CN111521495B - 一种双相高强钢焊接粗晶区韧性优化方法 - Google Patents

一种双相高强钢焊接粗晶区韧性优化方法 Download PDF

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    • G01N23/20091—Measuring the energy-dispersion spectrum [EDS] of diffracted radiation

Abstract

本发明公开了一种双相高强钢焊接粗晶区韧性优化方法，利用热模拟的方法对双相高强钢焊接粗晶区的断裂机理进行分析，然后通过将响应曲面法与量子遗传算法相结合的方法建立试验参数和冲击功之间的响应面模型并对模型求解得到最优值，将最优值对应的工艺参数作为最优焊接工艺参数。本双相高强钢焊接粗晶区韧性优化方法在对双相高强钢进行施焊作业前通过使用有限的热模拟试验次数建立可靠的响应面模型来代替大量的试验，进而得到改善双相高强钢焊接接头粗晶区脆化、提高粗晶区韧性的最优焊接工艺参数，从而实现提高双相高强钢的焊接质量、最大限度降低双相高强钢焊接接头发生脆性断裂的风险。

Description

一种双相高强钢焊接粗晶区韧性优化方法
技术领域
本发明涉及一种焊接优化方法，具体是一种适用于对DP590、DP780等双相高强钢的焊接粗晶区韧性进行优化的方法，属于焊接技术领域。
背景技术
双相高强钢(Dual-phase high-strength steel，简称DP钢)，又称复相钢，是由马氏体、奥氏体或贝氏体与铁素体基体两相组织构成的钢，是低碳钢或低合金高强度钢经临界区热处理或控制轧制后而获得。双相高强钢具有重量轻、强度高、成形性好的特点。有数据表明，汽车车身自重每减少10％、则每百公里油耗就会减少5％，因此双相钢已作为汽车轻量化设计中代替传统汽车钢材的首选材料成功应用于汽车产业。
如今在汽车生产行业，运用在车身上最多的为抗拉强度在700～1100MPa级范围内的双相高强钢，其中抗拉强度为700MPa级的双相高强钢应用最为广泛。由于车身一体化成型难度大，因此焊接成为生产车身的必要工序。然而，由于双相高强钢的碳当量过大，较大的碳当量不仅会导致双相高强钢的焊接性较差、而且会使粗晶区(即CGHAZ)的性能严重下降，因此会限制双相高强钢的应用。
对于焊接技术领域来讲，CGHAZ最潜在的缺陷在于容易发生脆性断裂。目前对CGHAZ断裂机理的研究争议在于是由于晶粒尺寸增大、还是碳化物的析出、或是中间相的析出。现有的研究大多致力于其他金属材料的断裂机理研究，如Gao等人研究了TA31钛合金电子束焊接后焊接接头的断裂韧性，结果表明，断口主要为韧性断裂，并存在大量韧窝，OM研究发现裂纹扩展路径为直裂纹，裂纹的扩展路径呈现出沿晶和穿晶的混合模式；Li等人研究了不同的温度对SA508-III焊接接头拉伸和断裂韧性的影响，结果表明，温度对SA508-III焊接接头的断裂韧性值有较大影响，从断口形貌上看，焊接接头中的母材和热影响区在20℃时表现为完全韧性断裂，而在100℃到320℃时表现为韧性断裂与部分解理断裂混合的模式。而现有研究针对双相高强钢的CGHAZ断裂机理研究却很少，主要原因是双相高强钢的CGHAZ本身宽度较窄，研究难度较大。
发明内容
针对上述问题，本发明提供一种双相高强钢焊接粗晶区韧性优化方法，能够在对双相高强钢进行施焊作业前即得到改善双相高强钢焊接接头粗晶区脆化、提高粗晶区韧性的最优焊接工艺参数，可以实现提高双相高强钢的焊接质量、最大限度降低双相高强钢焊接接头发生脆性断裂的风险。
为实现上述目的，本双相高强钢焊接粗晶区韧性优化方法，利用热模拟的方法对双相高强钢焊接粗晶区的断裂机理进行分析，然后通过将响应曲面法与量子遗传算法相结合的方法建立试验参数和冲击功之间的响应面模型并对模型求解得到最优值，将最优值对应的工艺参数作为最优焊接工艺参数；具体包括以下步骤：
