鑒于模型的對(duì)稱性，僅建立1/2 模型。由于熱量的產(chǎn)生主要發(fā)生在電極與工件之間的接觸區(qū)域以及工件與工件之間的接觸區(qū)域上，所以對(duì)它們進(jìn)行網(wǎng)格細(xì)化，采用0.5 mm 網(wǎng)格，在遠(yuǎn)離接觸區(qū)域的地方采用相對(duì)稀疏2 mm 網(wǎng)格以減小計(jì)算量，選擇Q3D8R 單元類型。對(duì)下電極底面施加全約束和0電勢(shì)，板邊緣采用對(duì)稱約束，上電極上端施加電極壓力和電流。設(shè)定熱學(xué)邊界條件和初始條件，所使用的循環(huán)冷卻水的溫度為20 ℃，冷卻水流量為3 L/min，冷卻水換熱系數(shù)為3 800 W/（m2·K）；鋼板及電極初始溫度25 ℃，周圍環(huán)境溫度為25 ℃，與空氣的總熱交換系數(shù)設(shè)為20 W/（m2·K）。
圖5（c）給出了Thermo-Calc 軟件計(jì)算得出的1500HS 熱成形鋼成分對(duì)應(yīng)的性質(zhì)圖，圖中可以得出在對(duì)應(yīng)溫度平衡狀態(tài)下合金中各組成相的摩爾分?jǐn)?shù)?？梢钥闯?500HS 熱成形鋼完全熔化為液相的溫度為1 508 ℃，鐵素體和奧氏體兩相區(qū)的溫度區(qū)間為703～807 ℃。結(jié)合性質(zhì)圖中給出的各相存在溫度區(qū)間，可以在圖5（b）的溫度場(chǎng)中畫出各溫度區(qū)間對(duì)應(yīng)各熱影響區(qū)的區(qū)域范圍，有限元模擬中CGHAZ、FGHAZ、ICHAZ 和THAZ 的寬度分別為1.09、0.35、0.25 和0.47 mm。由此可見CGHAZ 和THAZ 的仿真值高于真實(shí)值，而FGHAZ和ICHAZ的仿真值與真實(shí)值較為接近。
圖5（d）給出了板材溫度和組織硬度隨距離的演變，圖中給出了不同板材溫度下的組織演變，以及組織與力學(xué)性能的聯(lián)系。本文將結(jié)合焊核接頭在熱輸入下的溫度場(chǎng)分布（圖5（b））和金屬材料學(xué)相變機(jī)理（圖5（c）），給出熱成形鋼各區(qū)域在焊接過程中的組織演變，并探討其對(duì)力學(xué)性能的影響。通過該討論，可以加深對(duì)焊接接頭力學(xué)性能的認(rèn)識(shí)，構(gòu)建組織與力學(xué)性能之間的聯(lián)系，找出焊接接頭力學(xué)性能薄弱區(qū)間，為后續(xù)優(yōu)化焊接工藝提供理論基礎(chǔ)。
熔核區(qū)（FZ）受到熱輸入影響最強(qiáng)，心部溫度接近1 700 ℃，該區(qū)域在焊接過程中一直處于液態(tài)。在金屬凝固理論中，過冷是凝固的前提。焊接完成后焊槍會(huì)用水冷卻，根據(jù)有限元模擬結(jié)果焊核區(qū)域在焊后冷卻速率約為14 447 K/s。在這一快速冷卻過程中，熔核邊界未熔化的固相母材晶粒會(huì)為液態(tài)金屬提供形核位點(diǎn)，液相會(huì)優(yōu)先在固相表面形核，這些晶核會(huì)以柱狀晶的形式向液相內(nèi)部生長(zhǎng)，直至填充所有液相區(qū)域，形成形貌以柱狀晶為主的馬氏體組織（圖6（a））。該組織與母材組織硬度接近，具有很高的強(qiáng)度（圖5（d）-FZ區(qū)域），但通常塑性較差，容易開裂。
圖6 焊核各區(qū)域金相組織圖
在溫度場(chǎng)1 466-1 508 ℃的溫度區(qū)間內(nèi)，存在固液兩相共存現(xiàn)象。此區(qū)域冷卻至室溫后，其組織應(yīng)以馬氏體為主。
