不等厚DP780/HC660雙相鋼異質激光焊接接頭的顯微組織和力學性能

，，，，

(1.中國大唐集團科學技術研究院有限公司華中分公司，鄭州 450000； 2.吉林大學材料科學與工程學院，長春 130022；3.大唐三門峽發電有限責任公司，三門峽 472100)

0 引 言

環保、節能減排，以及碰撞安全性能的提升等是汽車行業的最新要求，這使得汽車生產廠家傾向于采用多材料結構設計和具有高強度、良好延展性能的輕質材料[1]。在制造多材料結構設計的汽車安全結構件時，需將不等厚和不同級別的高強鋼進行激光拼焊，再進行精密塑性成形。這種制造方法可以減輕車身質量，減少零部件數量，提高材料的利用率[2]。但多材料結構設計時使用的材料在厚度、顯微組織、化學成分、物理性能、力學性能和加工成型工藝等方面存在較大差異，其焊接過程和工藝參數難以控制。激光焊接的功率密度高、加熱時間短、冷卻速率快，其焊接接頭的抗熱裂和抗冷裂能力好、殘余應力小且變形小[3]，因此激光焊接是汽車制造領域中連接高強鋼的重要方法。目前，對高強鋼激光焊接的研究主要集中在同質等厚雙相鋼焊接或雙相鋼與其他高強度鋼等厚板的焊接上[4-7]，而對不等厚異質雙相鋼的激光焊接研究較少。高強雙相鋼激光焊接接頭中存在焊接冷裂紋以及焊接熱影響區軟化和脆化等問題[8-9]。WANG等[10]研究了DP1000雙相鋼激光焊接接頭的軟化機理，認為軟化是由于馬氏體轉變成較軟的回火馬氏體和鐵素體，以及由原始顯微組織中的一些鐵素體轉變成的奧氏體在冷卻過程中生成多邊形鐵素體、貝氏體和馬氏體-奧氏體相，導致軟相含量增加而引起的。SANTILLAN-ESQUIVEL等[5]研究了HSLA、DP600、TRIP780、DP780和DP980高強鋼的異質激光焊接接頭焊縫的組織與性能，發現焊縫區顯微硬度與母材中的碳含量呈線性關系，焊縫區馬氏體含量隨母材碳含量的減少而降低。FARABI等[11]研究了DP600/DP980雙相鋼異質激光焊接接頭的組織和性能，發現焊縫區存在大量馬氏體，DP980雙相鋼側的熱影響區發生嚴重軟化，軟化區的范圍比DP600雙相鋼側的更大。GONG等[2]研究了DP780和DP1180雙相鋼異質激光拼焊接頭的力學性能，發現拉伸時變形發生在DP780雙相鋼側及其熱影響區，斷裂發生在該側熱影響區。汽車輕量化的發展趨勢之一是大量使用采用激光焊接的高強鋼拼焊板，因此作者結合汽車縱梁焊接結構的特點，對不同厚度DP780雙相鋼和HC660雙相鋼進行了異質激光對接焊，研究了該異質焊接接頭的顯微組織和力學性能。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗材料為寶鋼生產的連續冷軋熱鍍鋅DP780和HC660雙相鋼，厚度t分別為1.2 mm和1.0 mm，鍍鋅層厚度均為5 μm。兩種鋼的主要化學成分見表1，拉伸性能見表2，顯微組織見圖1，圖中黑色塊狀部分(基底)為鐵素體，灰色凸起部分為馬氏體，可見馬氏體呈網狀分布在鐵素體基體上。雙相鋼的強度一般正比于馬氏體含量[12]，HC660雙相鋼中的馬氏體含量較高，因此其抗拉強度高于DP780雙相鋼的。

表1 DP780和HC660雙相鋼的化學成分(質量分數)Tab.1 Chemical composition of DP780 and HC660 dual-phase steels (mass) %

圖1 DP780和HC660雙相鋼的顯微組織Fig.1 Microstructures of DP780 (a) and HC660 (b) dual-phase steels

