熱成形鋼激光局部軟化組織與性能研究

摘要 : 為了降低熱成形鋼連接位置的硬度，提高塑性，采用高斯激光光束快速掃描試樣表面，利用高溫回火原理使 材料的強度、硬度降低，成功實現(xiàn)了局部區(qū)域的材料軟化。結(jié)果表明，軟區(qū)組織為回火索氏體，掃描速率越慢，軟區(qū)硬度 越低 ; 溫度為 800 ℃ 、掃描線速率為 2 mm / s 時，軟區(qū)硬度為 230 HV，是母材硬度的 47．92%，軟區(qū)抗拉強度降低 767 MPa， 是母材的 50．53%，其斷后伸長率 17．36%，是母材的 188．08%;軟化拉伸試樣為韌性斷裂，杯錐狀斷面 ; 軟化后點焊不會改 變焊核的硬度，可以加寬熱影響區(qū)，避免其硬度驟降驟升的情況，改善熱影響區(qū)應力集中的情況，防止焊點出現(xiàn)界面斷 裂，軟化后能提高焊點斷裂最大位移 60%，最大能量吸收功提升了 10．14% 。本研究證明了激光軟化熱成形鋼具有可行 性，對熱沖壓汽車零件局部軟化有一定指導意義。

關(guān)鍵詞 : 激光技術(shù) ; 激光軟化 ; 力學性能 ; 熱成形鋼 ; 焊點

0  引  言

熱成 形鋼是 一 種超高強度 鋼 ( 抗 拉 強 度 大 于 780 MPa) ，根據(jù)成分種類不同，其淬火后抗拉強度可  達 1000 MPa～2000 MPa［1］ 。熱成形鋼主要用作汽車 白車身零件，由于其強度高，在減少鋼板厚度的同時能 保證安全性能，達到節(jié)約能源和汽車輕量化的目的［2］。 研究表明，汽車重量減少 10%，油車可降低 6%～8% 的油耗，電車可提升 13．5% 的續(xù)航［3］ 。汽車輕量化成為 節(jié)能減排和降本增效的有力途徑，熱成形鋼在白車身 中應用占比逐年提高［4］。

熱成形技術(shù)具有零件淬火后強度高、高溫成形回 彈小、成形精度高、成形載荷小、一次成形等優(yōu)點［5］。 然而熱成形零件的抗拉強度越高，其硬度越高，塑性、 韌性越低，其焊接性能越差，熱影響區(qū)應力大，焊點表 現(xiàn)脆性，受到?jīng)_擊時易開裂［6-7］ 。熱成形鋼鉚接時，由 于鉚釘腳受到應力過大，發(fā)生變形，導致綜合性能不 佳［8-9］ 。在零件連接位置進行局部加熱回火，可以消除內(nèi)應力，降低硬度，提高其塑性［10］ 。一般采用局部感 應加熱、電極加熱等方法進行回火，但這些方法存在靈 活性差、批量生產(chǎn)需要額外工裝、控溫精度差等問 題［11］。

激光軟化技術(shù)將激光作為熱源，對選定區(qū)域進行 局部加熱，降低局部區(qū)域的硬度，提高塑性，消除內(nèi)應 力［12-13］ 。激光軟化技術(shù)可控性和靈活性好，通過調(diào)節(jié) 激光能量功率、掃描速率、光斑大小等參量，實現(xiàn)不同 的軟化性能，結(jié)合數(shù)控機器人可以實現(xiàn)不同部位和軟區(qū)形狀大小的定制化需求［14-15］ 。本文中通過激光對 熱成形鋼進行局部軟化，研究激光軟化工藝和軟區(qū)組 織的性能變化。

1  實驗材料和方法

本文中所采用的原材料為退火態(tài) CR950 /1300HS+ AS，厚度 1．8 mm，其化學成分如表 1 所示。先將原材 料鋼板在 950 ℃ 保溫 5 min 完全奧氏體化，然后平板 模水冷淬火并保壓 10 s，得到超高強鋼板坯料待用。

激光軟化設備采用 TruDisk4002，波長 1030 nm，發(fā) 射高斯光束垂直照射鋼板表面，在待軟化區(qū)域按照設 定路徑快速移動，加熱溫度設定為 800 ℃ , 實現(xiàn)快速高 溫回火效果。本文中設計軟區(qū)大小為 20 mm× 20 mm。