在溫度場(chǎng)907～1 466 ℃的區(qū)域（粗晶熱影響區(qū)），該溫度區(qū)間不足以使熱成形鋼熔化，因而板材在加熱過程中都是以固相存在，其組織演變規(guī)律遵循固態(tài)相變理論。這一溫度區(qū)間高于母材Ac3 溫度100 ℃以上，通常認(rèn)為合金鋼在這一區(qū)域會(huì)發(fā)生逆相變奧氏體的形核與粗化，最終在加熱過程中生成粗大的逆相變奧氏體組織。在隨后的冷卻過程中，由于冷速足夠，這些奧氏體晶粒會(huì)全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織，最后形成粗晶馬氏體組織（圖6（b））。該組織的原奧晶粒尺寸要顯著高于母材的原奧晶粒尺寸，晶界強(qiáng)化效果較差，因而硬度要稍低于母材組織，但馬氏體組織較硬的性質(zhì)使其硬度依然維持較高水平（圖5（d）-CGHAZ區(qū)域）。
而在溫度場(chǎng)807～907 ℃的區(qū)域（細(xì)晶熱影響區(qū)），該溫度區(qū)間高于Ac3溫度100 ℃以內(nèi)，此時(shí)溫度不足以支撐新形核的逆相變奧氏體快速長(zhǎng)大，因而組織以細(xì)小的奧氏體晶粒為主，在冷卻后會(huì)形成細(xì)晶馬氏體組織（圖6（b））。細(xì)化晶粒會(huì)為馬氏體組織提供更高的晶界強(qiáng)化，使得該區(qū)域組織硬度要高于熔核和母材組織，具有極高的強(qiáng)度和硬度（圖5（d）-FGHAZ區(qū)域）。
當(dāng)溫度區(qū)間在兩相區(qū)（703～807 ℃，臨界退火熱影響區(qū)）時(shí)，鐵素體和奧氏體在加熱過程中會(huì)共同存在，冷卻至室溫就會(huì)得到鐵素體和馬氏體共存的雙相組織（圖6（c））。依據(jù)其鐵素體和馬氏體占比不同，其性能會(huì)存在顯著差異。鐵素體中合金元素含量較少，強(qiáng)度較低，塑性較好。當(dāng)溫度接近703 ℃時(shí)，鐵素體占比多，馬氏體占比少，組織硬度會(huì)顯著降低（圖5（d）-ICHAZ 區(qū)域）。當(dāng)溫度接近807 ℃時(shí)，鐵素體占比少，馬氏體占比多，組織硬度會(huì)顯著增加，但會(huì)低于母材硬度。
當(dāng)溫度在703 ℃以下（回火熱影響區(qū)）時(shí)，馬氏體經(jīng)回火演變?yōu)榛鼗瘃R氏體組織（圖6（c）），過飽和的C元素會(huì)析出生成碳化物，固溶強(qiáng)化效果降低，同時(shí)位錯(cuò)回復(fù)也會(huì)帶來(lái)強(qiáng)化效果降低。析出雖然會(huì)提供一定強(qiáng)化效果，但材料整體硬度還是會(huì)明顯下降。結(jié)合圖5（d）-THAZ 區(qū)域硬度分析可以得出，溫度越接近703 ℃，C元素析出越多，硬度下降越明顯。而隨著溫度逐漸降低，C 元素析出和位錯(cuò)回復(fù)程度下降，硬度會(huì)逐漸提升。當(dāng)溫度降低到一定程度時(shí)，馬氏體不在發(fā)生回火轉(zhuǎn)變，組織硬度維持母材硬度。圖6（d）給出了遠(yuǎn)離焊核區(qū)域接近于母材的馬氏體組織。
圖7 給出了點(diǎn)焊接頭的初始斷裂位置圖片，圖中可以看到當(dāng)斷裂模式為拔出斷裂時(shí)，樣品的開裂位置接近于臨界退火熱影響區(qū)與細(xì)晶熱影響區(qū)交界的位置，兩者硬度差異較大，更容易發(fā)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致樣品開裂。焊核線到開裂位置的距離測(cè)量值為0.5 mm。
圖7 點(diǎn)焊接頭初始斷裂位置
3、 斷裂模式及失效力模型預(yù)測(cè)
3.1 兩層板接頭的受力分析模型
