熱成形B1500HS硼鋼與DP780雙相鋼點焊焊接性及仿真分析

杜漢斌 劉成杰 王武榮 韋習成

(1.浙江吉利汽車研究院有限公司，浙江杭州 311228；2.上海大學材料科學與工程學院，上海 200072)

熱成形B1500HS硼鋼與DP780雙相鋼點焊焊接性及仿真分析

杜漢斌1劉成杰2王武榮2韋習成2

(1.浙江吉利汽車研究院有限公司，浙江杭州 311228；2.上海大學材料科學與工程學院，上海 200072)

以熱成形B1500HS鋼和DP780雙相鋼電阻點焊為研究對象，通過對焊點的熔核特征、熱影響區(qū)微觀組織以及焊接缺陷的分析，對焊接接頭的焊接性能進行評價。同時，結合Sorpas軟件建立點焊數(shù)值模型，對點焊過程進行了仿真分析，再現(xiàn)了點焊的熔核形成過程、焊接溫度場分布以及焊接后焊點特征。研究表明，板材的接觸電阻和焊接電流密度分布影響焊核的形成；熱影響區(qū)主要由于焊接熱循環(huán)中峰值溫度不同，形成不同的微觀組織結構；焊接缺陷的形成主要是由焊接飛濺影響所致。

熱成形鋼 雙相鋼 電阻點焊 數(shù)值模擬 焊接性能

焊接性是指金屬材料在一定的焊接工藝下，焊接成符合設計要求、滿足使用構件要求的難易程度[1]。焊接性能包括兩方面的內(nèi)容：一是結合性能，即是金屬材料在一定的焊接工藝下，形成焊接缺陷的敏感性；二是使用性能，即金屬材料在一定焊接工藝條件下其焊接接頭對使用要求的適應性[2]。在汽車白車身上，超高強度鋼因為防撞擊變形好且能量吸收率高，常被用于汽車的某些關鍵部位以提高車體的防撞性和安全性[3]。如汽車B柱內(nèi)板加強板構件，需要將0.8 mm厚的低碳鋼板支架及多塊1.5 mm厚的低碳鋼螺母板采用電阻點焊方法焊到2.0 mm厚的熱成形鋼板上，這就要求超高強度鋼具有良好異種材料的點焊連接性能[4]。

目前國內(nèi)外文獻對熱成形鋼板、雙相鋼的電阻點焊焊接性能做了大量研究[5- 8]，均表明采用合理的點焊工藝后熔核區(qū)結合良好，焊點拉剪強度滿足實際生產(chǎn)要求。但由于點焊熔核的形成過程極其短暫，焊接過程中溫度場的分布以及焊接時溫度、電流、電壓、應力、應變在整個焊接過程的動態(tài)變化，其觀測非常困難。隨著汽車輕量化要求不斷深入和汽車市場競爭的加劇，促使企業(yè)不斷嘗試使用新的材料和追求縮短產(chǎn)品開發(fā)周期。采用數(shù)值模擬的方法來模擬超高強度熱成形鋼板的點焊過程，可靈活地對點焊過程中的各種因素進行綜合研究和分析，從而大大降低成本，縮短產(chǎn)品研發(fā)周期，還可為電阻點焊研究提供有效的理論分析手段，預測焊接結果，進而指導實際生產(chǎn)[9]。

基于以上研究現(xiàn)狀，本文以熱成形B1500HS鋼和DP780雙相鋼點焊接頭為研究對象，通過實測焊接熔核、分析焊接熱影響區(qū)以及觀測焊接缺陷，然后使用Sorpas軟件建立數(shù)值計算模型，對熱成形B1500HS鋼和DP780雙相鋼的點焊過程進行數(shù)值仿真，再現(xiàn)了點焊的熔核過程、焊接溫度場分布以及焊接前后相關參數(shù)特征，并對焊核形成過程、熱影響區(qū)組織差異和焊接缺陷的形成原因進行分析。