本文中采用 SCV-50A 維氏硬度計，每隔 2 mm 測 量試樣的顯微硬度，壓頭載荷為 9．8 kg，保壓時間為 10  s 。采用電子式萬能試驗機 Instron 3382，拉伸速率為 2  mm / min，拉伸試樣尺寸如圖 1 所示。點焊拉伸剪切試 驗的試樣尺寸如圖 2 所示。軟化試樣經(jīng)過鑲嵌、打磨、 拋光后，用體積分數(shù)為 4% 硝酸酒精溶液腐蝕，采用 DS-300 金相顯微鏡來觀察試樣金相組織。

2 實驗結(jié)果和討論

2. 1 金相組織

淬火后的原材料的金相組織如圖 3 所示。由于該材料中含有更多的 B 元素，會使得鋼的淬透性提高，從而淬火后更容易獲得更多的馬氏體，可以看出基體組織為板條狀馬氏體，組織內(nèi)有許多相互平行的板條束組成的馬氏體塊，各馬氏體塊之間以大角度界面分 開，所以金相中各馬氏體塊出現(xiàn)黑白交替的色調(diào)。在 母材表層有一厚度為 35 μm～40 μm 的鋁硅鍍層，圖 中鍍層主要由厚度約 28 μm～30 μm 的 Al-Si 合金層 和厚度約 10 μm 的 Fe2 SiAl7  金屬間化合層組成。 由于 鍍層的保護作用，鋼板在熱成形的過程未出現(xiàn)氧化脫 碳，基體為全馬氏體組織。

熱影響區(qū)和軟區(qū)位置橫截面的金相組織如圖 4 所 示。隨著加熱溫度的升高，熱影響區(qū)金相主要有圖 4a、圖 4b、圖 4c 3 種，軟區(qū)( 中心加熱區(qū)) 金相為圖 4d。 圖 4a 中組織為回火馬氏體，該溫度狀態(tài)主要處于回火 第一和第二階段，馬氏體開始分解，析出 ε/η 過渡碳 化物，其中 ε 相成分介于 Fe2 C 和 Fe3 C 之間，η 相成分 為 Fe2 C，此時分辨馬氏體板條束的形狀和大小，但條 束邊界和馬氏體塊角度的形態(tài)開始模糊。 圖 4b 中組 織為回火馬氏體和滲碳體，該溫度狀態(tài)主要處于回火 第三階段，馬氏體繼續(xù)分解，板條束的界面消除，馬氏 體束取向還能分辨，析出的過渡碳化物在大角度界面 處轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體并釘扎住界面，使得板條馬氏體的形 態(tài)能穩(wěn)定存在至很高的回火溫度。 圖 4c 中組織為鐵 素體和滲碳體，該溫度狀態(tài)主要處于回火第四階段，由于回火時間較短，大部分鐵素體仍保持條束狀的外 形，此時滲碳體發(fā)生粗化并逐漸球化，分布在鐵素體基 體中，滲碳體粗化后不能有效釘扎大角度界面，表現(xiàn)為 界面數(shù)量減少，降低界面能，晶粒長大并形成等軸鐵素 體。 圖 4d 中組織為回火索氏體，使得該區(qū)域具有較低 的硬度，塑性和韌性提高［16］ 。 回火索氏體為待軟化區(qū) 經(jīng)過激光快速升溫至 800 ℃ , 隨后空冷得到。此時的 回火階段中馬氏體條束的痕跡已經(jīng)消失，滲碳體數(shù)量 增加且球化比較完全，表現(xiàn)為鐵素體基體中彌散分布 著大量的細粒狀滲碳體，由于滲碳體彌散程度較高，金 相中無法區(qū)分晶界［17-18］。

