1 700 MPa级超高强钢和Q550D高强钢异种接头组织性能研究

刘春柏 周明文 刘敏 赵醍 吕绪腾

摘要： 通过采用MAG熔焊方法并选择合适的高强钢焊丝，进行1 700 MPa级超高强钢和Q550D高强钢板的异种焊接，得出了最佳焊接工艺参数，并对焊接机头进行了组织及力学性能试验。结果表明，异种焊缝组织主要由羽毛状的下贝氏体组成，在焊态焊缝组织中没有发现马氏体组织；而在1 700 MPa级超高强钢的熔合线附近一侧，发现大量沿熔合线垂直生长的板条马氏体组织；力学性能测试表明，焊接接头性能满足生产使用要求，为超高强钢的应用提供了试验依据。

关键词： 1 700 MPa级超高强钢；Q550D高强钢；MAG焊；组织性能

中图分类号：TG 47

Research on the microstructure and properties of dissimilar joints between 1 700 MPa grade ultrahigh strength steel and Q550D high strength steel

Liu Chunbai1，Zhou  mingwen1，Liu  min1，Zhao Ti1，Lü Xüteng2

（1. China First Automobile Group Corporation， Changchun 130013，China;2. Harbin Institute of Technology， Harbin 150001，China）

Abstract： By using MAG fusion welding method and selecting appropriate highstrength steel welding wires， the optimal welding process parameters were obtained for dissimilar welding of 1 700 MPa grade UHSS （ultrahigh strength steel） and Q550D highstrength steel plate. The microstructure and mechanical properties of the welding head were tested. The results show that the microstructure of dissimilar welds is mainly composed of feathery lower bainite， and no martensite structure was found in the welded weld microstructure; On the side near the fusion line of 1 700 MPa grade ultrahigh strength steel， a large amount of lath martensite was found growing vertically along the fusion line; Mechanical performance tests have shown that the performance of welded joints meets production and usage requirements， providing experimental basis for the application of ultrahigh strength steel.

Key words：  1 700 MPa grade ultrahigh strength steel; Q550D highstrength steel; MAG welding; organizational performance

0前言1 700 MPa级超高强钢（UHSS）板是一种专门用于制造防护装备的高强度低合金钢板[1]。它的高强度和优异的防护性能使其成为许多领域的首选材料，如军事、警用、安防等。在其化学成分中，含有较多的锰、硅、钼等元素，这些元素的存在可以提高钢板的强度和硬度，同时控制了其韧性和可焊性[2]。最重要的是，1 700 MPa级超高强防护钢板具有较高的硬度、抗冲击性和抗穿透性能，在军工制造领域如装甲防护、坦克车体、直升机油箱防护板、防护玻璃等方面有着广泛的应用前景。此外，它还可以用于制造各种安全装备，如防刺背心、防护头盔等[3-5]。

超高强钢中薄板的主要焊接方法为MIG或MAG焊。这2种方法分别采用惰性气体（氩气），富氩混合气体进行保护，可以有效防止焊缝和熔池受到氧化和污染。相对于熔丝埋弧焊接，气体保护焊接的热输入小，焊缝深度较浅，因此适用于板厚较小的超高强钢板[6]。超细晶强化钢由特定工艺轧制，在细晶强化的作用下获得了极高的强度和硬度，而这也导致其在焊接加工过程中的晶粒长大和组织相变不可避免，例如在焊缝区发生的组织相变以及热影响区晶粒长大都会严重影响焊接接头性能，需要通过焊接工艺加以调控。近年来，国内外相关学者已经相继开展了超高强钢的焊接性以及去应力研究。于思彬等人[7]分析了超高强钢与低合金钢异种材料拼焊的激光焊接性能。他使用3 kW的Yb：YAG激光热源系统获得了成型优良，无裂纹、气孔等明显缺陷的焊接接头。焊缝组织以马氏体为主，呈板条状，且经过硬度测试，超高强度钢HAZ一侧硬度下降，软化明显。经拉伸性能测试，拼焊头在低合金钢母材一侧断裂失效，说明焊缝强度远超低合金钢母材一侧。许连辅等人[8]对超高强钢35CrMnSiA大厚壁管与08Al薄壁管异种材料MAG焊接工艺进行了探索研究，焊缝成形美观，厚壁管一侧坡口角度30°，填充焊丝为直径1.2 mm的HS-80，焊枪与环焊缝法线夹角4～7°，保护气体为纯度不低于99.9%的氩气和二氧化碳混合气体。焊后除氢温度为300～350  ℃，控制保温时间大于2 h。经外观检查、X射线探伤检验，焊缝质量均满足设计要求，选用的焊接工艺参数是合理的。雷正龙等人[9]对Q890/Q550异种钢激光—MAG复合焊接接头的显微组织及力学性能进行了研究。Q550/Q890激光MAG复合焊接接头母材两侧HAZ组织相同，均为过热区由板条M以及B组织组成，板条M组织出现在细晶区。3种热输入下的拉伸试件均断在母材Q550高强钢处，断后伸长率相当，断裂方式同样以韧性断裂为主；在冲击试验断口处发现剪切韧窝，焊缝位置冲击韧性优于两侧HAZ。文中借助KUKA機器人自动焊接系统、光学显微镜及万能拉伸试验机，研究了高强钢异种接头最佳工艺参数下的接头组织以及力学性能，从而为超高强钢焊接应用提供试验依据。

