Failure mode analysis and prediction of resistance spot welding joints of advanced high strength steel
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摘要: 研究了先进高强钢(advanced high strength steel, AHSS)两层板电阻点焊接头的断裂模式，不同的断裂模式会影响点焊接头断裂时的机理、力学性能及断裂位置，基于不同组合下的临界熔核尺寸、最大载荷、断口宏观形貌、初始断裂位置、宏观金相组织以及微观硬度曲线等试验结果，阐明了板材厚度和板材强度两类因素对于断裂模式的影响规律. 结果表明，板材强度因素会直接影响断裂模式、初始断裂位置以及最大载荷；板材厚度因素影响断裂模式但不改变初始断裂位置及最大载荷. 临界熔核尺寸的影响因素有板材厚度、板材强度、熔核中缺陷以及拔出断裂位置距熔合线的距离. 在此基础上，文中提出了临界熔核尺寸(DCR)的预测模型及预测方法，该方法与试验值符合较好，为实际工业应用中的临界熔核尺寸判定提供了理论依据.Abstract: The failure modes of two-sheet resistance spot welded joints of advanced high strength steel (AHSS) have been studied. Different failure modes of welded joints will affect the failure mechanism, mechanical properties and fracture location. Based on the experiments results of critical nugget size, peak load, macroscopic fracture morphology, failure initiation location, microstructure and micro-hardness curve in different groups, the influences of sheet strength factor and sheet thickness factor on the failure mode are illustrated. The results show that the sheet strength directly affects the failure mode, the failure initiation location and the peak load. Also the sheet thickness affects the failure mode but does not change the initial fracture location and the peak load. The factors influencing the critical nugget size (DCR) include the sheet thickness, the sheet strength, the defects in the nugget and the distance from the fusion line at the position where the failure is pulled out. On the basis, a prediction model and method of the critical nugget size is proposed, which is in good agreement with the experimental results. And it provides a theoretical evidence for the determination of critical nugget size in practical industrial applications.
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0. 序言
超级马氏体不锈钢具有高强度、高硬度以及良好的抗腐蚀、耐疲劳等性能和焊接性能，同时还具有相对较低的成本，广泛应用于水力发电、核电工程、油气工业、海洋工程等领域[1-2].水轮机转轮是水电机组的心脏，随着国内水电机组装机容量越来越大，对00Cr13Ni5Mo超级马氏体不锈钢材料的力学性能提出了更高的要求.国内高水头大容量的冲击式转轮的技术水平与国外仍存在一定差距，未来大型冲击式转轮的开发势在必行，国内冲击式转轮的单机容量将从150 MW级提高至500 MW级甚至700 MW级[3].大型冲击式马氏体不锈钢水轮机转轮的焊接制造成为亟需攻克的一大难题，冲击韧性是保证转轮安全运行的重要力学性能指标，业界要求00Cr13Ni5Mo超级马氏体不锈钢焊材熔敷金属的0 ℃冲击吸收能量达到70 J甚至80 J以上，目前焊后热处理工艺为590 ℃ × 8 h，通过焊后热处理工艺的优化获得满足设计需求的力学性能将是今后一段时间的研究重点.
热处理对超级马氏体不锈钢的显微组织和力学性能有显著的影响，超级马氏体不锈钢良好的强韧性匹配，关键在于回火马氏体和逆变奥氏体构成的双相组织.在As ~ Af温度范围内回火可以形成薄膜状逆变奥氏体，并沿马氏体板条界和原奥氏体晶界析出[4]，逆变奥氏体能够通过相变诱发塑性机制显著提高材料的韧性[5-7].在一定的温度范围内进行回火热处理，组织中逆变奥氏体的含量随着回火温度的升高先增加后减少，存在某一回火温度使得回火后组织中逆变奥氏体的含量达到峰值[8-10].XIONG等人[11]和SONG等人[12]研究了一次与二次回火对超级马氏体不锈钢组织中逆变奥氏体含量的影响，结果表明，二次回火能够得到更多的逆变奥氏体，从而获得了更高的冲击韧性.
