CN111843151B - 一种提高中锰钢电阻点焊接头性能的方法 - Google Patents

一种提高中锰钢电阻点焊接头性能的方法 Download PDF

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Abstract

一种提高中锰钢电阻点焊接头性能的方法，包括如下步骤：1)测试出待焊的中锰钢钢板的奥氏体化终止温度AC3，奥氏体化起始温度AC1，马氏体开始转变温度MS；2)将中锰钢钢板置于电阻点焊机两个电极之间，施加2.0～8.0kN的恒定电极压力将其夹紧；3)施加连接脉冲，用于熔化焊接区的中锰钢形成需要的熔核尺寸；4)施加往复相变脉冲，往复相变脉冲为两个或两个以上脉冲，各脉冲的电流值与作用时间相等或不等，其中每个脉冲电流3～10kA，作用时间3～30cyc，脉冲之间的时间间隔5～30cyc；当往复相变脉冲结束后，熔核在电极压力作用下冷却5～25cyc。本发明方法可使中锰钢点焊接头承载力提升尽3倍，接头断裂方式由完全界面断裂变为钮扣断裂。

Description

一种提高中锰钢电阻点焊接头性能的方法
技术领域
本发明涉及电阻点焊方法，特别涉及一种提高中锰钢电阻点焊接头性能的方法，解决中锰钢电阻点焊接头承载能力低的问题。
背景技术
为了减少能耗，降低汽车污染物排放，轻量化已成为汽车技术发展的一个重要趋势。中锰钢作为第三代汽车用钢家族的一员，其锰元素质量分数为5～12％，但是实际生产过程中常为4～13％，合金化程度比第二代汽车用钢低，其性能指标——强塑积一般为30～40GPa·％。相比第一代汽车用钢，中锰钢可更好地满足现代汽车对耐撞性的要求；相比第二代汽车用钢，中锰钢的力学性能略低，但在原料、熔炼等生产成本上比第二代更具有优势，因此具有广泛应用在汽车行业的潜力。
中锰钢的热处理生产工艺多为逆相变退火工艺、淬火-配分工艺，以获得特殊的室温组织。由于中锰钢内含有较多的锰元素，可以扩大奥氏体相区，所以热处理后的室温组织一般含有铁素体、马氏体以及一定数量的奥氏体。这些奥氏体是中锰钢具有良好强塑性能匹配的主要来源之一。“相变诱发塑性”(Transformation induced plasticity，TRIP)效应是通过对含有奥氏体组织的材料进行加载，在应力的作用下，奥氏体向马氏体转变。一方面，由于奥氏体向马氏体转变造成应力松弛，可推迟裂纹的产生；另一方面，奥氏体转变为马氏体后，体积增大，则其会对周围的铁素体组织造成应力，周围的铁素体也进行变形，同样也会推迟裂纹的产生，进一步提高材料的塑性。此外，由于原先的马氏体和转变后的马氏体都具有高强度，因而抵抗材料断裂的能力也较高。综上所述，中锰钢中含有复合组织时可获得良好的综合力学性能。此外，中锰钢用作汽车钢板时，还需要经历多道次的轧制工艺，促使晶粒细化，从而可在恰当的热处理后获得细小的组织，并进一步提高中锰钢的性能。
电阻点焊作为汽车行业中常用连接方法，其在生产过程中，具有高效、低成本等特点。电阻点焊的焊接工艺所涉及的参数众多，如焊接电流、焊接时间、冷却时间和电极压力等。因此，即使对于同一种材料，用不同焊接参数制备的点焊接头承载性能也可能存在很大差异。另外，中锰钢的电阻点焊可焊性较差，其主要原因是中锰钢的碳当量较高，介于0.35～0.7之间，大于一般认为具有良好焊接性能的碳当量最大值(0.24)，接头焊后产生缩孔缩松、裂纹等缺陷的倾向大，且接头组织主要为硬脆的马氏体，在外加载荷作用下，裂纹容易沿着焊接接头的原始贴合面扩展，最终以完全界面断裂的方式失效，导致接头承载能力低。
发明内容
