不等厚DP780/HC660双相钢异质激光焊接接头的显微组织和力学性能

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(1.中国大唐集团科学技术研究院有限公司华中分公司，郑州 450000； 2.吉林大学材料科学与工程学院，长春 130022；3.大唐三门峡发电有限责任公司，三门峡 472100)

0 引 言

环保、节能减排，以及碰撞安全性能的提升等是汽车行业的最新要求，这使得汽车生产厂家倾向于采用多材料结构设计和具有高强度、良好延展性能的轻质材料[1]。在制造多材料结构设计的汽车安全结构件时，需将不等厚和不同级别的高强钢进行激光拼焊，再进行精密塑性成形。这种制造方法可以减轻车身质量，减少零部件数量，提高材料的利用率[2]。但多材料结构设计时使用的材料在厚度、显微组织、化学成分、物理性能、力学性能和加工成型工艺等方面存在较大差异，其焊接过程和工艺参数难以控制。激光焊接的功率密度高、加热时间短、冷却速率快，其焊接接头的抗热裂和抗冷裂能力好、残余应力小且变形小[3]，因此激光焊接是汽车制造领域中连接高强钢的重要方法。目前，对高强钢激光焊接的研究主要集中在同质等厚双相钢焊接或双相钢与其他高强度钢等厚板的焊接上[4-7]，而对不等厚异质双相钢的激光焊接研究较少。高强双相钢激光焊接接头中存在焊接冷裂纹以及焊接热影响区软化和脆化等问题[8-9]。WANG等[10]研究了DP1000双相钢激光焊接接头的软化机理，认为软化是由于马氏体转变成较软的回火马氏体和铁素体，以及由原始显微组织中的一些铁素体转变成的奥氏体在冷却过程中生成多边形铁素体、贝氏体和马氏体-奥氏体相，导致软相含量增加而引起的。SANTILLAN-ESQUIVEL等[5]研究了HSLA、DP600、TRIP780、DP780和DP980高强钢的异质激光焊接接头焊缝的组织与性能，发现焊缝区显微硬度与母材中的碳含量呈线性关系，焊缝区马氏体含量随母材碳含量的减少而降低。FARABI等[11]研究了DP600/DP980双相钢异质激光焊接接头的组织和性能，发现焊缝区存在大量马氏体，DP980双相钢侧的热影响区发生严重软化，软化区的范围比DP600双相钢侧的更大。GONG等[2]研究了DP780和DP1180双相钢异质激光拼焊接头的力学性能，发现拉伸时变形发生在DP780双相钢侧及其热影响区，断裂发生在该侧热影响区。汽车轻量化的发展趋势之一是大量使用采用激光焊接的高强钢拼焊板，因此作者结合汽车纵梁焊接结构的特点，对不同厚度DP780双相钢和HC660双相钢进行了异质激光对接焊，研究了该异质焊接接头的显微组织和力学性能。

1 试样制备与试验方法

1.1 试样制备

试验材料为宝钢生产的连续冷轧热镀锌DP780和HC660双相钢，厚度t分别为1.2 mm和1.0 mm，镀锌层厚度均为5 μm。两种钢的主要化学成分见表1，拉伸性能见表2，显微组织见图1，图中黑色块状部分(基底)为铁素体，灰色凸起部分为马氏体，可见马氏体呈网状分布在铁素体基体上。双相钢的强度一般正比于马氏体含量[12]，HC660双相钢中的马氏体含量较高，因此其抗拉强度高于DP780双相钢的。

表1 DP780和HC660双相钢的化学成分(质量分数)Tab.1 Chemical composition of DP780 and HC660 dual-phase steels (mass) %

图1 DP780和HC660双相钢的显微组织Fig.1 Microstructures of DP780 (a) and HC660 (b) dual-phase steels

表2 DP780和HC660双相钢的拉伸性能Tab.2 Tensile properties of DP780 and HC660dual-phase steels

采用上海团结普瑞玛公司生产的SLC-X1530型多功能CO2激光焊机进行对接焊接，焊接试样的尺寸为100 mm×80 mm×t，激光焦距为190 mm，光斑直径最小为0.3 mm，焊接功率1.2 kW，焊接速率2 000 mm·min-1，离焦量-0.5 mm，焊接过程中用纯氩气双面保护。利用WRN-191K型铠装热电偶(测温范围-250～1 350 ℃)和DH5902型数据采集系统(采样频率50 Hz，时间间隔0.02 s)检测焊接过程中的温度变化。