目前对超级马氏体不锈钢热处理的研究主要集中于母材，而关于二次回火工艺对焊材熔敷金属组织和力学性能的影响鲜有报道，合适的热处理工艺对于材料高韧性的实现至关重要.为此文中分析了00Cr13Ni5Mo马氏体不锈钢熔敷金属在不同回火次数和回火温度热处理下的组织和力学性能变化，探索了二次回火提高熔敷金属冲击韧性的机理，为优化大型冲击式转轮焊接接头的热处理工艺奠定理论和试验基础.
1. 试验方法
HS13/5L焊丝属于00Cr13Ni5Mo合金体系的超级马氏体不锈钢焊材，使用直径1.2 mm的焊丝进行熔敷金属的焊接，制备2块单边坡口为22.5°的20 mm厚的Q235钢板，并用待焊焊丝在坡口及垫板上堆焊6 mm厚的隔离层，根部间隙为18 mm，熔敷金属焊接示意图，如图1所示，多层多道焊的工艺参数见表1，熔敷金属的化学成分见表2.
表 1 焊接工艺参数Table 1. Welding process parameters焊接电流
I/A电弧电压
U/V焊接速度
v /(mm·min−1)保护气体 层间温度
T/℃220 ~ 240 28 ~ 30 250 95%Ar + 5%CO2 <150 表 2 熔敷金属化学成分 (质量分数，%)Table 2. Chemical compositions of deposited metalsC Si Mn S P Cr Ni Mo Fe 0.018 0.48 0.60 0.0036 0.013 12.45 4.48 0.55 余量 焊后分别采用590 ℃ × 8 h一次回火(工艺A)、590 ℃ × 2 h + 590 ℃ × 8 h二次回火(工艺B)、650 ℃ × 2 h + 590 ℃ × 8 h二次回火(工艺C)3种回火工艺进行热处理.
熔敷金属的室温拉伸试验按照国家标准GB/T 2652—2022《金属材料焊缝破坏性试验 熔化焊接头焊缝金属纵向拉伸试验》执行，试样直径为10 mm；V形缺口冲击试样的尺寸为55 mm × 10 mm × 10 mm，0 ℃冲击试验按照国家标准GB/T 2650—2022《金属材料焊缝破坏性试验 冲击试验》执行；维氏硬度试验的载荷为9.8 N，加载时间为10 s.金相试样经研磨、抛光和腐蚀(1g CuSO4 + 5ml HCl + 5ml C₂H₅OH)后使用Olympus GX53型金相显微镜进行组织观察，使用Zeiss Evo18型扫描电镜(scanning electron microscope，SEM)对显微组织及冲击试样断口形貌作进一步观察，金相腐蚀剂采用0.1g Na2SO3 + 10ml HCl + 50ml H2O，使用Empyrean型X射线衍射仪(X-Ray diffractometer，XRD)分析不同热处理态熔敷金属的物相，采用40 kV、40 mA的Cu-Kα辐射、衍射角度为20° ~ 120°、扫描速度为2°/min，利用XRD图谱测定逆变奥氏体的体积分数.
2. 试验结果
2.1 熔敷金属的显微组织
不同热处理态熔敷金属的金相组织，如图2所示，由于回火组织中的逆变奥氏体弥散细小，在光学显微镜下难以分辨，3种热处理态熔敷金属组织未见明显区别，只观察到板条结构的回火马氏体，具有相同取向的马氏体板条组成马氏体板条束.回火马氏体是由焊态下的淬火马氏体经回火热处理析出碳化物分解而来，材料中含有较多Cr，Ni，Mo等元素提高了马氏体组织的结构稳定性，在不同回火次数和回火温度下，回火马氏体依然保持为板条状.由图2可知，在超级马氏体不锈钢多层多道熔敷金属中存在2种组织形态，其中焊缝区呈现为粗大的柱状晶，重热区组织受到焊接热循环的作用而表现为细小等轴晶的形态.