步骤一，计算碳当量；
步骤二，试样制作：将双相高强钢试样母板加工成的冲击试样；
步骤三，试样动态热模拟试验：采用动态热模拟试验机对试样进行热模拟，将峰值温度、加热速率和冷却速率此3个焊接影响因素分为多组水平，采用均匀化设计方法对试验参数进行设计；
步骤四，试样冲击试验：在冲击试验机上对试样进行冲击试验，测得各试样的冲击功；
步骤五，断裂分析：选择冲击功值最小的试样、并利用扫描电子显微镜对该试样的冲击断口进行观察，确定断裂起始点位置、断裂中部位置和断裂末端位置的断裂方式；
步骤六，能谱分析：分别对步骤五中的断裂起始点位置、断裂中部位置和断裂末端位置进行能谱分析，根据断裂方式确定热模拟CGHAZ脆性提高的因素和韧性降低的因素；
步骤七，响应面模型建立：根据步骤六的热模拟CGHAZ脆性提高的因素和韧性降低的因素，建立峰值温度、加热速率与冲击功的响应曲面模型，建立峰值温度、冷却速率与冲击功的响应曲面模型，并对两个响应面模型分别进行方差分析得出各自的响应面函数；
步骤八，响应面模型求解：将峰值温度、加热速率与冲击功的响应面函数作为优化的目标函数，并调用量子遗传算法程序对目标函数进行求解、得出对应目标函数的最优值，将最优值对应的工艺参数作为最优焊接工艺参数；将峰值温度、冷却速率与冲击功的响应面函数作为优化的目标函数，并调用量子遗传算法程序对目标函数进行求解、得出对应目标函数的最优值，将最优值对应的工艺参数作为最优焊接工艺参数。
作为本发明的进一步改进方案，步骤二中，双相高强钢试样母板通过数控线切割的方式加工成的冲击试样，且依据标准为GB/T229-2007、缺口类型为“V”型夏比缺口。
作为本发明的进一步改进方案，动态热模拟试验机是DST1000-PC动态热模拟试验机。
作为本发明的进一步改进方案，针对DP780双相高强钢试样，动态热模拟试验机的峰值温度范围设定为1100～1250℃，加热速率范围设定为55～80℃/min，冷却速率范围设定为1000～1500℃/min。
作为本发明的进一步改进方案，步骤四中，冲击试验机是JBDW-300Y低温冲击试验机，且冲击试验均在-30℃的条件下进行、摆锤能量为150J。
作为本发明的一种实施方式，步骤七中，针对DP780双相高强钢，根据峰值温度、加热速率与冲击功所得出的响应面函数为IE＝146.73528-0.20462*A-0.25763*B-0.000260423*A*B+0.0000708862*A^2-0.000368565*B^2，其中IE表示热模拟CGHAZ的冲击功、A表示峰值温度、B表示加热速率；根据峰值温度、冷却速率与冲击功所得出的响应面函数为IE＝5.57-1.52*A-0.16*B-0.15*A*B+0.54*A^2+0.2*B^2，其中IE表示热模拟CGHAZ冲击功、A表示峰值温度、B表示冷却速率。
与现有技术相比，本双相高强钢焊接粗晶区韧性优化方法利用热模拟的方法对双相高强钢焊接粗晶区的断裂机理进行分析，然后通过将响应曲面法与量子遗传算法相结合的方法建立试验参数和冲击功之间的响应面模型并对模型求解得到最优值，将最优值对应的工艺参数作为最优焊接工艺参数，即在对双相高强钢进行施焊作业前通过使用有限的热模拟试验次数建立可靠的响应面模型来代替大量的试验，进而得到改善双相高强钢焊接接头粗晶区脆化、提高粗晶区韧性的最优焊接工艺参数，从而实现提高双相高强钢的焊接质量、最大限度降低双相高强钢焊接接头发生脆性断裂的风险。
附图说明
图1-1是冲击试样的结构示意图；
图1-2是图1-1的I向局部放大示图；
图2是焊接热模拟过程示意图；
图3是1号试样的断口全貌示图；
图4是1号试样断裂起始点位置的扫描电镜图像；
图5是1号试样断裂中部位置的扫描电镜图像；
图6是1号试样断裂末端位置的扫描电镜图像；
图7是1号试样断裂起始点位置的能谱分析图；