表2 DP780和HC660雙相鋼的拉伸性能Tab.2 Tensile properties of DP780 and HC660dual-phase steels

采用上海團結普瑞瑪公司生產的SLC-X1530型多功能CO2激光焊機進行對接焊接，焊接試樣的尺寸為100 mm×80 mm×t，激光焦距為190 mm，光斑直徑最小為0.3 mm，焊接功率1.2 kW，焊接速率2 000 mm·min-1，離焦量-0.5 mm，焊接過程中用純氬氣雙面保護。利用WRN-191K型鎧裝熱電偶(測溫范圍-250～1 350 ℃)和DH5902型數據采集系統(采樣頻率50 Hz，時間間隔0.02 s)檢測焊接過程中的溫度變化。

1.2 試驗方法

在焊接接頭上用電火花線切割機切割出金相試樣，經砂紙打磨、拋光，用體積分數為4%的硝酸酒精溶液在室溫下腐蝕10～12 s后，使用Scope Axio ZEISS型光學顯微鏡(OM)和S-3400N型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織。用FM700型維氏硬度計測硬度，加載載荷1.96 N，保載時間10 s，壓痕間距0.1 mm。根據ASTM E8，使用MIS8/0.22M型拉伸試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸試樣尺寸如圖2所示，拉伸速度為6 mm·min-1。

圖2 拉伸試樣的尺寸Fig.2 Size of tensile specimen

2 試驗結果與討論

2.1 宏觀形貌

由圖3可見：不等厚DP780/HC660雙相鋼激光焊接接頭的成形良好，焊縫與兩側母材的過渡平滑，焊縫表面未見氣孔、裂紋和咬邊等焊接缺陷；焊縫區截面呈現出上下寬中間窄的形貌特征，上表面焊縫寬度為1.08 mm，下表面寬度為0.70 mm；近DP780雙相鋼、HC660雙相鋼側熱影響區的最大寬度分別為0.78 mm和0.76 mm。

圖3 DP780/HC660雙相鋼焊接接頭的截面形貌Fig.3 Cross-sectional morphology of welded joint of DP780/HC660 dual steels

2.2 顯微組織

激光焊接時，兩種母材熔化混合形成焊接熔池，冷卻過程中重新結晶形成焊縫。由圖4可以看出，焊縫區存在大量板條馬氏體組織，晶粒形態為柱狀。

圖4 DP780/HC660雙相鋼焊接接頭焊縫區的顯微組織Fig.4 Microstructure of weld zone of welded joint of DP780/HC660 dual steels

由于是不等厚異質材料焊接，焊縫區的碳元素含量計算公式為

wWZ=(wHC660+1.2wDP780)/2

(1)

式中：wWZ，wHC660，wDP780分別為焊縫金屬、HC660雙相鋼和DP780雙相鋼中的碳質量分數。

圖5 鐵碳相圖和DP780/HC660雙相鋼焊接接頭距焊縫中心不同距離處的溫度-焊接時間曲線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)計算得到焊縫區的碳質量分數為0.075%。根據如圖5(a)所示的鐵碳相圖[13]可知，焊縫區在冷卻過程中會經過奧氏體相區。由圖5(b)可見：距離焊縫中心0.5 mm處的熱影響區溫度由800 ℃冷至500 ℃的時間t8/5為0.5 s；距焊縫中心1.0 mm處熱影響區的溫度梯度比距焊縫中心1.5 mm 處母材區的大。距離焊縫中心越近，加熱的最高溫度越高，溫度的變化梯度越大，焊縫中心高溫區的加熱速率和冷卻速率也更大。由圖5預測得到的焊縫區相變化過程為液相→液相+δ相→δ相→奧氏體相+δ相→奧氏體相→奧氏體相+鐵素體相→珠光體相+鐵素體相。