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图 2 不同热处理态熔敷金属金相组织Figure 2. Metallographic structure of the different heat treated state deposited metals. (a) process A; (b) process B; (c) process C为了清晰地观察不同热处理态熔敷金属中逆变奥氏体组织的形态、分布和数量，对工艺A、B、C 3种试样进行扫描电镜分析，其微观组织，如图3所示，从图中可以看出，超级马氏体不锈钢熔敷金属在回火热处理后的组织由回火马氏体和逆变奥氏体组成，其中浅灰色的基体为回火马氏体组织，亮白色的逆变奥氏体组织主要沿着马氏体板条界分布，还有一部分分布在原奥氏体晶界上.逆变奥氏体的组织形态为短棒状、长条状或片状，图3(a)为一次回火组织中存在较多短棒状、断续结构的逆变奥氏体，逆变奥氏体的宽度约为0.06 ~ 0.25 μm，均值为0.14 μm.图3(b)二次回火组织中断续形态的逆变奥氏体减少，多数呈现为细长条状.图3(c)组织中析出的逆变奥氏体增多变粗，最大宽度达到0.57 μm，均值为0.24 μm.图3(b)和图3(c)二次回火组织中逆变奥氏体的含量高于图3(a)所示的一次回火组织，另外对比工艺B和工艺C，发现随着二次回火温度的升高，逆变奥氏体的含量也会随之增加.随着马氏体板条间析出的逆变奥氏体数量增多、尺寸增大，会占据部分马氏体板条的位置，导致其宽度变窄，二次回火比一次回火组织中马氏体板条的宽度减小，因此二次回火热处理能够使组织发生细化.
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图 3 不同热处理态熔敷金属微观组织Figure 3. Microstructure of the different heat treated state deposited metals. (a) process A; (b) process B; (c) process C回火热处理过程中产生了马氏体向奥氏体的逆转变，对逆变奥氏体组织进行EDS分析，测试位置，如图4所示，亮白色逆变奥氏体中Ni元素的含量偏高，可以达到7.41%，而表2所示熔敷金属中的Ni含量仅为4.48%，说明在一次和二次回火过程中，Ni元素从马氏体板条内向板条间的区域扩散，奥氏体形成元素Ni的富集促进了逆变奥氏体在马氏体板条之间形核与长大，使得焊态淬火马氏体组织发生分解的同时析出了一定数量的逆变奥氏体.
2.2 熔敷金属的冲击性能
不同热处理态熔敷金属的冲击测试结果，如图5所示.二次回火试样的0 ℃冲击吸收能量显著高于一次回火试样，并且冲击值随着二次回火温度的升高而增大，590 ℃ × 8 h一次回火熔敷金属的0 ℃冲击吸收能量平均值为73 J，590 ℃ × 2 h + 590 ℃ × 8 h二次回火熔敷金属的0 ℃冲击吸收能量平均值可以达到80 J，增加二次回火温度，650 ℃ × 2 h + 590 ℃ × 8 h的0 ℃冲击值提高至90 J，相比一次回火提高约23%.
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图 5 不同热处理态熔敷金属冲击性能Figure 5. Impact properties of the different heat treated state deposited metals不同热处理态熔敷金属冲击试样的断口形貌，如图6所示.工艺A冲击断口中存在图6(a)所示的韧窝区域、图6(b)所示的解理断裂区域和图6(c)所示的准解理断裂区域；工艺B冲击断口的韧窝区域和准解理区域与工艺A的相似，然而未发现解理断裂区域，表明二次回火试样的韧性断裂特征更显著；工艺C的整个冲击断口均为韧窝区域，如图6(f)所示，反映出此熔敷金属具有更好的塑性和韧性.对比图6(a)、图6(d)和图6(f)的韧窝尺寸，发现工艺C断口的韧窝更大、更深，说明其在冲击变形过程中有着更大的塑性变形量，冲击韧性更为优异.冲击断口的形貌特征与图5所示的冲击测试结果相一致.
