，，，，

(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(fā)電有限責任公司，三門峽 472100)

0 引 言

環(huán)保、節(jié)能減排，以及碰撞安全性能的提升等是汽車行業(yè)的最新要求，這使得汽車生產(chǎn)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(zhì)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(zhì)量，減少零部件數(shù)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(shù)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(zhì)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(zhì)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(qū)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(zhuǎn)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(zhuǎn)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(zhì)激光焊接接頭焊縫的組織與性能，發(fā)現(xiàn)焊縫區(qū)顯微硬度與母材中的碳含量呈線性關系，焊縫區(qū)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(zhì)激光焊接接頭的組織和性能，發(fā)現(xiàn)焊縫區(qū)存在大量馬氏體，DP980雙相鋼側的熱影響區(qū)發(fā)生嚴重軟化，軟化區(qū)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(zhì)激光拼焊接頭的力學性能，發(fā)現(xiàn)拉伸時變形發(fā)生在DP780雙相鋼側及其熱影響區(qū)，斷裂發(fā)生在該側熱影響區(qū)。汽車輕量化的發(fā)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(zhì)激光對接焊，研究了該異質(zhì)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(chǎn)的連續(xù)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(wǎng)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(zhì)量分數(shù))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(chǎn)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(shù)據(jù)采集系統(tǒng)(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(jīng)砂紙打磨、拋光，用體積分數(shù)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(jù)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(qū)截面呈現(xiàn)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(qū)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(qū)存在大量板條馬氏體組織，晶粒形態(tài)為柱狀。

圖4 DP780/HC660雙相鋼焊接接頭焊縫區(qū)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(zhì)材料焊接，焊縫區(qū)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(zhì)量分數(shù)。

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(qū)的碳質(zhì)量分數(shù)為0.075%。根據(jù)如圖5(a)所示的鐵碳相圖[13]可知，焊縫區(qū)在冷卻過程中會經(jīng)過奧氏體相區(qū)。由圖5(b)可見：距離焊縫中心0.5 mm處的熱影響區(qū)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(qū)的溫度梯度比距焊縫中心1.5 mm 處母材區(qū)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(qū)的加熱速率和冷卻速率也更大。由圖5預測得到的焊縫區(qū)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(qū)的冷卻更快，奧氏體相會轉(zhuǎn)變?yōu)椴黄胶饨M織——馬氏體相和少量鐵素體相，因此焊縫區(qū)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(qū)的組織不均勻，根據(jù)組織特征可分為粗晶區(qū)、細晶區(qū)和臨界區(qū)，這3個區(qū)距焊縫中心的距離依次增加；粗晶區(qū)靠近焊縫，在焊接過程中該區(qū)域母材處于過熱狀態(tài)，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(qū)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(nèi)轉(zhuǎn)變成奧氏體，但因該區(qū)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(qū)的略小，其組織為晶粒細小的馬氏體和鐵素體組織；臨界區(qū)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(fā)生回火轉(zhuǎn)變，形成回火馬氏體，使得該區(qū)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(qū)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(qū)均出現(xiàn)軟化現(xiàn)象；接頭中DP780雙相鋼側焊縫區(qū)、熱影響區(qū)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(qū)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(tài)組織，馬氏體組織含量較多；熱影響區(qū)粗晶區(qū)、細晶區(qū)、臨界區(qū)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(qū)硬度比母材的高，靠近母材的熱影響區(qū)硬度比母材的低，這是因為鄰近母材的熱影響區(qū)中馬氏體發(fā)生回火轉(zhuǎn)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(qū)的HC660雙相鋼母材中，斷口附近的母材發(fā)生嚴重塑性變形，其軋制線方向發(fā)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(nèi)含有較多位錯缺陷，受力后位錯產(chǎn)生釘扎導致焊縫區(qū)強度最高；熱影響區(qū)粗晶區(qū)的組織為粗大馬氏體和鐵素體組織，該區(qū)強度比母材的高，細晶區(qū)是正火組織，晶粒細小，其強度高于母材的，臨界區(qū)為回火軟化區(qū)，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(qū)粗晶區(qū)和細晶區(qū)由于抗拉強度高，變形較小，而母材和臨界區(qū)因強度低發(fā)生較大變形，但臨界區(qū)的塑性高于母材的；隨著變形量的增加，臨界區(qū)析出的細小顆粒會對位錯產(chǎn)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(qū)鄰近的母材處發(fā)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(qū)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(qū)組織不均勻，分為粗晶區(qū)、細晶區(qū)和臨界區(qū)，粗晶區(qū)組織由粗大馬氏體和鐵素體組成，細晶區(qū)的由細小馬氏體和鐵素體組成，臨界區(qū)的馬氏體發(fā)生了回火轉(zhuǎn)變。

(2) 焊接接頭中DP780雙相鋼側焊縫區(qū)、熱影響區(qū)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(qū)、熱影響區(qū)、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(fā)生在鄰近熱影響區(qū)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(xiàn)代激光制造技術 [M]. 北京：化學工業(yè)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.