图8是1号试样断裂中部位置的能谱分析图；
图9是1号试样断裂末端位置的能谱分析图；
图10是1号试样热模拟CGHAZ微观组织图；
图11是峰值温度、加热速率与冲击功的响应曲面模型；
图12是峰值温度、冷却速率与冲击功的响应曲面模型；
图13是基于QGA的参数冲击能量响应面模型求解过程图。
具体实施方式
本双相高强钢焊接粗晶区韧性优化方法首先利用热模拟的方法对热模拟CGHAZ的断裂机理进行分析，然后通过将响应曲面法与量子遗传算法相结合的方法建立试验参数和冲击功之间的响应面模型并对模型求解得到最优值，将最优值对应的工艺参数即为最优焊接工艺参数。
下面以中国上海宝山钢铁厂生产的DP780双相高强钢的焊接粗晶区韧性优化方法为例，对本发明做进一步说明。
试验所用试样是中国上海宝山钢铁厂生产的DP780双相高强钢钢板，供货状态为冷轧状态，其化学成分与力学性能分别示于下表1与表2。
表1 DP780双相高强钢化学成分(％)
Figure BDA0002475967430000041
表2 DP780力学性能
Figure BDA0002475967430000051
步骤一、计算碳当量：
双相高强钢的碳当量越大，双相高强钢的焊接性就越差。通过计算双相高强钢的碳当量，可以初步判断双相高强钢的焊接性能和粗晶区性能，进而可以有目的性地针对碳当量过大的双相高强钢的粗晶区韧性进行优化。
根据国际焊接学会(IIW)所规定的碳钢及合金结构钢的碳当量公式
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15
其中，C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu为DP780双相高强钢中该元素含量(质量分数，％)。
步骤二、试样制作：将DP780双相高强钢试样母板通过数控线切割的方式加工成如图1-1、图1-2所示的冲击试样，依据标准为GB/T229-2007，缺口类型为“V”型夏比缺口。
步骤三、试样动态热模拟试验：采用DST1000-PC动态热模拟试验机对试样进行热模拟。动态热模拟试验机的峰值温度范围设定为1100～1250℃，加热速率范围设定为55～80℃/min，而在焊接过程中，冷却速率对微观组织的转变影响也具有重要的影响，具体表现为影响α-铁素体等相的析出，因此本试验中冷却速率范围设定为1000～1500℃/min。具体焊接热模拟过程示意图如图2所示，其中T1为峰值温度，t1为到达峰值温度的时刻，t0为初始时刻，本试验中t0取0s。
将峰值温度、加热速率和冷却速率此3个因素分为12组水平，采用均匀化设计方法对试验参数进行设计，各参数安排结果如下表3所示。
表3试验参数安排结果
Figure BDA0002475967430000052
Figure BDA0002475967430000061
步骤四、试样冲击试验：
冲击功是材料韧性的一种直观表示，材料的冲击功越大，说明其韧性越好。本方法中的冲击试验在JBDW-300Y低温冲击试验机上进行，冲击试验均在-30℃的条件下进行，摆锤能量为150J。将所测得各试样的冲击功与其对应的试验参数示于表4。
表4试样冲击试验结果
Figure BDA0002475967430000062
由表4可以看出，热模拟CGHAZ的冲击功随峰值温度的升高而降低，当峰值温度为1100℃时，热模拟CGHAZ的最大冲击功为7.83J，与母材7.91J的冲击功相差较小；峰值温度升高时，热模拟CGHAZ的冲击功随之降低，当峰值温度、加热速率和冷却速率分别为1250℃、65℃/min和1300℃/min时，热模拟CGHAZ的冲击功达到最小值4.54J，相对于母材的7.91J的冲击功而言，下降了42.6％。这就说明，当峰值温度升高时，热模拟CGHAZ的韧性就越差；反之，当CGHAZ经历较低的峰值温度时，它的冲击功相对于经历较高峰值温度的试样而言数值较大。