本发明的目的在于提供一种提高中锰钢电阻点焊接头承载性能的方法，利用“马氏体相变诱导晶粒细化及奥氏体稳定化”效应，通过点焊电极向被焊中锰钢施加多个使马氏体往复相变的脉冲，使熔核含有细小且室温下稳定的奥氏体组织，达到获得高承载性能接头的目的。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
针对传统电阻点焊工艺条件下，中锰钢点焊接头性能不良，本发明利用“马氏体相变诱导晶粒细化及奥氏体稳定化”(Martensitic transformation induced grainrefinement and austenite stability，MIGA)效应，并使用多个马氏体往复相变脉冲，对接头进行加热。通过所述工艺可使熔核内产生具有一定数量、晶粒细小且在外力作用下有一定稳定性的奥氏体，从而在外加载荷的作用下产生TRIP效应，提高接头的强度和塑性，最终获得承载性能良好的接头。
具体的，本发明的一种提高中锰钢电阻点焊接头性能的方法，其包括如下步骤：
1)测试出待焊的中锰钢钢板的奥氏体化终止温度AC3，奥氏体化起始温度AC1，马氏体开始转变温度MS；
2)将板面平直、表面清洁(无油污、水渍)的中锰钢钢板置于电阻点焊机两个电极之间，施加2.0～8.0kN的恒定电极压力将其夹紧；
3)施加连接脉冲，用于熔化焊接区的中锰钢形成需要的熔核尺寸，此连接脉冲可以是单个脉冲也可以是多个脉冲：
当为单个脉冲时，脉冲电流值为4～12kA，作用时间6～30cyc；
当为多个脉冲时，各脉冲的电流值及作用时间可以相等也可不等，每个脉冲的电流值为4～13kA，作用时间为5～10cyc，脉冲之间的间隔时间为1～4cyc；
连接脉冲结束后冷却5cyc～100cyc，使熔核凝固并快速冷却到马氏体开始转变温度MS以下；
4)施加往复相变脉冲，往复相变脉冲为两个或两个以上脉冲，各脉冲的电流值与作用时间相等或不等，其中每个脉冲电流为3～10kA，作用时间为3～30cyc，脉冲之间的时间间隔为5～30cyc，确保每个脉冲结束时熔核温度达到AC1～AC3之间，每个时间间隔结束时，熔核温度低于MS；当往复相变脉冲结束后，熔核在电极压力作用下冷却5～25cyc。
优选的，所述中锰钢的化学成分重量百分比为：C：0.05～0.6％，Si：0.1～0.5％，Mn：5～12％，P<0.3％，S<0.1％，Al<2％，Ti<0.5％，B<0.1％，Cr<0.2％，其余为Fe及不可避免杂质。
优选的，所述中锰钢的化学成分重量百分比为：C：0.08～0.4％，Si：0.12～0.4％，Mn：6～11％，P<0.1％，S<0.05％，Al<1.5％，Ti<0.2％，B<0.05％，Cr<0.1％，其余为Fe及不可避免杂质。
优选的，所述中锰钢的化学成分重量百分比为：C：0.1～0.3％，Si：0.14～0.3％，Mn：6～11％，P<0.05％，S<0.01％，Al<1.3％，Ti<0.1％，B<0.01％，Cr<0.05％，其余为Fe及不可避免杂质。
优选的，所述中锰钢钢板的板厚为0.5mm～3mm。
优选的，步骤1)中，利用热膨胀仪测试出待焊的中锰钢钢板的奥氏体化终止温度AC3，奥氏体化起始温度AC1，马氏体开始转变温度MS。
本发明方法实施后可使电阻点焊接头承载力提升至4.5kN以上，且接头断裂方式为钮扣断裂。
本发明的原理是：