1试验材料和方法

1.1试验材料

研究的母材为4.5 mm厚的1 700 MPa级超高强钢和Q550D低合金高强结构钢，填充材料使用ER120SG焊丝。母材及填充材料成分如表1所示。按照AWS规范对250 mm×100 mm板件开常规V形槽，坡口角度45～60°，清洗并打磨，使用夹具固定，焊接材料力学性能如表2所示。

1 700 MPa级超高强钢母材显微组织如图1（a）所示，经回火和空冷后其组织形态为粒状贝氏体组织，贝氏体晶粒尺寸极细，对应ASTM A751-14标准其平均线性截距晶粒度为5um，这也是其具有超高强度的原因[11-12]。图1（b）显示了Q550D组织存在的晶粒较大尺寸的贝氏体和沿晶界析出的多边形铁素体。

1.2试验方法

进行1 700 MPa级超高强钢和Q550D低合金钢的MAG异种对焊试验。焊接电源为Fronius TPS5000b，利用KUKA KR16机器人实现自动化焊接。焊接参数如表3所示。

为研究异种金属焊后硬化对1 700 MPa级装甲钢焊缝组织及力学性能的影响，分别采用光学显微镜和电子显微镜观察接头微观组织和断口形貌，测试了焊接接头的抗拉强度和维氏显微硬度，金相测试样品、拉伸以及硬度试样的形状尺寸分别按照ASTM A751-14、ASTM E8/E8M-19b以及ASTM E165-20制备。

2试验结果分析与讨论

2.1保护气CO2占比对打底焊缝成形分析

分别设置保护气体中CO2占比为0%、10%、20%和30%，其余为Ar，设置打底焊焊接功率4 kW，送丝速度7.5 m/ min，焊接速度0.4 m/ min，对接间隙0.7 mm，进行不同保护气占比下的打底焊工艺试验，焊缝成形及焊缝横截面熔合情况如图2，图3所示。

当保护气体中CO2气体含量为0%、10%以及20%时，异种对接焊缝表面均未出现明显的裂纹、未熔合等明顯缺陷。保护气体CO2含量为0%时，异种焊缝根部出现未焊透的情况，随着保护气中CO2含量逐渐升高，焊缝渗透性逐渐增加，在焊缝横截面上表现为熔宽和熔深的增加以及焊缝余高的减小。当混合气中CO2占比增加至20%时，焊缝表面几乎与两侧母材平齐。

另外，由于混合气中CO2导热率更高，因此CO2的增加也使得两侧母材的熔化量显著增加，提高了焊接接头的连接强度，扩大了强度和硬度的缓冲区。当CO2含量增加至30%时，部分熔池穿透母材背面，导致焊穿缺陷的产生。从未焊穿的焊缝横截面来看，是由于背板成形所填充的两侧母材以及焊丝量过多所产生的重力超出了熔池底部的表面张力所承受的范围。焊缝表面也略微凹陷，同时焊接过程中产生了严重的飞溅[10]。

2.2组织与性能分析

ER120S-G焊丝填充下焊缝组织及取样位置如图4a所示。图4（b）～图4（e）和图5为采用ER120S-G焊接1 700 MPa级超高强钢与Q550D钢板接头各位置的光学显微组织。焊缝组织为下贝氏体，存在少许非金属夹杂物，可观察到较大的铁素体片，其余铁素体呈针状沿柱状晶分布，宏观金相照片中可观察到明显的沿含焊缝中心线生长的柱状晶。焊缝左侧（Q550D）熔合线区如图4（d）所示，由于靠近焊缝，热输入大，块状先共析铁素体沿晶界析出，奥氏体晶粒严重长大，冷却后在Q550D熔合线处生成魏氏组织，基体组织为珠光体。随着距焊缝中心距离增大，热循环峰值温度逐渐减小，焊缝左侧（Q550D）热影响区组织晶粒逐渐细化。