同样的，较慢的冷却速率对于提升CGHAZ的韧性而言具有积极的作用，即在相同的峰值温度条件下，冷却速率缓慢条件下获得的试样相比于快速冷却所获得的试样而言，具有更强的韧性。
步骤五、断裂分析：
本试验的热模拟双相高强板试样CGHAZ在冲击过程中的断裂主要过程如下：首先在摆锤的作用下，主裂纹开始发生断裂，与此同时，产生微小裂纹，这些微小裂纹随着断裂的持续，不断地生长并最终与主裂纹相连接，从而导致试样断裂。由于1号试样的韧性最差，热模拟CGHAZ的冲击功仅为4.54J，因此在进行冲击试验后，利用日立SU-8010型扫描电子显微镜(SEM)对1号试样的冲击断口进行观察。1号试样的断口全貌如图3所示。
由图3可知，断口形貌的界面清晰，呈现脆性断裂形貌，且可分为断裂起始点位置(图示的a区域)，断裂中部位置(图示的b区域)和断裂末端位置(图示的c区域)三部分，其中断裂起始点位于靠近“V”型夏比缺口处，断裂的方式主要有准解理断裂和沿晶断裂。
将断裂起始点位置(即图3中的a区域)放大至5000倍，所得SEM形貌如图4所示。由图4可知，在断裂开始时，断口的微观形貌中存在“河流花样”，且存在撕裂岭，为典型的准解理断裂。
将断裂中部位置(即图3中的b区域)放大至5000倍，所得SEM形貌如图5所示。由图5可知，断裂中部主要呈“冰糖”状，是典型的的沿晶断裂。由于断裂位置处于试样的中部，吸收摆锤的能量变小，断裂所消耗摆锤的能量较少，而原子键合力最薄弱的部位正是晶体与晶体之间，因此，此处的裂纹扩展路径总是沿着晶界进行。另一方面，由于上贝氏体等脆性相在奥氏体晶界析出，即使晶界强度较高，这也会导致沿晶断裂的形成。
将断裂末端位置(即图3中的c区域)放大至5000倍，所得SEM形貌如图6所示。由图6可以看出，CGHAZ断口的尾部为准解理断裂，从SEM图像中可看出清楚的“河流花样”，由此可以得出裂纹扩展的方向为从起裂处到断裂末端并且断口形貌中存在撕裂岭。由图6还可看出，河流花样在汇合处的汇合角度较大，这就说明本试验的热模拟双相高强板试样CGHAZ的塑性较差，脆性较大。
步骤六、能谱分析：
对上述三个部位进行能谱分析(EDS)，能谱分析取点位置如图4至图6中的方框区域内。分析结果分别如图7至图9所示。由图7到图9的EDS分析结果可知，相对于本试验的双相高强板试样母材中化学元素含量而言，热模拟CGHAZ中除C元素以外的元素含量几乎不变，而断口处断裂起始点位置、断裂中部位置和断裂末端位置的C元素的质量分数分别为7.68％，6.92％和4.69％，相对于母材C元素的质量分数0.15％而言，分别提高了50.2倍、45.1倍和30.2倍。碳化物的偏析增长是热模拟CGHAZ脆性提高的主要原因之一，而热模拟CGHAZ断口的EDS分析结果也能证明这一分析的正确性。
1号试样热模拟CGHAZ微观组织图如图10所示，图中可见上贝氏体组织(UB)。结合热模拟CGHAZ微观组织中的贝氏体的结果与测得的冲击功表明：在CGHAZ中析出的羽毛状上贝氏体是该区域冲击韧性降低的主要原因之一。另外，随着板条束状的上贝氏体变宽，低碳板状马氏体的含量减少。热模拟CGHAZ出现脆性的另一原因是当温度在750～900℃的范围在冷却阶段，CGHAZ处于两相区，该两相区由奥氏体和α-铁素体组成，在这种情况下，α-铁素体沿奥氏体晶界沉淀，产生了导致试样进行晶间断裂的压力。
利用Image J软件测得1号试样热模拟CGHAZ平均晶粒尺寸为92.55μm，远远大于原母材的平均晶粒尺寸。根据霍尔-佩齐公式
Figure BDA0002475967430000081