圖8 為非等強(qiáng)非等厚鋼板電阻點(diǎn)焊接頭在拉剪實(shí)驗(yàn)過程中的受力分析［14］，圖中Fτ為焊核受到的剪切力，F(xiàn)σ為焊核周圍區(qū)域受到的正應(yīng)力，W 為頸縮區(qū)域到焊核的距離。點(diǎn)焊接頭在拉剪過程中，熔核內(nèi)部界面處主要受到剪應(yīng)力，該剪應(yīng)力是發(fā)生界面斷裂的驅(qū)動(dòng)力，而在熔核周圍區(qū)域受到正應(yīng)力，該正應(yīng)力是發(fā)生拔出斷裂的驅(qū)動(dòng)力。剪應(yīng)力和拉應(yīng)力在受力過程中是競(jìng)爭(zhēng)機(jī)制，并且兩種驅(qū)動(dòng)力都有一個(gè)斷裂失效臨界值，兩種驅(qū)動(dòng)力中任意一個(gè)達(dá)到相應(yīng)臨界值即會(huì)發(fā)生相應(yīng)類型的斷裂失效。
圖8 電阻點(diǎn)焊接頭剪切力受力分析［14］
研究表明［11-12］當(dāng)點(diǎn)焊接頭發(fā)生界面斷裂時(shí)，焊點(diǎn)接頭在剪切方向的受力狀態(tài)應(yīng)滿足以下公式：
式中：D為焊核直徑；τ為熔核的剪切強(qiáng)度。此外，在計(jì)算時(shí)應(yīng)該考慮縮孔、縮松等宏觀缺陷對(duì)承載面積的影響［15］，因而須引入缺陷因子P，缺陷因子是描述熔核中缺陷情況的常數(shù)，其計(jì)算公式如下：
式中：A1為熔核總面積；A2為宏觀缺陷所占面積。當(dāng)熔核中沒有缺陷時(shí)，P=1?？紤]宏觀缺陷后，式（1）可以修正為
當(dāng)焊點(diǎn)接頭發(fā)生拔出斷裂時(shí)，其受力形式如圖9（a）所示，圖中Fs為焊核所受剪切力，F(xiàn)t為焊核周圍區(qū)域所受正應(yīng)力。獲取焊核周圍區(qū)域的應(yīng)力分布需要精確復(fù)雜的計(jì)算，可以通過假設(shè)“焊核周圍徑向分布的正應(yīng)力達(dá)到最大，板材即會(huì)發(fā)生斷裂”以進(jìn)行簡(jiǎn)化［16］，此時(shí)焊核在正應(yīng)力方向的受力面積可以看作以斷裂位置處的尺寸為直徑的圓柱體周長(zhǎng)與局部化頸縮區(qū)域厚度t（圖9（b）中所示）的乘積。本文中將t近似取做初始板厚減去壓入深度。
圖9 拔出斷裂力學(xué)分析和拔出斷裂機(jī)制橫截面示意圖［16］
經(jīng)過簡(jiǎn)化后，拔出斷裂發(fā)生時(shí)焊點(diǎn)在軸向的正應(yīng)力狀態(tài)應(yīng)滿足以下公式：
式中σ為斷裂一側(cè)鈑金熱影響區(qū)的抗拉強(qiáng)度。
3.2 不同斷裂模式間的競(jìng)爭(zhēng)機(jī)制
電阻點(diǎn)焊存在不同斷裂模式的根本原因是點(diǎn)焊接頭在拉剪載荷下存在受力狀態(tài)間的競(jìng)爭(zhēng)關(guān)系，依據(jù)上述剪切力和正應(yīng)力的計(jì)算公式，可以歸納出非等強(qiáng)非等厚焊點(diǎn)試片在拉剪過程中發(fā)生剪切斷裂和拔出斷裂所需最大力值隨著焊核直徑的變化，如圖10 所示。其中FIF為界面斷裂所需力值，F(xiàn)PF1為板厚較小時(shí)發(fā)生拉脫斷裂所需力值，F(xiàn)PF2為板厚較大時(shí)發(fā)生拉脫斷裂所需力值。當(dāng)焊核直徑較小時(shí)，發(fā)生界面斷裂所需的驅(qū)動(dòng)力（FIF）小于兩層板材拔出斷裂所需的驅(qū)動(dòng)力（FPF），這意味著在拉伸過程中剪切力先于正應(yīng)力達(dá)到失效值，最終使得接頭發(fā)生界面斷裂。而當(dāng)焊核直徑超過臨界值（FIF與FPF相交處對(duì)應(yīng)的焊核直徑）時(shí)，發(fā)生界面斷裂所需的驅(qū)動(dòng)力（FIF）大于板材拔出斷裂所需的驅(qū)動(dòng)力（FPF），此時(shí)焊接接頭發(fā)生拔出斷裂。