热影响细晶区如图4（b）所示，远离焊缝中心位置，相较于粗晶区的贝氏体组织晶粒度减小，晶间析出的铁素体更少，原奥氏体的晶界可以被清晰观察到[13]。

焊缝右侧（1 700 MPa级高强钢）组织如图5（a）～图5（c）所示，该侧热影响区分布与左侧类似，都存在近焊缝的粗晶HAZ和远离焊缝中心的细晶HAZ。熔合线区以树枝晶为主，垂直于熔合线向冷却速度较快的两侧生长。粗晶区热循环最高温度在1 100  ℃以上，释放了大量的相变组织应力，冷却后形成大量板条马氏体（M）和少量贝氏体（B）组织，这与材料在常温下的低热导率表现不符，可能由于该侧晶粒长大吸收了大量的热[14]。同样随距焊缝中心距离增加，焊接热循环峰值温度减小，HAZ组织晶粒渐渐细化，马氏体组织逐渐被P替代，F析出减少。细晶区组织为粒状贝氏体和少量铁素体，晶粒尺寸大小与1 700 MPa级 UHSS母材相当[15～16]。

2.3力学性能分析

对焊缝横截面水平方向进行显微硬度试验，分析焊缝横截面上硬度分布规律，设置设备操作参数：载荷0.5 kg，加载时间10 s。焊缝熔宽方向（等距0.5 mm、硬度线穿过打底层）进行显微硬度测试，测试位置及结果如图6所示。焊缝横截面垂直方向硬度呈阶梯形分布，打底层以及盖面层在Q550D侧热影响区平均硬度约为220 HV，而焊缝区平均硬度分别约为390 HV、410 HV；相比Q550D，1 700 MPa超高强钢一侧熔合线区焊后硬度均达到了母材水平，硬度值约为530 HV，最高可达550 HV左右。该侧由于母材晶粒尺寸极细，材料内部导热系数低，在焊接过程中积累了大量的热，使得其在焊后具有更快的冷却速度，再加上1 700 MPa级超高强钢中Mn、Cr、Mo等淬硬性元素的影响在该侧熔合线附近生成了大量的高强高硬的板条马氏体，使得该区硬度能够抵消晶粒长大的软化效果，从而使硬度水平与母材一致。图7为拉伸试验件断裂失效前后。由于1 700 MPa超高强钢与Q550D低合金钢强度差异巨大，焊缝区熔敷金属掺杂了强化元素，使得焊缝强度能够轻易超过Q550D合金钢使失效位置处于强度较弱的Q550D侧。而热影响过热区虽然在焊接热循环作用下晶粒长大使强度有下降趋势，但Q550D含碳量低，在多种合金元素作用下生成弥散质点对热影响区起强化作用。焊接接头强度超过Q550D，达到强度要求。另外，观察并测量拉伸件断后焊缝位置尺寸，试样断裂前后焊缝处不存在明显的塑性变形趋势，说明焊缝处屈服强度超过790 MPa。

3结论

（1）在4.5 mm厚的高强钢异种连接中，当保护气中CO2气体含量为0%、10%以及20%时，异种对接焊缝表面均未出现明显的裂纹、未熔合等明显缺陷；当混合气中CO2占比增加至20%时，焊缝表面几乎与两侧母材平齐。继续增加CO2占比，焊缝表面略微凹陷，焊接过程中产生了严重飞溅。

（2）在焊接接头组织结构方面进行了金相组织观察。发现在ER120S-G高强钢焊丝填充下，焊缝中形成了大量的下贝氏体组织，而在1 700 MPa级超高强钢熔合线附近则是生成了大量的板条马氏体，焊接接头两侧组织区别明显。

（3）力学性能试验表明，焊接接头横截面水平方向硬度呈阶梯形分布，焊缝区打底焊、盖面焊平均硬度分别约为390 HV、410 HV，接头硬度最大值出现在1 700 MPa超高强钢侧热影响区。拉伸试样断裂位置为Q550D母材，焊接接头度达到应用要求。

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收稿日期： 2023-09-09

刘春柏简介： 主要从事车辆焊接方面的工作。

通信作者简介： 吕绪腾，硕士；1020627395@qq.com。