(其中，σy是材料的屈服极限；σ0是单个晶体的摩擦阻力；ky是一个常数，通常因材料性能而异；而d是平均晶粒尺寸)，位错网在滑移面上的线段可以成为位错源。在应力的作用下，位错源可不断地放出位错，使晶体产生滑移。位错在运动过程中，首先必须克服位错网的阻碍，当位错移动到晶界时，又必须克服晶界的障碍，这样才能使变形由一个晶粒转到另一个晶粒上。由此可知，金属的韧性取决于使位错源动作所需要的力，即位错网给予移动位错的阻力和晶粒之间界的阻力等。由此可见，相同体积的金属中，晶粒越细小，晶界就越多，障碍也就越多，这就需要加大外力才能使晶体滑移。所以晶粒越小，材料的韧性也就越好。而在本试验中，由于较高的峰值温度会是奥氏体晶粒严重长大，因此，相同体积的金属中晶界变少，从而导致造成晶体滑移所需的外力变小、韧性下降。
步骤七、响应面模型建立：
利用Design-Expert软件建立峰值温度、加热速率与冲击功的响应曲面模型如图11所示，建立峰值温度、冷却速率与冲击功的响应曲面模型如图12所示。对两个响应面模型进行方差分析，结果如下表5、表6所示。
表5峰值温度、加热速率与冲击功的方差分析结果
Figure BDA0002475967430000082
Figure BDA0002475967430000091
表6峰值温度、冷却速率与冲击功的方差分析结果
Figure BDA0002475967430000092
由表5与表6的方差分析可知，所建立的响应面模型显著性明显。且复相关系数R2分别为0.9980与0.9857，这就说明响应面模型与数据的拟合度分别为99.8％与98.57％，即获得的响应面模型可以用于后续优化研究。
根据峰值温度、加热速率与冲击功所得出的响应面函数为
IE＝146.73528-0.20462*A-0.25763*B-0.000260423*A*B+0.0000708862*A^2-0.000368565*B^2
其中，IE表示热模拟CGHAZ的冲击功(J)；A表示峰值温度(℃)；B表示加热速率(℃/min)。
根据峰值温度、冷却速率与冲击功所得出的响应面函数为
IE＝5.57-1.52*A-0.16*B-0.15*A*B+0.54*A^2+0.2*B^2
其中，IE表示热模拟CGHAZ冲击功(J)；A表示峰值温度(℃)；B表示冷却速率(℃/min)。
步骤八、响应面模型求解：
量子遗传算法(Quantum Genetic Algorithm)是将量子计算的概念引入遗传算法当中从而进行类似于生物进化的一种新算法。将峰值温度、加热速率与冲击功的响应面函数作为优化的目标函数，并调用量子遗传算法程序对目标函数进行求解，其中，峰值温度的范围为1100～1250℃、加热速率的范围为55～80℃/min；将峰值温度、冷却速率与冲击功的响应面函数作为优化的目标函数，并调用量子遗传算法程序对目标函数进行求解，其中，峰值温度的范围为1100～1250℃、冷却速率的范围为1000～1500℃/min。量子遗传算法的参数方面，种群规模为200，算法迭代次数为150次，每一次的旋转角度为0.01π，算法中的其余参数均取默认值。基于QGA的参数冲击能量响应面模型求解过程如图13所示。
由图13可知，当迭代次数到达70次左右时，量子遗传算法求解出对应响应面模型的适应度函数的最优值。由计算结果可知，在本试验的试验参数范围内，当峰值温度、加热速率和冷却速率分别为1100℃、55℃/min和1000℃/min时，热模拟CGHAZ能够获得最大的冲击功，最大冲击功为7.89J，相对于试验获得的最大冲击功7.83J而言提升幅度为0.71％，这也就表明CGHAZ的冲击韧性有所提升。也就是说，针对该DP780双相高强钢试样来讲，在较低的热输入与较慢的冷却速率下施焊能够很好地改善粗晶区脆化问题。
为了验证上述基于量子遗传算法与响应面法结合的计算结果的准确性，再次利用热模拟的方法对上述计算结果进行验证，验证采用的实验设备与此前的实验设备完全相同且验证试验的环境与原有环境也相似。利用相同的JBDW-300Y低温冲击试验机对热模拟试样的冲击功进行测试。验证结果与计算结果对比结果(结果保留小数点后两位)如下表7所示。一共进行三次验证试验，最后所得误差取三次测试结果与计算结果间误差的平均值。