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图 6 不同热处理态熔敷金属冲击试样断口形貌Figure 6. Impact specimen fracture morphologies of the different heat treated state deposited metals. (a) dimple of the process A; (b) cleavage of the process A; (c) quasi-cleavage of the process A; (d) dimple of the process B; (e) quasi-cleavage of the process B; (f) dimple of the process C3. 试验分析与讨论
为了进一步确定熔敷金属中逆变奥氏体的含量，对工艺A、B和C 3种熔敷金属进行X射线衍射分析，XRD图谱，如图7所示，图中出现明显的α-Fe和γ-Fe的衍射峰，在图7中对各衍射峰的晶面指数进行了标注，可知回火处理后熔敷金属的组织由回火马氏体和逆变奥氏体组成，图7中对γ-Fe(111)晶面的衍射峰和α-Fe(110)晶面的衍射峰进行了局部放大，可见3种试样中γ-Fe的衍射峰强度依次增强，说明二次回火相比一次回火能够获得更多的逆变奥氏体组织，并且对比工艺B和工艺C的γ-Fe衍射峰，可知随着二次回火温度的增加，γ-Fe的衍射峰强度逐渐增强，逆变奥氏体的含量进一步增多.基于(110)α马氏体衍射峰和(111)γ奥氏体衍射峰的积分强度，计算逆变奥氏体的体积分数，得出工艺A、B和C熔敷金属的逆变奥氏体含量分别为9%、11%和16%，并对3种熔敷金属的维氏硬度进行了测试，测试结果分别为299、286和275 HV，3种熔敷金属中逆变奥氏体的含量及其硬度，如图8所示，逆变奥氏体含量和硬度有着相反的变化趋势，硬度随逆变奥氏体含量的增加而降低.
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图 7 一次回火和二次回火熔敷金属的XRD图谱Figure 7. XRD pattern of one-stage tempered and two-stage tempered deposited metals$$ {V_\gamma } = \frac{{1.4{I_\gamma }}}{{{I_\alpha } + 1.4{I_\gamma }}} $$ (1) 式中：Vγ为γ-Fe的体积分数；Iγ为γ-Fe(111)晶面衍射峰的累积强度；Iα为α-Fe(110)晶面衍射峰的累积强度.
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图 8 不同状态熔敷金属的逆变奥氏体含量和维氏硬度Figure 8. Variation of reversed austenite contents and Vickers-hardness of deposited metals with different states逆变奥氏体优先在马氏体板条界和原奥氏体晶界处形核和生长，这些部位的缺陷密度高、自由能高，能够为奥氏体形成元素Ni提供快速扩散的通道和能量，Ni元素的富集增加了马氏体向奥氏体相变的驱动力和稳定性，并且使逆变奥氏体在回火的冷却阶段稳定保留至室温.因此这些边界和Ni元素的富集有利于逆变奥氏体的形成[4, 10-11].
在第一次回火后，超级马氏体不锈钢组织中析出碳化物或氮化物以及弥散分布在回火马氏体基体上的逆变奥氏体[13].在二次回火过程中，逆变奥氏体形核的位置增多、形核长大驱动力增加，为二次回火时逆变奥氏体的形核和长大提供了有利的条件.基体中的碳化物可作为回火时逆变奥氏体的形核位置，逆变奥氏体与M23C6碳化物之间保持共格关系，能够有效地降低逆变奥氏体形核过程中的界面能，回火过程中一部分逆变奥氏体在邻近M23C6处形核[14].二次回火能软化马氏体基体组织，并且随着二次回火温度的升高，马氏体向奥氏体逆转变的驱动力增大，逆变奥氏体的含量进一步增加，逆变奥氏体决定了超级马氏体不锈钢的冲击韧性，因此二次回火熔敷金属的冲击性能更为优异.
图3所示奥氏体的逆转变导致了马氏体板条的细化.逆变奥氏体在马氏体板条间形成，并平行于马氏体板条生长，使得原来的板条宽度逐渐变窄，马氏体板条发生细化，逆变奥氏体的含量越多，回火马氏体的板条越细.组织细化能够增大裂纹扩展的阻力，进一步提高了材料的冲击韧性[15].
综上所述，经二次回火的超级马氏体不锈钢熔敷金属具有优异的冲击性能，650 ℃ × 2 h + 590 ℃ × 8 h二次回火的0 ℃冲击吸收能量达到90 J，同时室温拉伸测试结果表明，590 ℃ × 8 h一次回火熔敷金属的抗拉强度和屈服强度分别为875 MPa和775 MPa，650 ℃ × 2 h + 590 ℃ × 8 h二次回火的抗拉强度和屈服强度分别为865 MPa和760 MPa，由此可知，650 ℃ × 2 h + 590 ℃ × 8 h二次回火并没有造成强度的明显下降，满足工业生产中抗拉强度>780 MPa、屈服强度>580 MPa的要求.