2．2   軟區(qū)硬度

測試試樣軟區(qū)橫截面厚度中心硬度，不同位置的 硬度變化曲線如圖 5 所示。表 2 為圖 5 中不同工藝下 的實驗數(shù)據(jù)。可以看出，在 800 ℃ 下，激光掃描速率越 慢，軟區(qū)硬度越低，軟區(qū)硬度曲線越平穩(wěn)，這是因為掃 描速率越慢，在加熱區(qū)域內(nèi)的保溫時間就越長，組織擴散越充分，實際回火效果越好，得到的回火索氏體越 多，其彌散性越好。熱影響區(qū)隨著距離中心越遠，硬度 越高，直至達到母材硬度范圍，這與金相的結(jié)果一致， 表明熱影響距離越遠，該區(qū)域的溫度越低，該區(qū)域所處 的回火階段越低，所得到的組織硬度逐漸升高。實驗 中在不同的激光掃描速率下，掃描 區(qū)域為 20 mm ×  20 mm，實際軟區(qū)寬度均為 16 mm 左右，說明在激光加 熱溫度不變的情況下，改變激光掃描速率，主要影響了 軟區(qū)的硬度，實際軟區(qū)寬度( 16 mm) 和熱影響區(qū)寬度 ( 10 mm) 變化不大。

通過對不同尺寸大小試樣的中心區(qū)域進行軟化， 掃描區(qū)域為 20 mm× 20 mm，激光工藝為 800 ℃ , 掃描 方向線速率為 2 mm / s，研究非加熱區(qū)域大小在軟化過 程中受熱影響所產(chǎn)生的變化，測量的硬度結(jié)果如圖 6  所示。試樣尺寸越小，軟區(qū)位置最低硬度會稍微降低， 硬度曲線也越平穩(wěn)，這是因為小的試樣尺寸冷速會較 慢，相當于其回火時間越長，軟區(qū)的回火后硬度會更 低，組織均勻性更好。隨著試樣尺寸的增大，非加熱區(qū) 參與對軟區(qū)的傳熱和散熱體積增加，導致非加熱區(qū)在 受熱影響后在相同的距離時材料溫度相比越低，其回 火階段越低，在相同的距離有更高的硬度。試樣尺寸 小于 60 mm× 60 mm 時，試樣散熱能力不足，整個試樣 軟區(qū)四周均會受熱影響區(qū)而硬度降低。

2．3 拉伸結(jié)果

熱成形鋼母材和激光軟化試樣的拉伸工程應力應變曲線如圖 7 所示。拉伸性能數(shù)據(jù)如表 3 所示。軟化試樣 a、b、c(分別對應 3 種不同工藝) 的塑性變形均發(fā) 生在軟化范圍內(nèi)，所以軟化試樣計算斷后伸長率的原始 標距采用軟區(qū)寬度 20 mm，這樣能更真實地反映軟區(qū)內(nèi) 的斷后伸長率。母材是全馬氏體組織，具有較高抗拉強 度和屈服強度，但其塑性較低。 由軟化工藝得到的軟區(qū) 組織主要為回火索氏體，其抗拉強度降低至母材的 50. 53%～53．82%，但塑性會大幅提升，而斷后伸長率為 母材的 172．26%～188．08%。

隨著掃描方向線速率的增加，軟化試樣抗拉強度 稍微提高，與硬度提高趨勢一致 ; 激光掃描速率增加對 軟化試樣屈服強度的影響較明顯，其屈服強度提高較 多，這是由于激光掃描速率加快，回火時間會縮短，回 火組織擴散時間縮短，仍存在較多位錯，而且滲碳體球 化和彌散程度降低，還能起到釘扎作用，所以屈服強度 提高 ; 軟區(qū)斷后伸長率稍微下降。

母材和軟化試樣拉伸后的外觀如圖 8 所示。斷裂方式均為韌性斷裂。母材斷面類型為剪切滑移型斷 面，斷裂面與拉伸方向成 45° 角，有一定的滑移現(xiàn)象， 剪切唇占斷面面積的 2 /3 。軟化試樣斷面類型為杯錐 狀斷面，變形區(qū)域集中在軟區(qū)內(nèi)，隨著應力的增大，在 軟區(qū)中間出現(xiàn)明顯頸縮現(xiàn)象，斷面收縮率相比母材增 加，由于試樣較薄( 厚度 1．8 mm) ，斷面只有剪切唇 區(qū)［19］。

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2．4   軟區(qū)內(nèi)點焊性能研究

將兩片軟化試樣進行搭接，制作電阻點焊拉伸剪 切試樣，圖 9 為激光軟區(qū)范圍和焊點位置示意圖。從 外向內(nèi)分別為母材( base metal，BM) ; 熱影響區(qū)(heat- affected zone，HAZ) ; 軟 區(qū)( softening  zone，SZ) ; 焊核 區(qū) (fusion zone，F(xiàn)Z) 。電阻點焊參數(shù)為焊點直徑 6．7 mm、 電流 8．6 kA、壓力 4．2 kN、焊接時間 400 ms、冷卻時間 30  ms。