1 試驗材料與方法

試驗材料為1.2 mm厚冷軋DP780鋼板和1.6 mm厚22MnB5高硼鋼，其化學成分如表1所示。DP780鋼的顯微組織如圖1(a)所示，為典型的鐵素體加馬氏體雙相鋼結構[10]。22MnB5鋼板材經(jīng)過壓力淬火加工后，其組織為板條馬氏體，分布均勻，如圖1(b)所示，抗拉強度達到1 542 MPa。

表1 鋼板的化學成分(質量分數(shù))

圖1 DP780鋼母材(a)和壓力淬火后22MnB5鋼(b)的顯微組織

使用AC型電阻點焊機焊接板材，交流電頻率為50 Hz，焊槍從頂部電極施加壓力進行焊接；電極材料為CuCrZr，其端面直徑為6 mm。焊接參數(shù)為電極壓力3.5 kN，焊接電流10.5 kA，焊接時間16 cyc。焊接試樣制作方法為：從焊接接頭中心垂直切開，然后放入酚醛膠粉末，加熱到150 ℃，加壓10 min；之后進行機械拋光，用砂紙打磨到04號，再用W3.5金剛石懸浮液拋光，最后在4%硝酸酒精腐蝕液中蝕刻約10 s。采用光學顯微鏡(OM)、SEM和EDS觀察腐蝕樣品的橫截面顯微組織。

2 結果與討論

2.1 點焊接頭熔核過程

圖2 實測熔核(a)和模擬熔核(b)焊點對比

由于點焊過程的瞬時性和熔核形成過程的不可見性，欲直接測量熔核過程中的溫度等相關參數(shù)是十分困難的，于是采用數(shù)值模擬方法來研究點焊的熔核過程很有必要。從圖3中可以看出,隨著通電開始，兩側板材溫度都隨著焊接時間的延長而不斷升高，在第一脈沖通電時間結束時，均達到溫度的最高,值分別為2 633.2和2 615.4 ℃；隨著冷卻兩個周波，兩側試樣溫度均持續(xù)下降；隨著第二個脈沖焊接電流到來，板材溫度幾乎達到動態(tài)平衡，此時熔核不斷變大，直到通電結束；最后隨著電極壓力的保持，溫度不斷下降，最終形成焊核。從圖3中也可測出：熔核中心區(qū)從室溫加熱到熔點過程中，加熱速度達到約8 500 ℃/s，從金屬熔化再加熱到最高溫度區(qū)間，加熱速度達到約1 500 ℃/s。從這些數(shù)據(jù)看出：點焊加熱速度非?？?，快速加熱往往會引起材料奧氏體化過程的不均勻，從而影響最終熔核區(qū)的凝固組織及熱影響區(qū)相變組織的不均勻性。

a)B1500HS側 b)DP780側

從圖4可以看出，板材- 板材的接觸電阻峰值為1 627.3 Ω，遠大于板材- 電極的接觸電阻峰值，這是由于前者接觸表面上凹凸不平及不良導體(表面氧化膜、油、銹以及吸附氣體層等)的存在所致。電極和板材是兩種不同材料，電極采用的是Cr- Zr- Cu材料，其硬度值遠小于雙相鋼和熱成型鋼板材，因此當電極和板材在一定的壓力作用下接觸時，相互貼合得更好，其接觸面積要遠大于板材與板材之間的接觸面積。此外有研究表明，異種金屬材料相接觸，其接觸電阻值取決于較軟的材料。由前面的數(shù)據(jù)可知，Cr- Zr- Cu材料的電阻率要遠小于板材的電阻率，因此板材- 板材的接觸電阻峰值要遠大于板材- 電極的接觸電阻峰值。對比圖4(b)、4(c)可以看出，電極與焊件B1500HS鋼的接觸電阻為115.7 Ω，大于電極與DP780鋼的接觸電阻80.4 Ω；且B1500HS鋼的接觸電阻均大于DP780鋼的，從而解釋了圖2(a)中B1500HS與DP780異種鋼焊接過程中不對稱熔核的形成。

