1实验方法
实验材料为Si-Mn系超高强度淬火钢和DC04低碳钢板，钢板厚度均为1.5mm。Si-Mn淬火钢的化学成分w(%)为：0.28C、1.71Si、1.02Mn、0.012P、0.006S、1.01Cr、0.02Al，余量为Fe。DC04钢的化学成分w(%)为：0.09C、0.36Mn、0.020P、0.003S、0.020Al，余量为Fe。采用线切割将Si-Mn淬火钢加工为200mm×300mm的试样，并在热成形模具(U型)上进行淬火试验，沿长度方向将淬火后的试样加工成点焊样品，且要求点焊接头适合进行拉伸疲劳试验。拉伸试样如图1所示，其中，L=160mm，B=H=40mm，δ1=δ2=1.5mm。表1为不同点焊试验工艺参数。球面平头电极直径为16.0mm，电极头平面直径为5.0mm。两异种钢板进行双面单点焊，在拉伸试验机上对焊接后样品进行单向拉伸试验，获得焊接接头的抗剪强度。采用线沿焊接厚度方向切割对点焊压痕中心处刨切，经过研磨和抛光后进行腐蚀处理，对腐蚀后试件的宏观和微观组织进行观察。
2实验结果及分析
2.1焊接接头力学性能
抗剪强度是衡量焊接接头力学性能的重要指标，而影响焊接接头抗剪强度的重要因素为焊点处的熔核直径[4]。图2为熔核直径和抗剪强度与焊接电流、焊接时间的关系。表2为熔核直径与抗剪强度的RWMA标准(美国)。可以看出，熔核直径随着焊接电流的增大逐渐增大，同时焊接接头处抗剪强度也逐渐增大，且抗剪强度与熔核直径呈线性关系。焊接电流过大，会引起飞溅使得抗剪强度减小。依据RWMA标准可以计算厚度为1.5mm时的熔核直径和焊接接头抗剪强度。可见，焊接电流超过12kA时，熔核直径达到C类标准，若继续增加焊接电流至13.5kA，达到B类标准，但是未能达到A类标准。这是因为淬火后超高强度钢组织中存在马氏体，屈服强度较高，进行点焊时塑性变形较为困难，容易出现飞溅，使熔核直径变小。此外，焊接时间对焊接接头的熔核直径和抗剪强度也有一定的影响。熔核直径与抗剪强度随着焊接时间的增大而逐渐增大。但是焊接时间过久，焊接接头的抗剪强度反而下降，这是因为延长焊接时间，热输入量增大，会使钢板热影响区的组织变粗大，降低焊接接头的力学性能。
2.2焊接接头微观组织
可以看出，焊接接头中无裂纹、缩孔等缺陷，内部质量较好，且熔核区域内金属和超高强度淬火钢板相近。此外，熔核和热影响区域存在明显界限。超强度淬火钢与普通低碳钢板进行焊接时，低碳钢板减薄明显，且随焊接电流增大而愈发明显。由于超强度淬火钢的强度远高于DC04钢，故拉伸试验时点焊接头从DC04侧破裂。图4为焊接接头不同部位的金相组织。Si-Mn系钢板冷轧并经球化退火后，主要为球化渗碳体和铁素体，经淬火处理后的组织主要为马氏体，还存在少量贝氏体和铁素体。DC04低碳钢板含碳量较低，冷轧组织主要为铁素体。熔核部分组织主要为马氏体，呈柱状枝晶[5]。这主要是由于点焊过程中，熔核中心的加热温度过高，超过熔化温度，冷却时形成粗大马氏体。超高强度淬火钢板热影响区HAZ-1靠近母材一侧为回火马氏体，而靠近熔核部分为细化马氏体。热影响区HAZ-2处为粗大的铁素体，且沿熔核方向逐渐伸长。
2.3焊接接头硬度分布
可以看出，焊接接头熔核处硬度明显低于母材-超高强度淬火钢板硬度，高于母材-DC04低碳钢板硬度。同时，熔核区域硬度随着焊接时间、焊接电流的增加而逐渐降低，且焊接电流影响较为明显。在超高强度淬火钢板的热影响区域HAZ-1具有明显的硬度波峰和硬度波谷，在靠近母材区域软化现象明显，硬度约为360HV，靠近熔核部位硬化明显，硬度为530~570HV。进行淬火处理时，受到模具的冷却速率影响，除获得淬火马氏体之外，还获得少许的铁素体和贝氏体，使得母材-超高强度淬火钢板硬度较低；因为熔核边缘处的热影响区进行点焊时处于高温环境，同时冷却速率较快易获得细小的马氏体，故而提高了材料硬度，而高于母材。
3结论
（1）焊接接头处抗剪强度随焊接电流和焊接时间的增大而逐渐增大，且焊接电流的影响较为明显。但是，焊接电流过大或焊接时间过长，会引起飞溅，从而导致抗剪强度降低。（2）超高强度淬火钢板处的热影响区存在硬度波峰和波谷，波峰处为细小马氏体组织，波谷处为回火马氏体。在普通低碳钢板处热影文学期刊响区存在粗大的铁素体组织。焊接接头熔核处为粗大的马氏体。
作者：刘鹰 单位：广西农业职业技术学院机电工程系
