Automobile Technology & Material
1 800 MPA级超高强热成型钢板电阻点焊工艺优化与性能分析
江仲海 潘志红 周凯（东风汽车有限公司东风日产乘用车公司技术中心，广州 510800）
1 800 MPA (Cross Tension Strength,cts)摘要：针对 级超高强热成型钢板电阻点焊存在十字拉伸强度 力值不足的问题，采用在常规一段式电流焊接参数的基础上增加一段缓冷电流的双脉冲焊接参数进行改
CTS 20 ms善，并通过正交实验，找到能够达成 标准的最佳缓冷式（双脉冲）焊接参数：预压 ，第一段通电
420 ms 9ka 40 ms 7.2 ka 400 ms, 260 ms,时间 ，通电电流 ，冷却时间 ；第二段电流 ，通电时间 保压 电极头直径8mm 4.5 kn，实 CTS 55%。进一步对两种焊接参数的断口形貌、CTS ，电极压力 现 提升约 试验焊点失效模
HAZ /式、熔核与 （热影响区）交界处磷 硫元素偏析以及焊接接头硬度与组织进行分析。结果表明，缓冷式焊接参数可以有效改善断口形貌呈现塑性断裂特征；缓冷电流可以消除第一段电流导致的第一熔核与HAZ交界处的磷/ 30 HV，从而增加熔核的韧性，同时使HAZ
硫偏析；缓冷电流可以使熔核处硬度降低约 软
0.6 mm化区的宽度加宽约 。关键词：1 800 MPA 电阻点焊 断口形貌 磷/硫偏析 韧性
中图分类号：U466 文献标识码：B 10.19710/J.cnki.1003-8817.20210304 DOI: Resistance Spot Welding Process Optimization and Performance Analysis of 1 800 MPA Ultra High Strength Hot Stamping Steel Sheet
Jiang Zhonghai, Pan Zhihong, Zhou Kai
（Dongfeng Nissan Passenger Vehicle Company DNTC, Dongfeng Motor Co., Ltd., Guangzhou 510800）
Abstract：resistance spot welding of 1 800 MPA ultra high strength hot stamping steel sheet has insufficient CTS (Cross Tensile Strength). To solve this problem, the double pulse welding parameters with a slow cooling current are added to the conventional one current welding parameters, to improve the CTS, and through the orthogonal experiment, the best slow cooling type (Double pulse) welding parameters which meets CTS standards are found: the pre pressure 20 ms, the first current 9 ka last 420 ms, the first cooling time 40 ms; the second current 7.2 ka last 400 ms, the holding pressure 260 ms, the electrode head diameter 8 mm, the electrode pressure 4.5 kn, at last CTS is improved about 55% . Furthermore, the fracture appearance, failure mode of CTS test spot welding, P/S element segregation at the boundary of nugget and HAZ (Heat Affected Zone), hardness and microstructure of welded joint are analysed. The results show that the slow cooling welding parameters can effectively improve the fracture appearance and present the characteristics of plastic fracture; the slow cooling current can eliminate the P/S segregation at the boundary of nugget and HAZ caused by the first current; the slow cooling current can reduce the hardness of the nugget by about 30 HV, thus improve the toughness of nugget, and widen the HAZ softening zone by about 0.6 mm.
Key words: 1 800 MPA, Resistance spot welding, Fracture appearance, P/S segregation, Toughness
作者简介：江仲海（1991—），男，工程师，硕士学位，研究方向为上车体设计。
参考文献引用格式：
江仲海, 潘志红, 周凯. 1 800 MPA级超高强热成型钢板电阻点焊工艺优化与性能分析[J].汽车工艺与材料, 2021（9）：1-9.
JIANG Z, PAN Z, ZHOU K. Resistance Spot Welding Process Optimization and Performance Analysis of 1 800 MPA Ultra High Strength Hot Stamp⁃ ing Steel Sheet [J]. Automobile Technology & Material, 2021(9): 1-9.
1 前言
环境污染和温室效应的加剧对汽车行业提出
10%，油耗
了越来越高的要求，据统计，汽车每减重
6% ～8%
[1]，因此可通过车身轻量化来减少
可降低
汽车污染物的排放。同时随着安全指数的加严[2]