4. 结论
(1) 超级马氏体不锈钢熔敷金属的回火组织由回火马氏体和逆变奥氏体组成，细小的逆变奥氏体组织弥散分布在马氏体板条间和原奥氏体晶界处.
(2) 随着回火次数和回火温度的增加，逆变奥氏体的数量增多、尺寸增大，通过二次回火工艺获得更多的逆变奥氏体是提高超级马氏体不锈钢熔敷金属冲击性能的关键.
(3) 经650 ℃ × 2 h + 590 ℃ × 8 h二次回火，熔敷金属的0 ℃冲击吸收能量高达90 J，表现为典型的韧性断裂特征，与590 ℃ × 8 h一次回火熔敷金属的强度相近，为焊后热处理工艺的优化提供参考.
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图 2 部分点焊接头的宏观断口形貌
Figure 2. Macroscopic fracture morphology of part of spot welded joints. (a) 1 group macroscopic fracture morphology in IF; (b) 2 group macroscopic fracture morphology in PF
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图 3 点焊接头的初始断裂位置
Figure 3. Failure initiation area of spot welded joints. (a) 1 group; (b) 2 group; (c) 3 group; (d) 4 group; (e) 5 group
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图 4 宏观金相及微观硬度曲线
Figure 4. Macrometallography and microhardness curve. (a) 1 group; (b) 2 group; (c) 3 group; (d) 4 group; (e) 5 group
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图 5 非等强非等厚电阻点焊接头受力分析
Figure 5. Stress conditions analysis of resistance spot welds in different strengths and thicknesses
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图 6 电阻点焊接头断裂模式转变原理示意图
Figure 6. Schematic of transitions mechanism of failure modes in resistance spot welds
表 1 母材的化学成分(质量分数，%)
Table 1 Chemical composition of the base metals
材料 C Si Mn P S Cr Mo 22MnB5 0.23 0.25 1.14 0.013 0.005 0.19 0.04 DP600GI 0.136 0.048 1.52 0.008 0.011 0.049 0.09 DX56D + Z 0.065 0.095 0.2 0.018 0.017 — — 
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表 2 母材的力学性能
Table 2 Mechanical properties of the base metals
材料 屈服强度ReL/MPa 抗拉强度 Rm/MPa 断后伸长率A(%) 22MnB5 1 140 1 540 5.3 DP600GI 310 605 26.0 DX56D + Z 154 285 47.5
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表 3 两层板点焊接头的组合
Table 3 Groups of resistance spot welded joints
组合 上层 下层 1号 2.0 mm DP600GI 2.0 mm DP600GI 2号 2.0 mm DX56D + Z 2.0 mm DX56D + Z 3号 2.0 mm 22MnB5 2.0 mm DP600GI 4号 2.0 mm DP600GI 2.0 mm DX56D + Z 5号 1.0 mm DP600GI 2.0 mm DX56D + Z
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表 4 电阻点焊的工艺参数
Table 4 Process parameters of resistance spot welding
加压时间t1/s 电极压力
p/kN焊接时间t2/s 脉冲数目 冷却时间t3/s 维持时间t4/s 1.98 5.0 0.14 3 0.02 0.4
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表 5 点焊接头拉剪试验的最大载荷
Table 5 Peak load of tensile shear test for spot welded joints
组合 最大载荷F/kN 临界熔合尺寸DCR/mm 1号 23.2 8.0 2号 13.8 7.4 3号 36.2 10.1 4号 14.7 7.4 5号 13.2 6.0
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表 6 试验实测、工业标准4t 0.5推荐以及式(6)预测得到的临界熔核尺寸DCR的对比
Table 6 Comparison of critical nugget size in experiments, industrial standard 4t 0.5 and predicted by equation (6)
组合 试验中实测值DCR/mm 试验中拔出断裂位置 工业标准4t0.5推荐的DCR/mm 式(6)预测得到的DCR/mm 式(6)预测得到的断裂位置 1号 > 8.0 界面断裂 5.66 8.11 界面断裂 2号 5.7 任意侧 5.66 5.71 任意侧 3号 9.8 DP600GI 5.66 9.16 DP600GI 4号 < 3.7 DX56D + Z 5.66 3.33 DX56D + Z 5号 5.6 DX56D + Z 4.90 5.00 DX56D + Z
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