表7试验验证结果与计算结果比较
Figure BDA0002475967430000101
验证结果表明，试验验证与QGA求解结果之间的误差为1.99％，因此，可将上述优化方法运用于实际生产当中来改善DP780双相高强钢焊接接头粗晶区韧性下降的问题。

Claims (5)

1.一种双相高强钢焊接粗晶区韧性优化方法，其特征在于，针对DP780双相高强钢，利用热模拟的方法对双相高强钢焊接粗晶区的断裂机理进行分析，然后通过将响应曲面法与量子遗传算法相结合的方法建立试验参数和冲击功之间的响应面模型并对模型求解得到最优值，将最优值对应的工艺参数作为最优焊接工艺参数；具体包括以下步骤：
步骤一，计算碳当量；
步骤二，试样制作：将双相高强钢试样母板加工成冲击试样；
步骤三，试样动态热模拟试验：采用动态热模拟试验机对试样进行热模拟，将峰值温度、加热速率和冷却速率此3个焊接影响因素分为多组水平，采用均匀化设计方法对试验参数进行设计；
步骤四，试样冲击试验：在冲击试验机上对试样进行冲击试验，测得各试样的冲击功；
步骤五，断裂分析：选择冲击功值最小的试样、并利用扫描电子显微镜对该试样的冲击断口进行观察，确定断裂起始点位置、断裂中部位置和断裂末端位置的断裂方式；
步骤六，能谱分析：分别对步骤五中的断裂起始点位置、断裂中部位置和断裂末端位置进行能谱分析，根据断裂方式确定热模拟粗晶区脆性提高的因素和韧性降低的因素；
步骤七，响应面模型建立：根据步骤六的热模拟粗晶区脆性提高的因素和韧性降低的因素，建立峰值温度、加热速率与冲击功的响应面模型，建立峰值温度、冷却速率与冲击功的响应面模型，并对两个响应面模型分别进行方差分析得出各自的响应面函数；
根据峰值温度、加热速率与冲击功所得出的响应面函数为IE＝146.73528-0.20462*A-0.25763*B-0.000260423*A*B+0.0000708862*A^2-0.000368565*B^2，其中IE表示热模拟粗晶区的冲击功、A表示峰值温度、B表示加热速率；根据峰值温度、冷却速率与冲击功所得出的响应面函数为IE＝5.57-1.52*A-0.16*B-0.15*A*B+0.54*A^2+0.2*B^2，其中IE表示热模拟粗晶区冲击功、A表示峰值温度、B表示冷却速率；
步骤八，响应面模型求解：将峰值温度、加热速率与冲击功的响应面函数作为优化的目标函数，并调用量子遗传算法程序对目标函数进行求解、得出对应目标函数的最优值，将最优值对应的工艺参数作为最优焊接工艺参数；将峰值温度、冷却速率与冲击功的响应面函数作为优化的目标函数，并调用量子遗传算法程序对目标函数进行求解、得出对应目标函数的最优值，将最优值对应的工艺参数作为最优焊接工艺参数。
2.根据权利要求1所述的双相高强钢焊接粗晶区韧性优化方法，其特征在于，步骤二中，双相高强钢试样母板通过数控线切割的方式加工成的冲击试样，且依据标准为GB/T229-2007、缺口类型为“V”型夏比缺口。
3.根据权利要求1所述的双相高强钢焊接粗晶区韧性优化方法，其特征在于，动态热模拟试验机是DST1000-PC动态热模拟试验机。
4.根据权利要求3所述的双相高强钢焊接粗晶区韧性优化方法，其特征在于，针对DP780双相高强钢试样，动态热模拟试验机的峰值温度范围设定为1100～1250℃，加热速率范围设定为55～80℃/min，冷却速率范围设定为1000～1500℃/min。
5.根据权利要求1所述的双相高强钢焊接粗晶区韧性优化方法，其特征在于，步骤四中，冲击试验机是JBDW-300Y低温冲击试验机，且冲击试验均在-30℃的条件下进行、摆锤能量为150J。
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