热成形钢是一种超高强度钢(抗拉强度大于780 MPa)，根据成分种类不同，其淬火后抗拉强度可达1000 MPa~2000 MPa^[1]。热成形钢主要用作汽车白车身零件，由于其强度高，在减少钢板厚度的同时能保证安全性能，达到节约能源和汽车轻量化的目的^[2]。研究表明，汽车重量减少10%，油车可降低6%~8%的油耗，电车可提升13.5%的续航^[3]。汽车轻量化成为节能减排和降本增效的有力途径，热成形钢在白车身中应用占比逐年提高^[4]。

热成形技术具有零件淬火后强度高、高温成形回弹小、成形精度高、成形载荷小、一次成形等优点^[5]。然而热成形零件的抗拉强度越高，其硬度越高，塑性、韧性越低，其焊接性能越差，热影响区应力大，焊点表现脆性，受到冲击时易开裂^[6-7]。热成形钢铆接时, 由于铆钉脚受到应力过大，发生变形，导致综合性能不佳^[8-9]。在零件连接位置进行局部加热回火，可以消除内应力，降低硬度，提高其塑性^[10]。一般采用局部感应加热、电极加热等方法进行回火，但这些方法存在灵活性差、批量生产需要额外工装、控温精度差等问题^[11]。

激光软化技术将激光作为热源，对选定区域进行局部加热，降低局部区域的硬度，提高塑性，消除内应力^[12-13]。激光软化技术可控性和灵活性好，通过调节激光能量功率、扫描速率、光斑大小等参量，实现不同的软化性能，结合数控机器人可以实现不同部位和软区形状大小的定制化需求^[14-15]。本文中通过激光对热成形钢进行局部软化，研究激光软化工艺和软区组织的性能变化。

本文中所采用的原材料为退火态CR950/1300HS+AS，厚度1.8 mm，其化学成分如表 1所示。先将原材料钢板在950 ℃保温5 min完全奥氏体化，然后平板模水冷淬火并保压10 s，得到超高强钢板坯料待用。

激光软化设备采用TruDisk4002，波长1030 nm，发射高斯光束垂直照射钢板表面，在待软化区域按照设定路径快速移动，加热温度设定为800 ℃，实现快速高温回火效果。本文中设计软区大小为20 mm×20 mm。

本文中采用SCV-50A维氏硬度计，每隔2 mm测量试样的显微硬度，压头载荷为9.8 kg，保压时间为10 s。采用电子式万能试验机Instron 3382，拉伸速率为2 mm/min，拉伸试样尺寸如图 1所示。点焊拉伸剪切试验的试样尺寸如图 2所示。软化试样经过镶嵌、打磨、抛光后，用体积分数为4%硝酸酒精溶液腐蚀，采用DS-300金相显微镜来观察试样金相组织。

图  1  拉伸试样尺寸

Figure 1.  Tensile specimen size

图  2  点焊拉伸剪切试样尺寸

Figure 2.  Size of tensile shear specimens for spot welding

淬火后的原材料的金相组织如图 3所示。由于该材料中含有更多的B元素，会使得钢的淬透性提高，从而淬火后更容易获得更多的马氏体，可以看出基体组织为板条状马氏体，组织内有许多相互平行的板条束组成的马氏体块，各马氏体块之间以大角度界面分开，所以金相中各马氏体块出现黑白交替的色调。在母材表层有一厚度为35 μm~40 μm的铝硅镀层，图中镀层主要由厚度约28 μm~30 μm的Al-Si合金层和厚度约10 μm的Fe₂SiAl₇金属间化合层组成。由于镀层的保护作用，钢板在热成形的过程未出现氧化脱碳，基体为全马氏体组织。

