B1800HS/DP1180電阻點(diǎn)焊接頭組織研究

凌華 孫浩 郭亞洲 樊良偉 劉成杰 韋習(xí)成

摘要：以B1800HS/DP1180電阻點(diǎn)焊接頭為研究對象，利用超景深顯微鏡觀察焊縫宏觀形貌，采用光學(xué)顯微鏡分析焊縫顯微組織，并用維氏顯微硬度計(jì)測試接頭硬度分布。結(jié)果表明，熱沖壓淬火后的B1800HS組織為細(xì)小的板條馬氏體。點(diǎn)焊接頭熔核良好，其熔核呈非對稱狀，組織為粗大的板條馬氏體，熔核直徑6 500.32 μm，熔核深度1 868.17 μm，熱影響區(qū)寬度692.63 μm，電極壓痕深度216.04 μm，均符合日本和德國工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)。接頭最薄弱處為亞臨界熱影響區(qū)，其組織為回火馬氏體，硬度最低，為271 HV0.3，裂紋通常在此處產(chǎn)生。

關(guān)鍵詞：熱沖壓;B1800HS;DP1180;電阻點(diǎn)焊;熱影響區(qū)

中圖分類號(hào)：TG453+.9 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A 文章編號(hào)：1001-2303（2020）08-0062-05

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.08.13

0 前言

隨著汽車使用量的急劇增加，原油等不可再生能源不斷消耗，CO2等溫室氣體不斷排放，全球變暖日益嚴(yán)重。研究表明，汽車輕量化是降低油耗、減少CO2排放的重要途徑。整車質(zhì)量降低10%，其燃油經(jīng)濟(jì)性提高3.8%，CO2排放量減少4.5%，剎車距離減少5%，輪胎壽命提高7%[1-2]。

汽車結(jié)構(gòu)件中超高強(qiáng)度鋼的應(yīng)用是實(shí)現(xiàn)汽車輕量化的有效途徑之一[3]。白車身約占典型乘用車總質(zhì)量的30%，是汽車輕量化的主要部分[4]。熱沖壓硼鋼是一類先進(jìn)的高強(qiáng)度鋼（AHSS），多用于車輛的防撞部件，例如A柱、B柱和保險(xiǎn)杠等[5]。在汽車的生產(chǎn)制造過程中，90%以上的車身裝配工作是由電阻點(diǎn)焊（RSW）完成的[6]。通常，現(xiàn)代車輛的白車身上約有2 000～5 000個(gè)焊點(diǎn)[7]。

點(diǎn)焊接頭熱影響區(qū)（HAZ）的強(qiáng)度決定焊點(diǎn)質(zhì)量。Hernandez等人[8]研究了DP980電阻點(diǎn)焊中亞臨界熱影響區(qū)的微觀結(jié)構(gòu)，發(fā)現(xiàn)其組織為回火馬氏體，表明熱影響區(qū)的軟化是馬氏體回火所致。Baltazar等人[9-10]通過納米壓痕實(shí)驗(yàn)研究了DP980點(diǎn)焊的HAZ軟化現(xiàn)象，在回火區(qū)域，鐵素體硬度輕微下降，這可能是位錯(cuò)密度降低引起的，而軟化主要發(fā)生在回火馬氏體區(qū)域。軟化程度與回火溫度密切相關(guān)，并隨母材中馬氏體體積分?jǐn)?shù)的增加而增加[11]。劉慧玉[12]在301L/Q235B異種鋼電阻點(diǎn)焊的研究中發(fā)現(xiàn)，熔核內(nèi)部化學(xué)成分不均勻，301L不銹鋼側(cè)硬度較高。梁雪波[13]研究了熱成型硼鋼22MnB5與鍍鋅鋼HSLA350電阻點(diǎn)焊過程，發(fā)現(xiàn)熔核區(qū)的合金元素主要以熱擴(kuò)散的形式變化，呈現(xiàn)明顯的梯度分布，22MnB5中的馬氏體碳含量較高，導(dǎo)致該側(cè)熱影響區(qū)硬度較高。

在RSW過程中，快速加熱和冷卻循環(huán)引起的微觀結(jié)構(gòu)演變對熱成形鋼的機(jī)械性能產(chǎn)生了不利影響。因此，文中以B1800HS/DP1180的電阻點(diǎn)焊接頭為研究對象，分析其熱影響區(qū)的軟化現(xiàn)象，并探討其軟化機(jī)理。