圖10 點(diǎn)焊接頭斷裂模式轉(zhuǎn)變?cè)硎疽鈭D［14］
將上述理論應(yīng)用于本文實(shí)驗(yàn)中，不同厚度、不同斷裂模式拉剪實(shí)驗(yàn)最大失效力的計(jì)算參數(shù)如表5 和表6所示。在拔出斷裂失效力計(jì)算參數(shù)中（表5），焊核直徑D 通過游標(biāo)卡尺測(cè)量拉脫后的焊核直徑獲得，可以看出盡管焊接電流、焊接電壓、電極壓力等參數(shù)并未發(fā)生改變，隨著板厚的增加，焊核直徑仍輕微增加。這一現(xiàn)象的可能原因有兩個(gè)：一是隨著板厚增加，板材引入的電阻增加，使得焊接過程中的熱輸入量增加；二是隨著板厚增加，焊接壓力不足以使板材壓緊，使得板材搭接處的縫隙增加，增大了電阻，導(dǎo)致熱輸入量增加，焊核增大。拔出斷裂位置距離熔核線的距離W 通過金相圖片獲得，因并未對(duì)所有拉脫樣品進(jìn)行觀測(cè)，這里將所有拉脫斷裂實(shí)驗(yàn)的W 值近似取做0.5 mm。當(dāng)一側(cè)熱成形鋼厚度固定為1.2 mm，另一側(cè)厚度增加為1.4 和1.6 mm 時(shí)，焊核被拉脫的一側(cè)總是板厚較薄的一側(cè)，也就是1.2 mm一側(cè)，同時(shí)通過體顯微鏡圖片（圖7）測(cè)量得到1.2 mm鋼板焊接后壓入深度約為0.15 mm，因而實(shí)際板厚t近似看作1.05 mm。熱影響區(qū)的抗拉強(qiáng)度σHAZ通過其維氏硬度進(jìn)行估算為875 MPa。計(jì)算結(jié)果可以得出，1#、4#和5#樣品的FPF計(jì)算值均稍低于實(shí)驗(yàn)值。
表5 拔出斷裂失效力計(jì)算參數(shù)
表6 界面斷裂失效力計(jì)算參數(shù)
在界面斷裂失效力計(jì)算過程中，焊核直徑D 通過游標(biāo)卡尺測(cè)量拉脫后的焊核直徑獲得，可以看出隨著板材厚度增加，焊核直徑顯著增大。焊核抗拉強(qiáng)度選取母材抗拉強(qiáng)度，即1 500 MPa。文獻(xiàn)表明［14］，對(duì)于鋼鐵等塑性材料受純剪切應(yīng)力時(shí)，依據(jù)最大畸變能密度理論，可以認(rèn)為焊核的剪切強(qiáng)度τ =0.6σ焊核（σ焊核為焊核的屈服強(qiáng)度）。由于焊核尺寸較小，很難通過單軸拉伸實(shí)驗(yàn)獲得焊核屈服強(qiáng)度的準(zhǔn)確數(shù)值?？紤]到焊核心部（柱狀晶馬氏體）和母材（等軸晶馬氏體）均為馬氏體組織，雖然在晶粒尺寸上存在偏差，但兩者在合金成分、位錯(cuò)密度、硬度（焊核為493±3 HV，母材為495±3 HV）等方面較為接近，因而近似假定兩者屈服強(qiáng)度接近，即焊核的屈服強(qiáng)度約為1 122 MPa（屈服強(qiáng)度取自表2，該強(qiáng)度通過單軸拉伸試驗(yàn)獲得，數(shù)據(jù)由鋼材供應(yīng)商提供）?？紤]到體顯微鏡圖片中觀察到焊核內(nèi)部缺陷較少（缺陷占比約為0.06%），缺陷因子P 近似取1。從計(jì)算結(jié)果可以看出，2#和3#樣品的FIF計(jì)算值均稍低于實(shí)驗(yàn)值。