1.2 试验方法

在焊接接头上用电火花线切割机切割出金相试样，经砂纸打磨、抛光，用体积分数为4%的硝酸酒精溶液在室温下腐蚀10～12 s后，使用Scope Axio ZEISS型光学显微镜(OM)和S-3400N型扫描电子显微镜(SEM)观察显微组织。用FM700型维氏硬度计测硬度，加载载荷1.96 N，保载时间10 s，压痕间距0.1 mm。根据ASTM E8，使用MIS8/0.22M型拉伸试验机进行室温拉伸试验，拉伸试样尺寸如图2所示，拉伸速度为6 mm·min-1。

图2 拉伸试样的尺寸Fig.2 Size of tensile specimen

2 试验结果与讨论

2.1 宏观形貌

由图3可见：不等厚DP780/HC660双相钢激光焊接接头的成形良好，焊缝与两侧母材的过渡平滑，焊缝表面未见气孔、裂纹和咬边等焊接缺陷；焊缝区截面呈现出上下宽中间窄的形貌特征，上表面焊缝宽度为1.08 mm，下表面宽度为0.70 mm；近DP780双相钢、HC660双相钢侧热影响区的最大宽度分别为0.78 mm和0.76 mm。

图3 DP780/HC660双相钢焊接接头的截面形貌Fig.3 Cross-sectional morphology of welded joint of DP780/HC660 dual steels

2.2 显微组织

激光焊接时，两种母材熔化混合形成焊接熔池，冷却过程中重新结晶形成焊缝。由图4可以看出，焊缝区存在大量板条马氏体组织，晶粒形态为柱状。

图4 DP780/HC660双相钢焊接接头焊缝区的显微组织Fig.4 Microstructure of weld zone of welded joint of DP780/HC660 dual steels

由于是不等厚异质材料焊接，焊缝区的碳元素含量计算公式为

wWZ=(wHC660+1.2wDP780)/2

(1)

式中：wWZ，wHC660，wDP780分别为焊缝金属、HC660双相钢和DP780双相钢中的碳质量分数。

图5 铁碳相图和DP780/HC660双相钢焊接接头距焊缝中心不同距离处的温度-焊接时间曲线Fig.5 Iron-carbon phase diagram (a) and temperature-welding time curves at different distances from weld center of welded joint of DP780/HC660 dual steels (b)

由式(1)计算得到焊缝区的碳质量分数为0.075%。根据如图5(a)所示的铁碳相图[13]可知，焊缝区在冷却过程中会经过奥氏体相区。由图5(b)可见：距离焊缝中心0.5 mm处的热影响区温度由800 ℃冷至500 ℃的时间t8/5为0.5 s；距焊缝中心1.0 mm处热影响区的温度梯度比距焊缝中心1.5 mm 处母材区的大。距离焊缝中心越近，加热的最高温度越高，温度的变化梯度越大，焊缝中心高温区的加热速率和冷却速率也更大。由图5预测得到的焊缝区相变化过程为液相→液相+δ相→δ相→奥氏体相+δ相→奥氏体相→奥氏体相+铁素体相→珠光体相+铁素体相。

由于焊缝区的冷却更快，奥氏体相会转变为不平衡组织——马氏体相和少量铁素体相，因此焊缝区在焊接过程中的相变化过程可以认为是液相→液相+δ相→δ相→奥氏体相+δ相→奥氏体相→马氏体相+少量铁素体相。

由图6可见：焊接接头热影响区的组织不均匀，根据组织特征可分为粗晶区、细晶区和临界区，这3个区距焊缝中心的距离依次增加；粗晶区靠近焊缝，在焊接过程中该区域母材处于过热状态，奥氏体晶粒长大较充分，冷却后形成粗大的马氏体和铁素体组织；焊接时细晶区的最高温度处于Ac1～Ac3之间，母材中部分马氏体和铁素体在该温度范围内转变成奥氏体，但因该区距焊缝中心较远，在相变温度以上时的停留时间短，快速冷却后得到的马氏体尺寸比粗晶区的略小，其组织为晶粒细小的马氏体和铁素体组织；临界区靠近母材，焊接时的最高温度低于Ac1但高于热镀锌温度(460 ℃)，母材中的马氏体受热发生回火转变，形成回火马氏体，使得该区显微组织比母材的更细小。