在连接脉冲结束后的冷却过程中，由于电极良好的导热性，中锰钢的点焊熔核快速凝固形成奥氏体，继而在这种快速冷却的条件下，奥氏体晶粒会被马氏体板条分割。当第一次施加往复相变脉冲时，可在原始奥氏体晶粒的马氏体板条内重新生成奥氏体，但此时的奥氏体受到周围马氏体的阻碍，难以继续长大，所以新形成的奥氏体晶粒小于原始奥氏体晶粒。随后的冷却过程中，新生成的大尺寸奥氏体晶粒由于元素富集浓度低，稳定性差，在冷却时发生马氏体转变，而小尺寸的奥氏体晶粒中含有碳、锰元素浓度高，稳定性好，容易被保留至室温。再次施加往复相变脉冲，则在上一次往复相变脉冲转变的马氏体内部，依旧会形成尺寸不一、稳定性各不相同，且尺寸小于前一脉冲的奥氏体晶粒。在随后的冷却过程中，不稳定的奥氏体晶粒内出现尺寸更加细小的马氏体组织，而小尺寸的稳定奥氏体晶粒被保留至室温。如此反复，在室温下可得到细小的马氏体和细小且稳定的奥氏体。在外力加载作用下，奥氏体容易发生“相变诱发塑性”效应，延迟裂纹产生，生成的复合组织还可阻碍裂纹扩展，最终得到高承载性能的焊接接头。
参见图2，图2为含有马氏体往复相变脉冲的焊接工艺示意图。首先施加连接脉冲，该脉冲为单个或者多个电流值与时间tW相同或者不同的脉冲，熔化焊接区的金属，形成熔核；冷却一段时间tC1，熔核中的熔融金属在电极(内通循环冷却水)作用下迅速凝固；待熔核温度冷却至MS以下后，通入往复相变脉冲并保持一定时间tM1，此时熔核内的温度升高至奥氏体化温度AC1～AC3之间，随后冷却一段时间tC2，至熔核温度低于马氏体开始转变温度MS以下时，再次通入电流值与作用时间tM2相同或者不同的往复相变脉冲。如此反复，执行完所有往复相变脉冲后，熔核在电极压力作用下冷却一段时间tH。
图3至图6为“马氏体相变诱导晶粒细化及奥氏体稳定化”效应机理示意图。连接脉冲冷却阶段结束后，熔核组织基本为马氏体，且元素分布不均，在此时通入往复相变脉冲电流，使熔核内的温度达到AC1以上，AC3以下，将熔核内元素富集区域的组织进行奥氏体化，如图3所示，可产生不同尺寸的奥氏体晶粒，随后停止通入电流并冷却。
当整体温度冷却至MS以下时，如图4所示，在加热过程中产生的细小奥氏体晶粒所含碳、锰含量浓度高，可被保留；而大晶粒由于所含碳、锰含量浓度低，其MS点高且稳定性差，在冷却过程中转变为尺寸比之前更细小的马氏体。
再次通入相同的脉冲电流，如图5所示，在原来图3的大奥氏体晶粒内又产生尺寸不一的奥氏体晶粒，与之前一样，在冷却过程中，如图6所示，大尺寸、不稳定的奥氏体晶粒发生马氏体转变，生成更小的马氏体组织，而小的奥氏体晶粒被保留。如此反复进行，使熔核内的组织反复发生马氏体与奥氏体转变的同时，得到细化的马氏体组织，且有细小的奥氏体晶粒保留至室温。在外力加载过程中，这些细小的奥氏体晶粒可发生“相变诱发塑性”效应，使焊接接头表现出良好的承载性能。
本发明的有益效果：
本发明通过马氏体相变诱导晶粒细化及奥氏体稳定化效应，实现了对中锰钢电阻点焊熔核组织的调控，使熔核中的马氏体晶粒得到显著细化，同时保证室温下有细小的奥氏体晶粒共存，使熔核的强度及塑性得到提高。采用本发明方法，可使中锰钢点焊接头十字拉伸承载力由原来1.7kN提高到4.5kN以上，承载能力提升显著；接头断裂方式由完全界面断裂变为钮扣断裂，熔核塑性明显改善。
附图说明
图1为本发明电阻点焊示意图。
图2为含有马氏体往复相变脉冲的焊接工艺示意图。
图3至图6为“马氏体相变诱导晶粒细化及奥氏体稳定化”效应机理示意图。
图7未采用本发明技术放大2000倍的熔核组织照片。
图8采用了本发明技术放大2000倍的熔核组织照片。
图9为采用及不采用本发明技术时焊接接头十字拉伸力(CTS)--位移曲线对比图。其中1#曲线未采用本发明技术，对应实施例1的点焊工艺参数；2#曲线采用本发明技术，对应实施例2的点焊工艺参数；3#曲线采用本发明技术，对应实施例3的点焊工艺参数。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本发明做进一步说明。
