2026, Vol. 47
双相（dual-phase，DP）钢在汽车轻量化与安全设计中应用广泛[1]。DP钢广泛应用于车身结构件，如A柱、B柱、车门防撞梁、前后纵梁及保险杠加强件等关键安全部件[2]。DP钢同时具备较高的加工硬化率和能量吸收能力[3]，使其在碰撞工况下表现出优秀的耐冲击性[4]。其中DP1500作为超高强度DP钢，由于其抗拉强度高，在高速碰撞时能承受更大冲击力，相较于低强度DP钢（如DP600、DP800）等具有显著优势[5]。DP1500钢的微观结构由基体马氏体相和铁素体相组成[6]。铁素体相保证了材料的塑性，马氏体相则起到了增强的作用[7-8]。
目前激光焊接技术广泛应用于汽车车身和各类汽车零部件的焊接[9-10]。激光焊接的特点体现在：能量高度集中，焊接速率快，能大幅提升生产效率，并且焊接过程稳定，焊缝质量高[11-12]。目前，针对DP钢激光焊接工艺的研究主要集中在激光功率、焊接速率、离焦量以及保护气体种类以及流量几个部分。在激光功率方面，当激光功率较低时，激光热输入随之减小，使DP 钢焊接熔深不足、接头各区域宽度减小、板条马氏体含量上升、材料硬度提高，但软化区会出现局部软化现象；激光焊接功率过大时，热输入过大，使DP 钢焊接熔深增加，但过高功率会引发焊缝过热、组织粗大，从而降低接头强度与韧性[13]。在焊接速率方面，速率过快时，如使用9 m/min焊接 1.8 mm 厚 DP1000 钢板，会导致焊缝出现咬边、气孔等问题[14]。当焊接速率过慢时，热输入大导致热影响区扩大，对力学性能造成影响。离焦量方面，不同厚度的DP钢存在最优离焦量，如焊接2.0 mm厚的DP780，离焦量在-2 mm左右时能获取理想形状的焊缝与优异的力学性能[15]。保护气体参数方面，气体流量过小时，无法有效保护熔池，焊缝易氧化；若气体流量过大，又会造成紊流，卷入杂质，影响焊缝纯净度。在气体种类选择上，氩气因化学性质稳定、电离能低，常作为首选[16]。
目前，DP钢的激光焊接研究多集中于低强度DP钢，对1 000 MPa以上高强度DP钢的研究较少。本文采用激光焊接技术对DP1500钢进行拼焊连接，研究了焊接接头各个微区微观组织随焊接功率的演变，并分析接头热影响区对DP1500钢力学性能的影响。为 DP1500钢激光焊接工艺参数提供基础的技术和理论支撑。
1 试验材料与方法 1.1 试验材料试验所用钢板为试验室连续退火处理的冷轧1.2 mm厚DP1500高强度钢，试验钢的化学成分见表1。
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表 1 试验钢的化学成分 Tab. 1 Chemical composition of test steel |
本试验采用激光拼焊焊接DP1500高强度钢板，焊接设备是德国Trumpf公司生产的TruDisk5001型Nd∶YAG激光器。利用线切割机将钢板切割成尺寸为160 mm×160 mm×1.2 mm的待焊接试样，然后依次使用200、600、1 000目砂纸对焊接试样表面和对接面进行打磨，除去表面的线切割痕迹和氧化层，并用酒精冲洗试样表面的油污和颗粒，吹干待焊。焊接方向垂直于钢板轧制方向，激光光束垂直于试样表面，如图1所示。采用纯氩气作为保护气体，固定气体流量为20 L/min，焊接速率选择5 m/min，离焦量为−4 mm，激光功率为1.5、2.0、2.5、3.0、3.5 kW。
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图 1 激光焊接示意图 Fig. 1 Schematic diagram of laser welding |
金相试样经打磨抛光后，采用体积分数为4.0%的硝酸和酒精溶液进行腐蚀，腐蚀时间为6 s。利用Leica公司的DMI8A倒置光学显微镜（optical microscope, OM）观察宏观形貌。采用FEI QUANTA450扫描电子显微镜（scanning electron microscope, SEM）观察DP1500钢在不同焊接功率下焊接接头各区域的微观组织变化。采用TenaiG2F20型透射电子显微镜（transmission electron microscope, TEM）观察样品母材及焊接接头热影响区的显微组织。采用上海奥龙星迪公司HVS-1000Z数显显微维氏硬度试验机测试接头的显微硬度，加载载荷为5 Ｎ，保载时间为15 s，相邻硬度点的间距为100 µm。每个参数下截取３个试样进行拉伸性能测试，最终结果取3个试样的平均值。利用UTM4304材料拉伸试验机进行拉伸试验，拉伸速率为0.5 mm/min，拉伸试样尺寸如图2所示。