1 試驗(yàn)材料及制備方法

1.1 試驗(yàn)材料

選用寶鋼集團(tuán)的1.6 mm厚的B1800HS熱成鋼板和1.4 mm厚的DP1180冷軋雙相鋼板，進(jìn)行B1800HS/DP1180的電阻點(diǎn)焊接頭的組織和性能研究，兩種鋼的主要化學(xué)成分如表1所示，力學(xué)性能如表2所示。B1800HS熱成形鋼臨界冷速為20 ℃/s，壓淬冷速大于其臨界冷速，熱沖壓后的組織為均勻分布的細(xì)小板條馬氏體（M），如圖1a所示;DP1180的微觀組織如圖1b所示，其馬氏體組織均勻分布在鐵素體（F）基體上。

1.2 試驗(yàn)方法

熱沖壓試驗(yàn)在四柱單動(dòng)高速熱壓液壓機(jī)THP01-500A、熱壓力平板淬火模具及冷卻系統(tǒng)上完成。試驗(yàn)用加熱爐型號(hào)為HT-1800M高溫爐（最高加熱溫度1 800 ℃），在爐中加熱至930 ℃并保溫4 min，快速轉(zhuǎn)移到平板模上完成試驗(yàn)。

在梅達(dá)DM150點(diǎn)焊試驗(yàn)機(jī)（見圖2）上進(jìn)行B1800HS/DP1180電阻點(diǎn)焊試驗(yàn)，采用雙脈沖電流焊接。Chabok等人[14]研究發(fā)現(xiàn)，與單脈沖工藝焊接的樣品相比，雙脈沖焊接提高了焊點(diǎn)斷裂力和斷裂能量，改善了焊縫的力學(xué)性能;杜漢斌等人[15]在進(jìn)行B1500HS/DP780點(diǎn)焊時(shí)，采用雙脈沖電流進(jìn)行了數(shù)值仿真和焊接性研究。試驗(yàn)優(yōu)化后的工藝參數(shù)如圖3所示。

使用尼康MA100金相顯微鏡（OM）觀察原始板材和電阻點(diǎn)焊接頭顯微組織。使用VHX-1500超景深顯微鏡觀察焊縫宏觀形貌。采用MH-3型顯微硬度計(jì)測試B1800HS/DP1180點(diǎn)焊接頭顯微硬度，開機(jī)調(diào)零后，將加載載荷旋轉(zhuǎn)為300 g，保持時(shí)間設(shè)置為5 s。沿熔核對角線方向測試顯微硬度，熔核區(qū)取點(diǎn)間距為0.20 mm，熱影響區(qū)取點(diǎn)間距為0.10 mm。

2 結(jié)果與討論

2.1 點(diǎn)焊接頭組織

點(diǎn)焊接頭的宏觀形貌及不同區(qū)域尺寸如圖4所示。可以看出，焊縫組織分為熔核區(qū)（FZ），熱影響區(qū)（HAZ）和基體組織（BM）三個(gè)部分，存在著明顯的分界線。熔核呈非對稱橢圓形，邊緣為聯(lián)生結(jié)晶，由于B1800HS側(cè)板材較厚，焊接時(shí)接觸電阻較大，散熱較慢，導(dǎo)致熔核向該側(cè)偏移。測量了不同區(qū)域尺寸，熔核直徑為6 500.32 μm，熔核深度為1 868.17 μm，熱影響區(qū)寬度為692.63 μm，電極壓痕深度為216.04 μm。根據(jù)日本工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)JIS Z3140[16]和德國工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)DVS 2923[17]，熔核直徑應(yīng)大于5，均滿足標(biāo)準(zhǔn)，故該焊點(diǎn)滿足使用要求，熔核良好。

根據(jù)金屬凝固理論可知，過冷是凝固的前提。點(diǎn)焊瞬間焊核內(nèi)部為過熱狀態(tài)，且焊核邊界未熔化的固相母材晶?？偸桥c已熔化的液態(tài)金屬接觸，晶核會(huì)優(yōu)先依附在這些固相表面而形成。因此，點(diǎn)焊焊核的凝固過程從邊界開始，屬于非均勻形核，呈柱狀晶形式由未熔化的母材晶粒向焊核內(nèi)部生長。