图 6 DP780/HC660双相钢焊接接头中DP780双相钢侧热影响区的显微组织Fig.6 Microstructure of heat affected zone at DP780 dual-phase steel side in welded joint of DP780/HC660 dual steels: (a) overall view of heat affected zone; (b) coarse grained zone; (c) fine grained zone and (d) intercritical zone

2.3 显微硬度

由图7可知；焊接接头硬度以焊缝为中心呈不对称分布，两种母材的热影响区均出现软化现象；接头中DP780双相钢侧焊缝区、热影响区和母材的平均硬度分别为427.9，333.18，290.9 HV，HC660双相钢侧的则分别为419.8，389.5，339.6 HV，焊缝区的硬度比母材的高，这是因为焊缝金属重熔凝固后形成铸态组织，马氏体组织含量较多；热影响区粗晶区、细晶区、临界区的硬度随距焊缝中心距离的增加依次降低，靠近焊缝的热影响区硬度比母材的高，靠近母材的热影响区硬度比母材的低，这是因为邻近母材的热影响区中马氏体发生回火转变而软化。

图7 DP780/HC660双相钢焊接接头的显微硬度分布Fig.7 Microhardness distribution of welded joint of DP780/HC660 dual steels

2.4 拉伸性能

DP780/HC660双相钢激光焊接接头的抗拉强度和伸长率分别为997 MPa和7.8%，母材HC660双相钢和DP780双相钢的抗拉强度和伸长率分别为1 017 MPa和11.4%、870 MPa和15.0%。焊接接头的抗拉强度与HC660双相钢的相近，伸长率比两种母材的都低，激光焊接接头的塑性下降。

由图8可以看出，焊接接头拉伸断裂位置位于近热影响区的HC660双相钢母材中，断口附近的母材发生严重塑性变形，其轧制线方向发生改变。结合图4、图6分析可知：焊缝金属重熔冷却后形成大量的板条马氏体组织，在板条马氏体内含有较多位错缺陷，受力后位错产生钉扎导致焊缝区强度最高；热影响区粗晶区的组织为粗大马氏体和铁素体组织，该区强度比母材的高，细晶区是正火组织，晶粒细小，其强度高于母材的，临界区为回火软化区，其硬度低于母材的。当焊接接头受到拉力作用时，焊缝、热影响区粗晶区和细晶区由于抗拉强度高，变形较小，而母材和临界区因强度低发生较大变形，但临界区的塑性高于母材的；随着变形量的增加，临界区析出的细小颗粒会对位错产生弥散强化作用，使其变形后的强度高于母材的，最终导致接头在与熔合区邻近的母材处发生断裂。由图9可见，焊接接头拉伸断口上有大量的韧窝，属于韧性断裂。

图8 DP780/HC660双相钢焊接接头拉伸断裂位置及HC660双相钢塑性变形形貌Fig.8 Tensile fracture position (a) and plastic deformation morphology of HC660 dual-phase steel (b) of welded joint of DP780/HC660 dual steels

图9 DP780/HC660双相钢焊接接头拉伸断口的SEM形貌Fig.9 SEM micrographs showing tensile fracture of welded joint of DP780/HC660 dual steels: (a) at low magnification and (b) at high magnification

3 结 论

(1) 不等厚DP780/HC660双相钢激光焊接接头焊缝区的晶粒粗大，显微组织由粗大板条马氏体相和少量铁素体组成；热影响区组织不均匀，分为粗晶区、细晶区和临界区，粗晶区组织由粗大马氏体和铁素体组成，细晶区的由细小马氏体和铁素体组成，临界区的马氏体发生了回火转变。

(2) 焊接接头中DP780双相钢侧焊缝区、热影响区和母材的平均硬度分别为427.9，333.18，290.9 HV，HC660双相钢侧的分别为419.8，389.5，339.6 HV，焊缝区、热影响区、母材的平均显微硬度依次降低。

(3) 焊接接头的抗拉强度和伸长率分别为997 MPa和7.8%，接头抗拉强度与HC660双相钢的相近，伸长率比两种母材的都低；断裂发生在邻近热影响区的HC660双相钢处，断裂方式为韧性断裂。

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