測量比較母材焊接試樣、軟化焊接的焊點硬度，結(jié) 果如圖 10 所示。母材 CR950 /1300HS+ AS 正常點焊 時，焊核區(qū)域硬度 515 HV 左右，熱影響區(qū)硬度會在 1 mm～2 mm 內(nèi) 快 速 降 低 又 快 速 升 高，最 低 硬 度 320 HV 。預先軟化后，在軟區(qū)內(nèi)點焊，焊核區(qū)域硬度 515 HV 左右，之后受焊接熱影響硬度在 1 mm 范圍快速 降低至軟區(qū)硬度，再向外經(jīng)過軟區(qū)，然后硬度在 10 mm寬度的過渡區(qū)內(nèi)逐漸上升至母材硬度。通過焊接前激 光軟化，相比傳統(tǒng)焊接后回火工藝，可以實現(xiàn)不降低焊 點硬度，調(diào)節(jié)熱影響區(qū)最低硬度，使熱影響區(qū)寬度增 加，硬度變化趨勢減緩，改善熱影響區(qū)的應力集中 現(xiàn)象。

比較未軟化的母材點焊拉伸剪切實驗、軟化試樣的點焊拉伸剪切實驗，結(jié)果如表 4 所示。實驗的位移載荷圖如圖 11 所示。軟化后試樣的最大試驗力相比未軟化的降低，但軟化后不同試樣的焊點拉伸剪切曲線會更一致，且不會出現(xiàn)界面斷裂的現(xiàn)象，其最大斷裂位移增加 60%。軟化前最大吸收能量為 61．92 J( 見曲

線 2) ，軟化后最大吸收能量為 68．20 J( 見曲線 4) ，提升了 10．14%。試樣斷裂后外觀如圖 12 所示?？梢钥吹剑窜浕哪覆脑嚇?，焊接接頭斷裂方式包含界面斷裂和熔核拔出，其中界面斷裂表明裂紋在結(jié)合面擴張速度極快，接頭在達到最大試驗力后瞬間失效，焊點沿著兩片試片結(jié)合面斷裂成兩半，斷裂面較平整，實際應用中應該避免出現(xiàn)界面斷裂; 熔核拔出則是在達到最大試驗力后，裂紋在圓形熔核最上端產(chǎn)生，隨著拉伸進行裂紋沿著熔核圓弧向兩邊擴展，熔核作為一個整體逐漸從試片中拔出，直徑約 7．5 mm，試片中留下圓形空缺，搭接端出現(xiàn)變形，熔核拔出失效模式裂紋擴展緩慢，在裂紋擴展階段焊點和基體仍保持機械連接，能通過變形的方式吸收后續(xù)載荷［20］。軟化試樣的焊接接頭斷裂方式均為熔核拔出，和母材試樣不同的是其熔核會連帶著部分軟區(qū)一同拔出，拔出范圍更大，呈橢圓形，長軸約 13．5 mm。

3  結(jié) 論

( a) 通過激光加熱回火，成功實現(xiàn)了熱成形鋼局部區(qū)域的定制軟化。一定情況下，激光掃描速度越慢，軟區(qū)硬度越低。溫度為 800 ℃、掃描線速率為 2 mm / s時，軟區(qū)組織為回火索氏體，軟區(qū)硬度為 230 HV，抗拉強度 767 MPa，屈服強度 488 MPa，斷后伸長率 17. 36%，軟化后為韌性斷裂。

( b) 熱成型鋼激光軟化后進行點焊，焊 核 硬 度( 515 HV) 不變，激光軟化可以調(diào)節(jié)熱影響區(qū)最低硬度，增加熱影響區(qū)寬度，使硬度變化趨勢減緩，改善熱影響區(qū)的應力集中現(xiàn)象。軟化后試樣的焊點拉伸剪切最大試驗力相比未軟化的降低，但軟化后試樣的焊點拉伸剪切曲線會更一致，且不會出現(xiàn)界面斷裂的現(xiàn)象，均為熔核拔出，其最大斷裂位移增加 60%，最大能量吸收功提升了 10．14%。