50倍光學(xué)顯微鏡下的熱影響區(qū)組織全貌如圖5所示，上方為B1800HS側(cè)熱影響區(qū)組織，下方為DP1180雙相剛側(cè)熱影響區(qū)組織。在靠近熔核區(qū)一側(cè)的熱影響區(qū)晶粒較大，隨著與熔核區(qū)邊緣距離的增加，晶粒越來越細(xì)，最終趨近于基體組織的晶粒大小。因此，根據(jù)熱影響區(qū)組織的演變，可將熱影響區(qū)分為3個(gè)部分，即上臨界熱影響區(qū)（UGHAZ）、臨界熱影響區(qū)（IGHAZ）和亞臨界熱影響區(qū)（SCHAZ）。

電阻點(diǎn)焊接頭熱影響區(qū)金相組織如圖6所示。圖6a～6c為B1800HS側(cè)熱影響區(qū)，圖6d～6f為DP1180側(cè)熱影響區(qū)，圖6a和圖6d為UGHAZ，此區(qū)域最高溫度在Ac3以上，組織為板條馬氏體，并且越靠近FZ其組織越粗大，鋼的強(qiáng)度硬度較高，在IGHAZ，如圖6b和圖6e所示，峰值溫度將至Ac1～Ac3之間。馬氏體轉(zhuǎn)變不完全，得到F和M兩相組織。在SCHAZ（見圖6c、圖6f），熱輸入量已不足以發(fā)生相變，該區(qū)域最高溫度小于Ac1，只有馬氏體的回火轉(zhuǎn)變而沒有相變。Lu等人[18]研究發(fā)現(xiàn)，馬氏體回火的程度對回火溫度比時(shí)間更為敏感。在回火過程中，碳化物粗化，該區(qū)域組織發(fā)生嚴(yán)重軟化，此處為接頭最薄弱位置，斷裂一般發(fā)生在亞臨界熱影響區(qū)處。

2.2 點(diǎn)焊接頭顯微硬度

根據(jù)通用GWS-5A標(biāo)準(zhǔn)[19]測試B1800HS/DP1180點(diǎn)焊接頭的顯微硬度分布，結(jié)果如圖7所示。接頭的硬度值是其力學(xué)性能的重要指標(biāo)，是評判接頭質(zhì)量的重要因素，通過對熔核區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)進(jìn)行硬度測試，可以得到各個(gè)區(qū)域的硬度大小和變化區(qū)間，判斷接頭質(zhì)量的好壞以及大致推測其組織成分。

在UCHAZ和HAZ之間的過渡區(qū)硬度略有下降，Eller等人[20]的研究中也觀察到該現(xiàn)象。Lu等人[18]認(rèn)為，熱成形硼鋼中大量的Al元素在熔核邊界形成鐵素體，導(dǎo)致此處硬度略有降低。B1800HS側(cè)HAZ最大硬度為596 HV0.3，而DP1180側(cè)最大硬度為464 HV0.3，這是因?yàn)锽1800HS碳含量高，而軟化區(qū)的硬度僅為271 HV0.3，這與前文亞臨界熱影響區(qū)組織為回火馬氏體相符合。

3 結(jié)論

（1）B1800HS的臨界冷速為20 ℃/s，熱沖壓淬火后的組織為細(xì)小的板條馬氏體，通過細(xì)晶強(qiáng)化使其在保證高強(qiáng)度的同時(shí)具有良好的塑性。

（2）點(diǎn)焊接頭熔核良好，其熔核呈非對稱狀，熔核區(qū)為粗大的板條狀馬氏體。這與異種鋼焊接過程中接觸電阻的不同有關(guān);熔核直徑為6 500.32 μm，熔核深度為1 868.17 μm，熱影響區(qū)寬度為692.63 μm，電極壓痕深度為216.04 μm，符合日本和德國工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)。

（3）焊點(diǎn)的熱影響區(qū)由于其在焊接熱循環(huán)中的峰值溫度不同，導(dǎo)致焊接完成后形成不同的微觀組織，主要為上臨界熱影響區(qū)、臨界熱影響區(qū)和亞臨界熱影響區(qū)。亞臨界熱影響區(qū)組織為回火馬氏體，硬度最低，為271 HV0.3，是接頭最薄弱區(qū)，斷裂一般發(fā)生在此處。

參考文獻(xiàn)：

[1] Kiani M，Gandikota I，Rais-Rohani M，et al. Design of lightweight magnesium car body structure under crash and vibration constraints[J]. Journal of Magnesium and Alloys，2014，2（2）：99-108.