由于焊縫區的冷卻更快，奧氏體相會轉變為不平衡組織——馬氏體相和少量鐵素體相，因此焊縫區在焊接過程中的相變化過程可以認為是液相→液相+δ相→δ相→奧氏體相+δ相→奧氏體相→馬氏體相+少量鐵素體相。

由圖6可見：焊接接頭熱影響區的組織不均勻，根據組織特征可分為粗晶區、細晶區和臨界區，這3個區距焊縫中心的距離依次增加；粗晶區靠近焊縫，在焊接過程中該區域母材處于過熱狀態，奧氏體晶粒長大較充分，冷卻后形成粗大的馬氏體和鐵素體組織；焊接時細晶區的最高溫度處于Ac1～Ac3之間，母材中部分馬氏體和鐵素體在該溫度范圍內轉變成奧氏體，但因該區距焊縫中心較遠，在相變溫度以上時的停留時間短，快速冷卻后得到的馬氏體尺寸比粗晶區的略小，其組織為晶粒細小的馬氏體和鐵素體組織；臨界區靠近母材，焊接時的最高溫度低于Ac1但高于熱鍍鋅溫度(460 ℃)，母材中的馬氏體受熱發生回火轉變，形成回火馬氏體，使得該區顯微組織比母材的更細小。

圖 6 DP780/HC660雙相鋼焊接接頭中DP780雙相鋼側熱影響區的顯微組織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 顯微硬度

由圖7可知；焊接接頭硬度以焊縫為中心呈不對稱分布，兩種母材的熱影響區均出現軟化現象；接頭中DP780雙相鋼側焊縫區、熱影響區和母材的平均硬度分別為427.9，333.18，290.9 HV，HC660雙相鋼側的則分別為419.8，389.5，339.6 HV，焊縫區的硬度比母材的高，這是因為焊縫金屬重熔凝固后形成鑄態組織，馬氏體組織含量較多；熱影響區粗晶區、細晶區、臨界區的硬度隨距焊縫中心距離的增加依次降低，靠近焊縫的熱影響區硬度比母材的高，靠近母材的熱影響區硬度比母材的低，這是因為鄰近母材的熱影響區中馬氏體發生回火轉變而軟化。

圖7 DP780/HC660雙相鋼焊接接頭的顯微硬度分布Fig.7 Microhardness distribution of welded joint of DP780/HC660 dual steels

2.4 拉伸性能

DP780/HC660雙相鋼激光焊接接頭的抗拉強度和伸長率分別為997 MPa和7.8%，母材HC660雙相鋼和DP780雙相鋼的抗拉強度和伸長率分別為1 017 MPa和11.4%、870 MPa和15.0%。焊接接頭的抗拉強度與HC660雙相鋼的相近，伸長率比兩種母材的都低，激光焊接接頭的塑性下降。

由圖8可以看出，焊接接頭拉伸斷裂位置位于近熱影響區的HC660雙相鋼母材中，斷口附近的母材發生嚴重塑性變形，其軋制線方向發生改變。結合圖4、圖6分析可知：焊縫金屬重熔冷卻后形成大量的板條馬氏體組織，在板條馬氏體內含有較多位錯缺陷，受力后位錯產生釘扎導致焊縫區強度最高；熱影響區粗晶區的組織為粗大馬氏體和鐵素體組織，該區強度比母材的高，細晶區是正火組織，晶粒細小，其強度高于母材的，臨界區為回火軟化區，其硬度低于母材的。當焊接接頭受到拉力作用時，焊縫、熱影響區粗晶區和細晶區由于抗拉強度高，變形較小，而母材和臨界區因強度低發生較大變形，但臨界區的塑性高于母材的；隨著變形量的增加，臨界區析出的細小顆粒會對位錯產生彌散強化作用，使其變形后的強度高于母材的，最終導致接頭在與熔合區鄰近的母材處發生斷裂。由圖9可見，焊接接頭拉伸斷口上有大量的韌窩，屬于韌性斷裂。