图  3  母材金相组织

Figure 3.  Metallographic structure of base metal

热影响区和软区位置横截面的金相组织如图 4所示。随着加热温度的升高，热影响区金相主要有图 4a、图 4b、图 4c 3种，软区(中心加热区)金相为图 4d。图 4a中组织为回火马氏体，该温度状态主要处于回火第一和第二阶段，马氏体开始分解，析出ε/η过渡碳化物，其中ε相成分介于Fe₂C和Fe₃C之间，η相成分为Fe₂C，此时分辨马氏体板条束的形状和大小，但条束边界和马氏体块角度的形态开始模糊。图 4b中组织为回火马氏体和渗碳体，该温度状态主要处于回火第三阶段，马氏体继续分解，板条束的界面消除，马氏体束取向还能分辨，析出的过渡碳化物在大角度界面处转变为渗碳体并钉扎住界面，使得板条马氏体的形态能稳定存在至很高的回火温度。图 4c中组织为铁素体和渗碳体，该温度状态主要处于回火第四阶段，由于回火时间较短，大部分铁素体仍保持条束状的外形，此时渗碳体发生粗化并逐渐球化，分布在铁素体基体中，渗碳体粗化后不能有效钉扎大角度界面，表现为界面数量减少，降低界面能，晶粒长大并形成等轴铁素体。图 4d中组织为回火索氏体，使得该区域具有较低的硬度，塑性和韧性提高^[16]。回火索氏体为待软化区经过激光快速升温至800 ℃，随后空冷得到。此时的回火阶段中马氏体条束的痕迹已经消失，渗碳体数量增加且球化比较完全，表现为铁素体基体中弥散分布着大量的细粒状渗碳体，由于渗碳体弥散程度较高，金相中无法区分晶界^[17-18]。

图  4  热影响区和软区的金相组织

Figure 4.  Metallographic microstructure of heat-affected zone and softening zone

测试试样软区横截面厚度中心硬度，不同位置的硬度变化曲线如图 5所示。表 2为图 5中不同工艺下的实验数据。可以看出，在800 ℃下，激光扫描速率越慢，软区硬度越低，软区硬度曲线越平稳，这是因为扫描速率越慢，在加热区域内的保温时间就越长，组织扩散越充分，实际回火效果越好，得到的回火索氏体越多，其弥散性越好。热影响区随着距离中心越远，硬度越高，直至达到母材硬度范围，这与金相的结果一致，表明热影响距离越远，该区域的温度越低，该区域所处的回火阶段越低，所得到的组织硬度逐渐升高。实验中在不同的激光扫描速率下，扫描区域为20 mm×20 mm，实际软区宽度均为16 mm左右，说明在激光加热温度不变的情况下，改变激光扫描速率，主要影响了软区的硬度，实际软区宽度(16 mm)和热影响区宽度(10 mm)变化不大。

图  5  不同工艺下的软区硬度

Figure 5.  Hardness of softening zone under different processes

通过对不同尺寸大小试样的中心区域进行软化，扫描区域为20 mm×20 mm，激光工艺为800 ℃，扫描方向线速率为2 mm/s，研究非加热区域大小在软化过程中受热影响所产生的变化，测量的硬度结果如图 6所示。试样尺寸越小，软区位置最低硬度会稍微降低，硬度曲线也越平稳，这是因为小的试样尺寸冷速会较慢，相当于其回火时间越长，软区的回火后硬度会更低，组织均匀性更好。随着试样尺寸的增大，非加热区参与对软区的传热和散热体积增加，导致非加热区在受热影响后在相同的距离时材料温度相比越低，其回火阶段越低，在相同的距离有更高的硬度。试样尺寸小于60 mm×60 mm时，试样散热能力不足，整个试样软区四周均会受热影响区而硬度降低。

图  6  不同尺寸试样的软区硬度

Figure 6.  Softening zone hardness of different sizes samples

热成形钢母材和激光软化试样的拉伸工程应力应变曲线如图 7所示。拉伸性能数据如表 3所示。软化试样a、b、c(分别对应3种不同工艺)的塑性变形均发生在软化范围内，所以软化试样计算断后伸长率的原始标距采用软区宽度20 mm，这样能更真实地反映软区内的断后伸长率。母材是全马氏体组织，具有较高抗拉强度和屈服强度，但其塑性较低。由软化工艺得到的软区组织主要为回火索氏体，其抗拉强度降低至母材的50.53%~53.82%，但塑性会大幅提升，而断后伸长率为母材的172.26%~188.08%。

图  7  不同软化工艺的拉伸曲线

Figure 7.  Tensile curves of different softening processes

随着扫描方向线速率的增加，软化试样抗拉强度稍微提高，与硬度提高趋势一致；激光扫描速率增加对软化试样屈服强度的影响较明显，其屈服强度提高较多，这是由于激光扫描速率加快，回火时间会缩短，回火组织扩散时间缩短，仍存在较多位错，而且渗碳体球化和弥散程度降低，还能起到钉扎作用，所以屈服强度提高；软区断后伸长率稍微下降。