應(yīng)用表格中相應(yīng)參數(shù)，可以計(jì)算出拉剪實(shí)驗(yàn)過程中焊點(diǎn)失效力隨焊核直徑的變化曲線，如圖11 所示。圖中FPF-1.2 mm、FPF-1.4 mm 和FPF-1.6 mm 分別表示1.2、1.4 和1.6 mm 熱成形鋼拔出斷裂所需的失效力隨焊核直徑變化，F(xiàn)IF表示熱成形鋼界面斷裂所需失效力（P 取1）隨焊核直徑變化。圖中可以看出，隨著焊核直徑增加，拔出斷裂和界面斷裂所需失效力都會(huì)增加，且界面斷裂失效力的增加速度要高于拔出斷裂。隨著板材厚度從1.2 mm 增加至1.6 mm，拔出斷裂需要的作用力逐漸增大，這就使得異種板厚的點(diǎn)焊樣品在拉剪過程中拉脫的一側(cè)總是板厚較小的一側(cè)。
圖11 焊點(diǎn)失效力隨焊核直徑變化曲線
當(dāng)界面斷裂失效力等于拔出斷裂失效力時(shí)，此時(shí)的焊核直徑被定義為臨界熔核直徑，當(dāng)實(shí)際焊核直徑小于臨界熔核直徑時(shí)，發(fā)生界面斷裂，而當(dāng)實(shí)際焊核直徑大于臨界熔核直徑時(shí)，發(fā)生拔出斷裂。本文中計(jì)算得出1.2、1.4 和1.6 mm 熱成形鋼的臨界熔核直徑分別為6.3、6.9和7.7 mm。對(duì)比實(shí)驗(yàn)測(cè)量結(jié)果，在拉拔斷裂樣品中，1#、4#和5#樣品實(shí)測(cè)焊核直徑均稍低于計(jì)算值，這說明計(jì)算和實(shí)驗(yàn)仍有一定差距，需要進(jìn)一步優(yōu)化。而在界面斷裂樣品中，2#和3#樣品實(shí)測(cè)焊核直徑均遠(yuǎn)低于計(jì)算值，符合界面斷裂的要求，計(jì)算與實(shí)際情況相匹配。
4、 結(jié)論
本文分析了不同板厚1500HS 熱成形鋼點(diǎn)焊后的拉剪性能，結(jié)合金相和顯微硬度對(duì)點(diǎn)焊接頭的組織演變和力學(xué)性能變化進(jìn)行研究，依照界面斷裂和拔出斷裂的力學(xué)分析對(duì)焊點(diǎn)失效力進(jìn)行預(yù)測(cè)，并得出以下結(jié)論。
（1）在焊接熱輸入溫度場(chǎng)的影響下，焊核心部區(qū)域溫度最高，冷卻至室溫后獲得柱狀晶馬氏體組織。隨著離焊核的距離逐漸增加，熱輸入溫度逐漸降低，焊核到母材的組織依次為柱狀晶馬氏體、粗晶馬氏體、細(xì)晶馬氏體、鐵素體-馬氏體雙相組織、回火馬氏體、等軸馬氏體組織（母材）。其中鐵素體-馬氏體和回火馬氏體組織的強(qiáng)度要顯著低于母材馬氏體組織，是焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)。在拔出斷裂模式下，細(xì)晶馬氏體和鐵素體-馬氏體雙向組織的交接處容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，優(yōu)先發(fā)生斷裂，影響焊接接頭性能，是后續(xù)提升焊接接頭力學(xué)性能的優(yōu)化方向。
（2）在拉剪變形過程中，界面斷裂和拔出斷裂兩種斷裂模式間存在競(jìng)爭(zhēng)關(guān)系，優(yōu)先達(dá)到失效力值的斷裂模式將會(huì)發(fā)生。隨著焊核直徑增加，兩種斷裂模式的失效力均會(huì)增加，但界面斷裂失效力增大速率較快。當(dāng)焊核直徑較小時(shí)，焊接接頭傾向于發(fā)生界面斷裂。當(dāng)焊核直徑超過臨界值，焊接接頭傾向于發(fā)生拔出斷裂。當(dāng)同種材料、異種板厚的樣品點(diǎn)焊時(shí)，厚度較低的一側(cè)傾向于發(fā)生拔出斷裂。當(dāng)板材厚度增加時(shí)，界面斷裂發(fā)生的概率逐漸增加。
來(lái)源：期刊-《汽車工程》作者：毛立忠1，田 暢1，2，徐忠偉1，魯 月1，田洪生1，程 晨1
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