需要说明的是：以下实施例中公布的参数及范围如无特别说明，皆为优选范围，且实施例中公布的参数不影响本发明的保护范围。
参见图1，两块需要焊接的中锰钢钢板1、2在电极3、4压力作用下夹紧，通过向焊接区实施含有连接脉冲和马氏体往复相变脉冲的焊接工艺，获得焊接接头。图中，5为熔核，6为热影响区。
本发明所述提高中锰钢电阻点焊接头性能的方法，其包括如下步骤：
1.利用热膨胀仪测试所选锰元素质量分数为7％的中锰钢相变点，奥氏体化终止温度AC3为768℃，奥氏体化起始温度AC1为580℃，马氏体开始转变点MS为275℃；
2.准备需要焊接的中锰钢钢板，并将表面清理干净，将中锰钢钢板置于电极之间，优选施加3～7kN的电极压力将其夹紧，准备焊接；
3.首先施加连接脉冲，用于熔化焊接区钢材形成需要的熔核，此脉冲可以是单个脉冲也可以是多个脉冲；
当为单个脉冲时，脉冲电流值4～12kA，作用时间6～30cyc(1cyc＝20ms，下同)；
当为多个脉冲时，各脉冲的电流值及作用时间可以相等也可不等，每个脉冲的电流值为4～13kA，作用时间为5～10cyc，脉冲之间的间隔时间为1～4cyc；
连接脉冲结束后冷却5cyc～100cyc，使熔核凝固并快速冷却到马氏体开始转变温度MS以下；
4、随后施加往复相变脉冲，优选往复两次及作用时间相同的脉冲，优选参数如下：电流值4～8kA，作用时间10～30cyc，两个脉冲之间的冷却时间优选10～20cyc进行焊接。每个往复相变脉冲施加后熔核温度介于580～768℃之间，脉冲停止并冷却结束时熔核温度低于275℃。在第二个往复相变脉冲结束后，熔核在电极压力下冷却一段时间，此段时间优选10～20cyc，焊接过程结束。
所述的电阻点焊焊机初级电压为380V，频率为50Hz或60Hz。
实施例1
本实施例作为效果对比例，未采用本发明技术。被焊材料为板厚为1.4mm的7Mn钢，其化学成分如表1所示。采用的点焊工艺参数为普通规范，具体如表2所示。
表1 7Mn钢的化学成分(wt.％)
C Si Mn S P
0.13 0.22 7 0.0011 0.006
表2点焊工艺参数
Figure BDA0002046976980000071
在本焊接工艺参数下，其熔核电镜组织照片如图7所示，为粗大的马氏体，焊接接头可承受的最大十字拉伸力(CTS)为1.71kN，拉伸曲线如图9中1#曲线所示，焊接接头断裂方式为完全界面断裂(FIF)。
实施例2
本实施例采用本发明技术。被焊材料为板厚为1.4mm的7Mn钢，其成分如表1所示。点焊工艺参数如表3所示。
表3点焊工艺参数
Figure BDA0002046976980000072
采用表3中焊接工艺参数，中锰钢焊接接头可承受的最大十字拉伸力(CTS)为3.12kN(拉伸曲线如图9中2#曲线所示)，是对比例(图9中的1#曲线)的182％，焊接接头断裂方式为部分界面断裂(PIF)。
实施例3
本实施例采用本发明技术。被焊材料为板厚为1.4mm的7Mn钢，其成分如表1所示。点焊工艺参数如表4所示。
表4点焊工艺参数
Figure BDA0002046976980000081
采用表4焊接工艺参数，其熔核电镜组织照片如图8所示，为细小的马氏体及奥氏体，焊接接头可承受的最大十字拉伸力(CTS)为4.62kN(拉伸曲线如图9中3#曲线所示)，是对比例(图9中的1#曲线)的270％，焊接接头断裂方式为钮扣断裂(B)。由此可见，通过本发明的方法，中锰钢的接头承载力及塑性均得到显著提升。