母材和软化试样拉伸后的外观如图 8所示。断裂方式均为韧性断裂。母材断面类型为剪切滑移型断面，断裂面与拉伸方向成45°角，有一定的滑移现象，剪切唇占断面面积的2/3。软化试样断面类型为杯锥状断面，变形区域集中在软区内，随着应力的增大, 在软区中间出现明显颈缩现象，断面收缩率相比母材增加，由于试样较薄(厚度1.8 mm)，断面只有剪切唇区^[19]。

图  8  拉伸试样断裂后外观

Figure 8.  Appearance of tensile specimen after fracture

将两片软化试样进行搭接，制作电阻点焊拉伸剪切试样，图 9为激光软区范围和焊点位置示意图。从外向内分别为母材(base metal，BM)；热影响区(heat-affected zone，HAZ)；软区(softening zone，SZ)；焊核区(fusion zone，FZ)。电阻点焊参数为焊点直径6.7 mm、电流8.6 kA、压力4.2 kN、焊接时间400 ms、冷却时间30 ms。

图  9  软区范围和焊点位置示意图

Figure 9.  Diagram of softening zone range and welding spot position

测量比较母材焊接试样、软化焊接的焊点硬度，结果如图 10所示。母材CR950/1300HS+AS正常点焊时，焊核区域硬度515 HV左右，热影响区硬度会在1 mm~2 mm内快速降低又快速升高，最低硬度320 HV。预先软化后，在软区内点焊，焊核区域硬度515 HV左右，之后受焊接热影响硬度在1 mm范围快速降低至软区硬度，再向外经过软区，然后硬度在10 mm宽度的过渡区内逐渐上升至母材硬度。通过焊接前激光软化，相比传统焊接后回火工艺，可以实现不降低焊点硬度，调节热影响区最低硬度，使热影响区宽度增加，硬度变化趋势减缓，改善热影响区的应力集中现象。

图  10  软区焊点硬度图

Figure 10.  Hardness diagram of welding spot in SZ

比较未软化的母材点焊拉伸剪切实验、软化试样的点焊拉伸剪切实验，结果如表 4所示。实验的位移载荷图如图 11所示。软化后试样的最大试验力相比未软化的降低，但软化后不同试样的焊点拉伸剪切曲线会更一致，且不会出现界面断裂的现象，其最大断裂位移增加60%。软化前最大吸收能量为61.92 J(见曲线2)，软化后最大吸收能量为68.20 J(见曲线4)，提升了10.14%。试样断裂后外观如图 12所示。可以看到，未软化的母材试样，焊接接头断裂方式包含界面断裂和熔核拔出，其中界面断裂表明裂纹在结合面扩张速度极快，接头在达到最大试验力后瞬间失效，焊点沿着两片试片结合面断裂成两半，断裂面较平整，实际应用中应该避免出现界面断裂；熔核拔出则是在达到最大试验力后，裂纹在圆形熔核最上端产生，随着拉伸进行裂纹沿着熔核圆弧向两边扩展，熔核作为一个整体逐渐从试片中拔出，直径约7.5 mm，试片中留下圆形空缺，搭接端出现变形，熔核拔出失效模式裂纹扩展缓慢，在裂纹扩展阶段焊点和基体仍保持机械连接，能通过变形的方式吸收后续载荷^[20]。软化试样的焊接接头断裂方式均为熔核拔出，和母材试样不同的是其熔核会连带着部分软区一同拔出，拔出范围更大，呈椭圆形，长轴约13.5 mm。

图  11  位移载荷图

Figure 11.  Displacement loading diagram

图  12  焊点拉伸剪切试样断裂后外观

Figure 12.  Appearance of welding spot tensile shear specimen after fracture

(a) 通过激光加热回火，成功实现了热成形钢局部区域的定制软化。一定情况下，激光扫描速度越慢，软区硬度越低。温度为800 ℃、扫描线速率为2 mm/s时，软区组织为回火索氏体，软区硬度为230 HV，抗拉强度767 MPa，屈服强度488 MPa，断后伸长率17.36%，软化后为韧性断裂。

(b) 热成型钢激光软化后进行点焊，焊核硬度(515 HV)不变，激光软化可以调节热影响区最低硬度，增加热影响区宽度，使硬度变化趋势减缓，改善热影响区的应力集中现象。软化后试样的焊点拉伸剪切最大试验力相比未软化的降低，但软化后试样的焊点拉伸剪切曲线会更一致，且不会出现界面断裂的现象，均为熔核拔出，其最大断裂位移增加60%，最大能量吸收功提升了10.14%。