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图 2 拉伸试样尺寸 Fig. 2 Dimensions of tensile test sample |
图3为改变功率焊接DP1500钢的接头OM图。从图3中可以观察到，焊接接头形貌呈直筒形，其上下宽度一致，表明焊接过程中热输入分布均匀，熔池流动稳定。随着焊接功率的逐步提升，焊后熔宽呈现明显的增长趋势。当用1.5 kW焊接时，激光能量输入有限，热影响范围较小，熔池的宽度受到限制，此时测得的熔宽为1.39 mm。当功率提升至2.0 kW时，能量输入增强，熔宽增加到1.44 mm。而当功率进一步提高到3.5 kW时，熔宽显著增大至2.39 mm。焊接功率增加导致热输入提升，使材料在高温区域的停留时间延长，热扩散导致熔池变大[17]。同时，较高的热输入也会导致热影响区的温度梯度变化更为平缓，使得软化区的晶粒长大趋势更为明显，马氏体相变程度加剧，最终表现为软化区的硬度下降更为显著[18]。
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图 3 以不同功率焊接DP1500钢的OM图 Fig. 3 OM images of DP1500 steel welded at different powers |
以2.0 kW功率为例，分析焊接后DP1500钢接头微观组织变化，如图4所示。焊接接头的组织分为焊缝区（fusion zone, FZ），粗晶区（coarse-grained heat-affected zone, CGHAZ），细晶区（fine-grained heat-affected zone, FGHAZ），临界热影响区（intercritical heat-affected zone, ICHAZ），热影响区（subcritical heat-affected zone, SCHAZ）和母材 （base metal, BM） 区[19-20]。图4（b）为FZ，FZ由粗大板条马氏体组成，焊接时FZ温度高于Ac3温度，原组织发生奥氏体化转变，快冷后转变为粗大且规则排布的马氏体。图4（c）为CGHAZ，该区域温度略低于FZ的温度，受热时奥氏体晶粒长大，快冷后转变为比FZ较小的粗大等轴马氏体。图4（d）为FGHAZ，该区域温度低于CGHAZ的温度，但稍高于Ac3温度，仍足以使组织完全奥氏体化。由于热输入较低，奥氏体晶粒未充分长大，导致细小板条马氏体形成[21]。图4（e）为ICHAZ，温度在Ac1和Ac3之间，通常由板条马氏体和块状铁素体组成。图4（f）为SCHAZ，该区域在焊接时的温度高于马氏体回火温度，但低于Ac1温度。原始马氏体组织发生回火，该区域主要由回火马氏体和多边形铁素体组成。由于回火软化作用，该区域力学性能最薄弱[22]。图4（g）为BM区，该区域未受焊接影响，由铁素体和马氏体组成。
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图 4 以2.0 kW功率焊接DP1500钢的接头SEM图 Fig. 4 SEM images of the joint welded with DP1500 steel at a power of 2.0 kW |
为进一步研究焊接功率对DP1500钢焊接接头组织的影响规律，选择焊接功率为1.5、2.0、3.5 kW时FZ和SCHAZ的微观组织进行分析。图5（a）、（c）、（e）分别为激光功率1.5、2.0、3.5 kW时FZ的SEM图。从图5可以观察到，FZ组织均由板条马氏体组成，且板条马氏体随着激光功率的增加逐渐变细长，取向也更加规则。由于焊接功率增加，冷却速率变快，高温停留时间短，抑制了奥氏体晶粒长大，从而导致快冷后板条马氏体变窄[23]。图5（b）、（d）、（f）为激光功率1.5、2.0、3.5 kW时SCHAZ的SEM图。随着激光功率的增加，SCHAZ晶粒尺寸逐渐增大，当焊接功率升高到3.5 kW时，SCHAZ组织粗化，晶粒尺寸增大。焊接功率增大导致SCHAZ的温度升高，为晶粒生长提供了更充分的热力学条件。
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图 5 1.5、2.0、3.5 kW功率下FZ和SCHAZ SEM图 Fig. 5 SEM images of FZ and SCHAZ at 1.5, 2.0, and 3.5 kW powers |
图6为焊接功率2.0 kW时焊接DP1500钢焊接接头的TEM图。由图6（a）可清晰观察到FZ主要由粗大的板条马氏体束组成，且马氏体板条内部存在高密度缠结位错。从图6（b）中可以观察到SCHAZ中包含铁素体和板条马氏体，板条马氏体内部存在大量的位错，且板条马氏体发生一定程度的分解。此外，还可以观察到少量残余奥氏体。该区域发现较大的析出相颗粒，应该为熔炼和热轧过程中析出的含Nb的析出相。