a)焊件與焊件接觸面 b)電極與焊件B1500HS鋼接觸面 c)電極與焊件DP780鋼接觸面

圖5 數(shù)值模擬點焊過程中電流場的分布

熔核的形成與電流密度分布及散熱條件有關。點焊時焊接電流通過搭接的兩焊件，由于邊緣效應，電極下的電流場將呈雙鼓形。在以電極直徑d為直徑的焊件金屬圓柱體內(nèi)，電流并非均勻分布。圖5為Sorpas軟件模擬點焊過程中電流場的分布特點，可見焊接初始時在電極- 板材(B1500HS)、板材(B1500HS)- 板材(DP780)和電極- 板材(DP780)的接觸面，由中心向外，電流密度逐漸增大。其中板材與板材的接觸電阻最大，同時板材與電極的接觸端由于電極冷卻，在板材間貼合面的邊緣處加熱強度最大，因此首先出現(xiàn)塑性連接區(qū)，進而該處的金屬隨著溫度的進一步升高最先開始熔化并形成熔核。

圖6為DP780鋼與B1500HS鋼點焊熔核的微觀組織。由圖可知， 該點焊熔核由粗大的板條狀馬氏體、少量的鐵素體和珠光體組成，呈現(xiàn)柱狀晶形態(tài)。熔核區(qū)的組織主要由粗大的板條狀馬氏體組成，由于在熔核區(qū)沿電極作用方向的溫度梯度最大，冷卻速度較快，因此熔核區(qū)呈現(xiàn)出一定的柱狀晶形態(tài)，并沿著熱傳導方向(垂直于板材結合面)分布。

圖6 DP780鋼/B1500HS鋼點焊接頭熔核區(qū)組織

2.2 點焊接頭熱影響區(qū)特征

有研究表明，點焊熱影響區(qū)可被分為三個不同的子區(qū)域：上臨界熱影響區(qū)(upper- critical HAZ)，其峰值溫度在Ac3之上，使得母材組織在焊接熱循環(huán)中轉變成奧氏體相；下臨界熱影響區(qū)(inter- critical HAZ)，其峰值溫度介于Ac1～Ac3之間，在焊接熱循環(huán)中該處組織轉變成鐵素體加奧氏體；臨界熱影響區(qū)(subcritical HAZ)，其峰值溫度低于Ac1，使得該處馬氏體進行回火[12]。圖7為Sorpas模擬獲得的焊點周圍瞬時溫度分布情況。其溫度從熔核區(qū)、熱影響區(qū)到母材依次遞降。在熔核區(qū)溫度達1 500 ℃以上，母材完全奧氏體化，快冷后形成板條馬氏體組織。在熱影響區(qū)其峰值溫度在550～1 250 ℃之間，導致該區(qū)域組織成梯度分布，如上所述主要劃分為三個不同區(qū)域。

圖7 焊點溫度分布

圖8為點焊接頭熱影響區(qū)的微觀組織，與熔核區(qū)柱狀晶形態(tài)不同，其主要由較為細小的板條馬氏體組成。圖8(a)、圖8(b)為點焊熱影響區(qū)全貌，可以看出從母材、熱影響區(qū)(HAZ)到焊核，組織極不均勻，并呈梯度分布。根據(jù)組織特征，可將其劃分為臨界熱影響區(qū)、細晶熱影響區(qū)和粗晶熱影響區(qū)。圖8(c)、圖8(f)為粗晶熱影響區(qū)形貌，靠近熔核，該區(qū)母材在焊接熱循環(huán)中溫度可達1 000 ℃以上(見圖7)，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。不同的是，DP780側晶粒比B1500HS側晶粒更為粗大。細晶熱影響區(qū)的最高溫度處于Ac1～Ac3之間，焊接過程中的熱量足夠使熱影響區(qū)的組織轉變成為單相奧氏體組織。但由于未達到奧氏體晶粒顯著長大所需要的溫度，故在點焊過程中，細晶區(qū)的奧氏體晶粒來不及長大，在點焊結束后，奧氏體晶?？焖倮鋮s至Ms點以下，通過共格切變形成大量細小的板條狀馬氏體，如圖8(d)和圖8(g)所示。臨界熱影響區(qū)靠近母材，該區(qū)主要為母材中的馬氏體受熱發(fā)生回火轉變，形成回火馬氏體，使得該區(qū)微觀組織比母材更細小，同時發(fā)生軟化，成為焊點最易開裂位置。此外，B1500HS側比DP780側的回火馬氏體含量更多(見圖8(e)、圖8(h))，這是由于經(jīng)過特殊熱成形工藝處理的B1500HS鋼，其顯微組織幾乎全部為馬氏體。