圖8 DP780/HC660雙相鋼焊接接頭拉伸斷裂位置及HC660雙相鋼塑性變形形貌Fig.8 Tensile fracture position (a) and plastic deformation morphology of HC660 dual-phase steel (b) of welded joint of DP780/HC660 dual steels

圖9 DP780/HC660雙相鋼焊接接頭拉伸斷口的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 結 論

(1) 不等厚DP780/HC660雙相鋼激光焊接接頭焊縫區的晶粒粗大，顯微組織由粗大板條馬氏體相和少量鐵素體組成；熱影響區組織不均勻，分為粗晶區、細晶區和臨界區，粗晶區組織由粗大馬氏體和鐵素體組成，細晶區的由細小馬氏體和鐵素體組成，臨界區的馬氏體發生了回火轉變。

(2) 焊接接頭中DP780雙相鋼側焊縫區、熱影響區和母材的平均硬度分別為427.9，333.18，290.9 HV，HC660雙相鋼側的分別為419.8，389.5，339.6 HV，焊縫區、熱影響區、母材的平均顯微硬度依次降低。

(3) 焊接接頭的抗拉強度和伸長率分別為997 MPa和7.8%，接頭抗拉強度與HC660雙相鋼的相近，伸長率比兩種母材的都低；斷裂發生在鄰近熱影響區的HC660雙相鋼處，斷裂方式為韌性斷裂。

[1] TAKAHASHI M. Sheet steel technology for the last 100 years: Progress in sheet steels in hand with the automotive industry[J]. ISIJ International, 2015, 55(1): 79-88.

[2] GONG H, WANG S, KNYSH P,etal. Experimental investigation of the mechanical response of laser-welded dissimilar blanks from advanced- and ultra-high-strength steels[J]. Materials & Design, 2016, 90: 1115-1123.

[3] 張國順. 現代激光制造技術 [M]. 北京：化學工業出版社, 2006: 107-109.

[4] SAHA D C, WESTERBAAN D, NAYAK S S,etal. Microstructure-properties correlation in fiber laser welding of dual-phase and HSLA steels[J]. Materials Science and Engineering A, 2014, 607: 445-453.

[5] SANTILLAN-ESQUIVEL A, NAYAK S S, XIA M S,etal. Microstructure, hardness and tensile properties of fusion zone in laser welding of advanced high strength steels[J]. Canadian Metallurgical Quarterly, 2012, 51(3): 328-335.

[6] PARKES D, XU W, WESTERBAAN D,etal. Microstructure and fatigue properties of fiber laser welded dissimilar joints between high strength low alloy and dual-phase steels[J]. Materials & Design, 2013, 51: 665-675.

[7] ASADI M, SCHLOSSER N, PALKOWSKI H. Study of bake hardening effect on laser welded hot rolled ferrite-bainite dual phase steels[J]. Steel Research International, 2011, 82(11): 1304-1309.

[8] BIRO E, MCDERMID J R, EMBURY J D,etal. Softening kinetics in the subcritical heat-affected zone of dual-phase steel welds[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2010, 41(9): 2348-2356.

[9] HERNANDEZ V H B, NAYAK S S, ZHOU Y. Tempering of martensite in dual-phase steels and its effects on softening behavior[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2011, 42(10): 3115-3129.

[10] WANG J, YANG L, SUN M,etal. A study of the softening mechanisms of laser-welded DP1000 steel butt joints[J]. Materials & Design, 2016, 97: 118-125.

[11] FARABI N, CHEN D L, ZHOU Y. Microstructure and mechanical properties of laser welded dissimilar DP600/DP980 dual-phase steel joints[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2011, 509(3): 982-989.

[12] DAVIES R G. Influence of martensite composition and content on the properties of dual phase steels[J]. Metallurgical Transactions A, 1978, 9(5): 671-679.

[13] 胡賡祥，蔡珣，戎詠華. 材料科學基礎 [M]. 上海：上海交通大學出版社, 2010: 287-288.