[2] Karbasian H，Tekkaya A E. A review on hot stamping[J]. Journal of Materials Processing Technology，2010，210（15）：2103-2118.

[3] 康斌. 國內(nèi)外高強(qiáng)度汽車板熱沖壓技術(shù)研究現(xiàn)狀[J]. 冶金管理，2009（8）：58-60.

[4] T Taylor，A Clough. Critical review of automotive hot-stamped sheet steel from an industrial perspective[J]. Materials Science and Technology，2018，34（7）：809-861

[5] Karbasian H，Tekkaya A E. A review on hot stamping[J]. Journal of Materials Processing Technology，2010，210（15）： 2103-2118.

[6] Li Y B，Lin Z Q，Shen Q，et al. Numerical analysis of transport phenomena in resistance spot welding process[J]. Journal of Manufacturing Science and Engineering，2011， 133（3）：031019.

[7] Li Y B，Lin Z Q，Shen Q，et al. Numerical analysis of transport phenomena in resistance spot welding process[J]. Journal of Manufacturing Science and Engineering，2011， 133（3）：031019.

[8] 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.

[9] Hernandez V H B，Panda S K，Kuntz M L，et al. Nanoin- dentation and microstructure analysis of resistance spot welded dual phase steel[J]. Materials Letters，2010，64（2）： 207-210.

[10] Hernandez V H B，Panda S K，Okita Y，et al. A study on heat affected zone softening in resistance spot welded dual phase steel by nanoindentation[J]. Journal of Materials Sc- ience，2010，45（6）：1638-1647.

[11] Rezayat H，Ghassemi-Armaki H，Babu S S. Effects of Heat Affected Zone Softening Extent on the strength of Advanced High Strength Steels Resistance Spot Weld[EB/OL]. OSF （2018-09-08）. doi：10.17605/OSF.IO/DH53G.

[12] 劉慧玉. 301L/Q235B異種鋼電阻點(diǎn)焊熱裂紋及其對斷裂行為的影響[D]. 北京：北京交通大學(xué)，2019.

[13] 梁雪波. 熱成形硼鋼22MnB5與鍍鋅鋼HSLA350焊點(diǎn)宏/微觀結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能及相關(guān)機(jī)理研究[D]. 重慶：重慶大學(xué)，2016.

[14] Chabok A，Van der Aa E，De Hosson J T M，et al. Mechanical behavior and failure mechanism of resistance spot welded DP1000 dual phase steel[J]. Materials & Design， 2017（124）：171-182.

[15] 杜漢斌，劉成杰，王武榮，等. 熱成形B1500HS硼鋼與DP780雙相鋼點(diǎn)焊焊接性及仿真分析[J]. 上海金屬，2017， 39（1）：20-26.

[16] Japanese Industrial Standards Committee. Method of inspection for spot welds[S]. 2000.

[17] German Industrial Standards Committee. Resistance spot welding[S]. 2005.

[18] Lu Y，Peer A，Abke T，et al. Subcritical heat affected zone softening in hot-stamped boron steel during resistance spot welding[J]. Materials & Design，2018（155）：170-184.

[19] General Motors Corporation. Global Welding Standard Test Procedures. Section A：Resistance Spot Welding Steel（GWS -5A）[S]. 2007.

[20] Eller T K，Greve L，Andres M，et al. Plasticity and fracture modeling of the heat-affected zone in resistance spot wel- ded tailor hardened boron steel[J]. Journal of materials pr- ocessing technology，201（234）：309-322.

收稿日期：2020-04-02

基金項(xiàng)目：上海汽車工業(yè)科技發(fā)展基金項(xiàng)目（1827）

作者簡介：凌 華（1982— ），男，碩士，工程師，主要從事汽車零件材料認(rèn)證及應(yīng)用推廣工作。E-mail：linghua@

saicmotor.com。