2.3 點焊接頭缺陷

在試驗焊接工藝參數(shù)下，DP780/B1500HS電阻點焊過程中會發(fā)生飛濺(見圖9(a))。由于B1500HS側表面狀況的原因，易造成電極與工件之間的接觸電阻較大，在焊接時使得焊接熱輸入過大造成飛濺。有研究表明[13]，飛濺產(chǎn)生時極易在焊接熔核內(nèi)形成縮孔缺陷，嚴重影響到點焊質量和接頭強度。圖9(b)為DP780/B1500HS電阻點焊熔核中心縮孔的低倍形貌。通電結束后，DP780/B1500HS點焊接頭溫度迅速下降。此時，若熔核內(nèi)部液態(tài)收縮和凝固收縮的總速率大于固態(tài)收縮，就很容易形成縮孔缺陷。點焊接頭冷卻相當快，且熔核又有塑性環(huán)的保護，此種情況下熔核中剩余的液態(tài)金屬非常少。若此時電極壓力不夠大，液態(tài)金屬在凝固前就不能對已形成的孔洞進行補充，于是熔核內(nèi)就形成縮孔。

圖9(c)為DP780/B1500HS點焊熔核內(nèi)的裂紋缺陷。在點焊過程的熱作用下，焊接接頭發(fā)生變形，變形不均勻就會導致其應力場和應變場不均勻。在焊接過程中，熔核內(nèi)金屬熔化并受熱膨脹，在電極和熔化金屬附近溫度較低的母材的影響下，熔核就會受壓；凝固過程中溫度降低，熔核必然會自發(fā)收縮而導致其受拉，這就直接導致熔核內(nèi)裂紋的出現(xiàn)。因此，應該通過控制工藝參數(shù)及清理板材表面來消除飛濺缺陷。焊接電流越大，焊接時間越長，焊接熱輸入越大，焊點處加熱速度就越快，越容易造成飛濺；而電極壓力越小，電極與工件之間、工件與工件之間的接觸面積越小，電極的散熱作用越差，越容易產(chǎn)生飛濺。所以，為了避免內(nèi)部飛濺的產(chǎn)生，在實際生產(chǎn)中應在保證焊接質量的前提下盡量適當?shù)乜s短焊接時間、減小焊接電流、增大電極壓力。

圖8 熱影響區(qū)微觀組織

圖9 DP780/B1500HS點焊接頭缺陷

3 結論

通過對熱成形B1500HS鋼和DP780雙相鋼進行電阻點焊，對其焊點的焊接性以及焊接過程的數(shù)值仿真進行了研究，結論如下：

(1)焊點熔核良好，其熔核區(qū)呈非對稱狀，這與異種鋼焊接過程中接觸電阻不同有關；同時對焊點熔核過程進行了仿真分析，表明其主要受到焊接時電流密度分布的影響。

(2)焊點的熱影響區(qū)由于其在焊接熱循環(huán)中加熱峰值溫度不同，導致焊接后微觀組織的差異，并形成粗晶熱影響區(qū)、細晶熱影響區(qū)和臨界熱影響區(qū)的組織分布特點。

(3)焊點由于焊接過程中的飛濺造成補縮不夠，導致縮孔缺陷；同時造成焊接殘余應力集中，形成裂紋缺陷。

[1] 黃治軍，劉吉斌，王靚. 汽車工業(yè)點焊的發(fā)展[J]. 鋼鐵研究，2012，40(5):60- 62.