本实施例中通过施加连接脉冲和往复相变脉冲的焊接工艺获得细小的马氏体和细小且稳定的奥氏体组织，在外力条件下由于组织细小，且奥氏体可发生“相变诱发塑性”效应，因此焊点可表现出较好的强度和塑性，达到提高连接强度的目的。
本发明在文中使用“连接脉冲”和“(马氏体)往复相变脉冲”来区分脉冲作用，但本领域技术人员应该理解：“连接脉冲”和“(马氏体)往复相变脉冲”仅为方便阐述和解释该发明内容，并无其它特别含义。此外，凡依照本发明利用“马氏体相变诱发晶粒细化和奥氏体稳定化”的实质及原理做出变换、参数范围替换或扩大，通过一个或多个技术方案进行组合等方式，最终得到在本质上与获得细化的马氏体和细化且稳定的奥氏体等效方案，都应属于本发明的保护范围。

Claims (7)

1.一种提高中锰钢电阻点焊接头性能的方法，其特征是，包括如下步骤：
1)测试出待焊的中锰钢钢板的奥氏体化终止温度AC3，奥氏体化起始温度AC1，马氏体开始转变温度MS；
2)将板面平直、表面清洁的中锰钢钢板置于电阻点焊机两个电极之间，施加2.0～8.0kN的恒定电极压力将其夹紧；
3)施加连接脉冲，用于熔化焊接区的中锰钢形成需要的熔核尺寸，此连接脉冲可以是单个脉冲也可以是多个脉冲：
当为单个脉冲时，脉冲电流值为4～12kA，作用时间6～30cyc；
当为多个脉冲时，各脉冲的电流值及作用时间可以相等也可不等，每个脉冲的电流值为4～13kA，作用时间为5～10cyc，脉冲之间的间隔时间为1～4cyc；
连接脉冲结束后冷却5cyc～100cyc，使熔核凝固并快速冷却到马氏体开始转变温度MS以下；
4)施加往复相变脉冲，往复相变脉冲为两个或两个以上脉冲，各脉冲的电流值与作用时间相等或不等，其中每个脉冲电流为3～10kA，作用时间为3～30cyc，脉冲之间的时间间隔为5～30cyc，确保每个脉冲结束时熔核温度达到AC1～AC3之间，每个时间间隔结束时，熔核温度低于MS；当往复相变脉冲结束后，熔核在电极压力作用下冷却5～25cyc。
2.如权利要求1所述的提高中锰钢电阻点焊接头性能的方法，其特征是，所述中锰钢的化学成分重量百分比为：C：0.05～0.6％，Si：0.1～0.5％，Mn：5～12％，P<0.3％，S<0.1％，Al<2％，Ti<0.5％，B<0.1％，Cr<0.2％，其余为Fe及不可避免杂质。
3.如权利要求1所述的提高中锰钢电阻点焊接头性能的方法，其特征是，所述中锰钢的化学成分重量百分比为：C：0.08～0.4％，Si：0.12～0.4％，Mn：6～11％，P<0.1％，S<0.05％，Al<1.5％，Ti<0.2％，B<0.05％，Cr<0.1％，其余为Fe及不可避免杂质。
4.如权利要求1所述的提高中锰钢电阻点焊接头性能的方法，其特征是，所述中锰钢的化学成分重量百分比为：C：0.1～0.3％，Si：0.14～0.3％，Mn：6～11％，P<0.05％，S<0.01％，Al<1.3％，Ti<0.1％，B<0.01％，Cr<0.05％，其余为Fe及不可避免杂质。
5.如权利要求1所述的提高中锰钢电阻点焊接头性能的方法，其特征是，所述中锰钢钢板的板厚为0.5mm～3mm。
6.如权利要求1所述的提高中锰钢电阻点焊接头性能的方法，其特征是，步骤1)中，利用热膨胀仪测试出待焊的中锰钢钢板的奥氏体化终止温度AC3，奥氏体化起始温度AC1，马氏体开始转变温度MS。
7.如权利要求1所述的提高中锰钢电阻点焊接头性能的方法，其特征是，实施后可使电阻点焊接头承载力提升至4.5kN以上，且接头断裂方式为钮扣断裂。
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