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图 6 以2.0 kW功率焊接DP1500钢焊接接头的TEM图 Fig. 6 TEM images of the DP1500 steel welded joint welded at a power of 2.0 kW |
图7比较了不同焊接功率下DP1500钢的力学性能。图7（a）为母材和不同焊接功率下DP1500钢焊接接头的工程应力−工程应变曲线，其力学性能列于表2。随着焊接功率上升，接头力学性能呈先上升再下降的趋势。焊接功率为2.0 kW时，焊接接头组织均匀，抗拉强度为1 310 MPa，断裂伸长率为4.29%，焊接接头能够承受较大的拉伸载荷。焊接功率为1.5 kW时，抗拉强度为1 239 MPa，断裂伸长率为2.52%。此时焊接功率过低，会出现未焊透等缺陷削弱接头强度以及接头力学性能较差的情况。而当焊接功率增加到3.5 kW时，抗拉强度为1 263 MPa，断裂伸长率为2.22%。此时焊接功率过高，软化区软化程度上升，接头强度同样会下降，力学性能随之下降[24]。图7（b）为不同焊接功率下DP1500钢的显微硬度变化图。由图7（b）可知，显微硬度随着焊接功率的上升先增加后下降。随着激光功率增加，软化程度增加，焊接接头的抗拉强度和断后伸长率首先增加，但当软化区尺寸超过极限时，力学性能则会下降[25]。由于FZ的马氏体含量高且形貌粗大，所以硬度最高，而软化区硬度低，因为软化区中的马氏体体积分数低，而且存在强度较弱的铁素体，因此该区域硬度最低[26]。当激光功率从1.5 kW增至3.5 kW时，硬化区宽度由1.40 mm扩展至1.90 mm，软化区宽度则由0.70 mm增至1.16 mm。这种变化趋势表明，较高的激光功率会导致更大的热影响范围，进而影响接头的整体力学性能。
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图 7 不同焊接功率下DP1500钢的力学性能 Fig. 7 Mechanical properties of DP1500 steel at different welding powers |
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表 2 不同焊接功率下DP1500的拉伸性能 Tab. 2 Tensile properties of DP1500 at different welding powers |
未来DP1500钢将更广泛应用于汽车车身，其激光焊接接头质量值得重点研究。焊接功率是影响 DP1500钢激光焊接接头质量的重要因素之一。从宏观角度分析，随着焊接功率的增加，熔宽逐渐增大，当焊接功率从1.5 kW增加到3.5 kW时，熔宽从1.39 mm增加到2.39 mm。从微观角度分析，DP1500焊接接头由FZ，CGHAZ，FGHAZ，ICHAZ，SCHAZ和BM区组成。组织由FZ向BM区过渡时，晶粒尺寸呈逐渐减小的趋势。当焊接功率逐渐升高，冷却时间延长，成分分布更均匀，FZ粗大的马氏体会逐渐变细，且取向更规律。同时会使SCHAZ的峰值温度升高，原子扩散能力增强，使该区域晶粒长大[27]。在力学性能方面，焊接功率2.0 kW时，接头具有良好的综合力学性能。此时，焊缝和SCHAZ的晶粒尺寸适中，接头抗拉强度和伸长率较高。焊接功率过高会导致SCHAZ晶粒明显粗化，减弱对位错运动的阻碍，降低材料的强度和硬度[28]。
在 DP1500 钢的激光焊接过程中，精确控制焊接功率至关重要。需要综合考量熔池、微观组织、力学性能等多方面因素，通过不断优化焊接功率参数，才能获得高质量的焊接接头。
4 结 论（1）DP1500钢焊缝整体呈直筒状，保持焊接速率、离焦量、保护气体流量不变，随着焊接功率的升高，熔宽逐渐变宽，从1.39 mm增加到2.39 mm。
（2）激光焊接后，接头组织可分为6个区域。其中，FZ由粗大的板条马氏体组成，但随着焊接功率的上升，FZ板条马氏体会逐渐发生细化且取向分布更为一致，SCHAZ出现晶粒粗化现象。
（3）1.5～3.5 kW焊接功率范围内，随着焊接功率升高，材料的力学性能先上升后下降。以1.5 kW焊接时，材料的抗拉强度为1 239 Mpa，断裂伸长率为2.52 %。当功率为2.0 kW焊接时，材料的抗拉强度提升到1 105 MPa，断裂伸长率增加到为4.29 %。继续增加焊接功率到3.5 kW，材料的抗拉强度降低到1 263 MPa，断裂伸长率降低到为2.22 %。
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