[2] 葉平，沈劍平，王光耀，等. 汽車輕量化用高強度鋼現(xiàn)狀及其發(fā)展趨勢[J]. 機械工程材料，2006,30(3):4- 7.

[3] BOEMAN R G, JOHNSON N L,BOEMAN R G, et al. Development of a cost competitive, composite intensive body- in- white [J].SAE Technical Paper,2002(1):1905- 2010.

[4] 李偉吾.電阻點焊在生產(chǎn)制造中的應用[J].裝備制造技術，2014(2):219- 220.

[5] 李紅雨，劉仁東，魏世同，等. 260BD冷軋烘烤硬化鋼鍍鋅板點焊性能研究[J]. 上海金屬，2016，38(1):20- 23.

[6] 熊威，王濤，劉仁東，等. 高碳當量TRIP鋼點焊性能研究[J]. 上海金屬，2016,38(2):22- 27.

[7] ZHANG H Q, WEI A J, QIU X M, et al. Microstructure and mechanical properties of resistance spot welded dissimilar thickness DP780/DP600 dual- phase steel joints[J].Mater Des,2014，54(2):443- 449.

[8] JABER H L, POURANVARI M, MARASHI S P H,et al. Dissimilar spot welding of dual phase steel/ferritic stainless steel: phase transformations[J].Science and Technology of Welding and Joining,2014,19(7):565- 571.

[9] ZHANG W Q. Industrial applications of computer simulation in resistance welding[J]. International Journal for the Joining of Materials,2003, 15 (3):9- 10.

[10]LIU C J, ZHENG X K, HE H Y, et al. Effect of work hardening on mechanical behavior of resistance spot welding joint during tension shear test[J].Materials & Design,2016,100(3):188- 197.

[11] Specimen dimensions and procedure for cross tension testing resistance spot and embossed projection welded joints: BS EN ISO 14272- 2001[S/OL]. [2015- 10- 05]. http://www.doc88.com/p-899110562593.html.

[12] POURANVARI M, MARASHI S P H. Critical review of automotive steels spot welding: process，structure and properties[J].Science and Technology of Welding and Joining,2013，18(5):361- 403.

[13] POURANVARI M, MARASHI S P H. Failure mode transition in AHSS resistance spot welds. Part I:Controlling factors[J].Materials Science and Engineering A,2011, 528(29/30):8337- 8343.

收修改稿日期：2016- 05- 31

Weldability and Numerical Study of the Resistance Spot Weld of Hot- formed B1500HS Boron Steel and DP780 Dual-Phase Steel

Du Hanbin1Liu Chengjie2Wang Wurong2Wei Xicheng2

(1. Geely Automobile Research Institute, Hangzhou Zhejiang 311228, China;2. School of Materials Science and Engineering, Shanghai University, Shanghai 200072, China)

Based on the resistance spot welding of B1500HS hot- formed steel and DP780 dual- phase steel, the weldability of the welding joints was evaluated by analyzing the weld nugget features, microstructure of heat affected zone and weld defects， etc. Meanwhile, the numerical model of spot welding was established in combintion with a Sorpas software, and the spot weld nugget formation, welding temperature field distribution and characteristics of the joints after welding was reproduced by simulation analysis. The investigation suggested that the contact resistance of the sheet and the welding current density distribution in the welding process affected the weld nugget formation; the difference of HAZ microstructures was mainly infected by the peak temperature in welding thermal cycle; the formation of weld defects was mainly caused by the welding splash.

hot-formed steel，dual-phase steel，resistance spot weld，numerical simulation，weldability

國家自然科學基金(No.51475280)

杜漢斌，男，高級工程師，從事汽車安全與虛擬研究，Email:duhanbin@geely.com

王武榮，副教授，Email：wrwang@shu.edu.cn