，对于汽车的碰撞安全提出了更高的要求。可同时实现车身轻量化和满足汽车安全性能的高强钢应用已成为必然趋势。由于高强钢的冷成型困难、易开裂和回弹，影响零件的形状稳定性和尺
寸稳定性[3]。热冲压成型技术的出现满足了性能和成型性的要求[4]。目前，安赛乐米塔尔公司生产的
Usibor2000 1
超高强度硼钢 淬火后抗拉强度能达到
800 MPA
以上，可用于生产抗冲击和碰撞的汽车骨
A/B
骼件，如 柱、门槛等，有较大的应用前景。电阻点焊由于其成本低、工艺可靠、适合自动化等特点，是应用最广泛的汽车白车身的连接技
术[5-6]。而保证电阻点焊连接的断裂强度是提高车
1 800 MPA
身耐撞性的必要条件，因此研究 级热成型钢的点焊性能是关系这种超高强钢应用的重要内容。
1 800 MPA
迄今为止国内对于抗拉强度大于
高强钢的点焊研究仅有文献[7] PHS1
使用本钢的
800
热成型钢研究了一段式点焊工艺参数（焊接电流、焊接时间、电极压力）对接头界面特性、微观组
织和拉伸剪切强度(Tensile Shear Strength，tss)的影
响，通过正交实验得出接头性能最佳的点焊工艺参数，并对点焊接头的温度场、压痕直径和拉剪力等进行了有限元模拟分析。
文献[8]研究表明，在使用强度超过980 MPA
的高强钢板点焊时，作为剥离强度指标的十字拉伸
强度(Cross Tension Strength，cts)存在强度下降、焊
点失效模式多为界面断裂的现象。
CTS 3
因此，以车身上存在焊点 要求的 层板焊
Usibor2000 1.4 mm+安
接板组：安赛乐米塔尔 厚度
Usibor2000 1.6 mm+宝钢SPHC
赛乐米塔尔 厚度 厚
2.0 mm Usibor2000
度 为研究对象，重点研究 厚度
1.4 mm Usibor2000 1.6 mm
和 厚度 侧的工艺与焊点
CTS
性能。通过正交实验对电阻点焊焊接参数进
CTS，并对点焊接头
行了优化，达成了满足要求的进行了相应的断口形貌分析、熔核与热影响区
(Heat Affected ZONE，HAZ)交界处P/S
偏析分析和点
CTS
焊接头硬度分析，揭示了点焊接头 优化机理。研究结果可用于指导超高强钢点焊工艺参数优化及性能分析。
2 试验材料和方法
2.1 实验材料
1 1.4 mm
如表 所示，试验材料采用厚度为 和
1.6 mm Usibor2000
的安赛乐米塔尔公司 热成型钢
2.0 mm SPHC
以及厚度为 的宝钢 酸洗热轧软板。
Usibor2000
热成型钢板在焊接前已在加热炉内加
930 ℃并保持8 min，保证完全奥氏体化，并在
热至
10s 50 ℃/s
内转移至平板冲压模具，以 的冷区速度在模内淬火，使其发生马氏体转变，再通过激光切
150 mm×50 mm
割裁剪成 的焊接试片。热成型后
Usibor2000 2 3所
的 化学成分和力学性能如表 和表
0.342%，抗拉强度达到1 980 MPA。
示，碳含量达到
3.1 常规焊接参数焊接结果
[9]ISO
对常规一段式焊接参数，参考文献
18278-2 4所
中焊接电流范围实验步骤，得到如图
示的可焊接电流区间。根据文献[11]ISO 14272
设
CTS CTS 5a
定 样片尺寸和进行 试验，得到如图 所
CTS强度结果。根据文献[12]ISO 14273
示的 设定
TSS TSS 5b
样片尺寸和进行 试验，得到如图 所示的
TSS
结果。
Usibor2000
依据 热成型钢焊点尺寸和强度要
求：ND≥5.92 mm（nd≥ 5 ）、CTS 力值≥4.49 kn、
t
TSS 力值≥16.95 kn。从图5
结果可以看出满足可TSS CTS
焊电流的同时 均能满足要求，但 仅部分满足要求且力值的安全裕度非常小，如果不改善将会影响热成型点焊零件的整体性能。
3.2 缓冷式焊接参数焊接结果
为了找到最优的缓冷式焊接参数，对增加的
1 2
缓冷电流涉及到的第 段冷却时间、第 段电流和
2 1
第 段通电时间进行正交分析。保持第 段通电电流和时间与常规一段式一致，电极头压力设置
4.5 kn，建立3 3 5。
为 因素 水平的正交实验表6正交实验结果来看，3
从表 号试验得到焊点
CTS 6.57 KN,TSS 33.58 KN，CTS 55%，明
为 为 提升约
Usibor2000 CTS标准（CTS≥4.48 kn）和
显高于 的焊接
TSS标准（TSS≥16.95 kn），即本实验中最优焊接工艺20 ms，第一段通电时间420 ms，通电电流
参数为预压
9 ka,冷却时间40 ms；第2 7.2 ka，第2
段电流 段通电
400 ms，电极头直径8mm 4.5 kn。
时间 ，电极压力正交实验中，极差R越大表明该因素对目标指标的影响越大，即该因素越关键；反之则表示该因素对目标指标的影响度不显著。为了更直观地表示各个因素对指标的贡献度，分别以各因素的水
CTS
平作为横坐标，以各因素的 力值作为纵坐标，
6。
得到各个因素与指标的关系图6 2 2
由图 可知，相比第 段电流和第 段通电时
1 CTS
间，第 段冷却时间对 力值的影响最大，随着
1段冷却时间增大，CTS 2
第 力值越小。第 段电流
2 CTS 2
和第 段通电时间对 力值也有影响，第 段电
2段通电时间越大，CTS
流和第 力值越大。
3.3 常规和缓冷参数焊接分析
3.3.1
失效模式和断口形貌
7 CTS
如图 为常规一段式焊接参数下 焊核失效
模式断面，Usibor2000 1.4 mm CTS
厚度 板侧的 焊核失
HAZ
效模式为纽扣式断裂，裂纹沿熔核与 交界处走行一段，然后沿着板厚方向从焊核边缘穿出，最后导
Usibor2000 1.4 mm
致整个熔核从 厚度 的板中脱出。8
缓冷式焊接参数下生成两个焊核，如图 所
示，Usibor2000 1.4 mm CTS
厚度 侧的 焊核失效模式
HAZ
为混合式断裂，裂纹没有沿着熔核与 交界线走行，而是进入熔核走行一段后，沿着第一熔核与第二熔核交界线走行一段，然后沿着板厚方向从
Usibor2000
焊核表面穿出，最后导致大部分焊核从
1.4 mm
厚度 的板中脱出。
CTS SEM
进一步对 焊点断面进行更微观的 观
1 000 CTS
察。在 倍下观察一段式 断口形貌，整个断面主要为沿晶断裂呈现脆断特征，在晶粒表面
9
有少量韧窝，如图 所示。
CTS SEM 1 000对缓冷式焊接参数的 断面在倍下进行断口形貌观察，整个断面较为平缓且分CTS
布有大量等轴韧窝，韧窝小而密，相对一段式
10
断裂面韧性更好，如图 所示。因此，从断口形貌上看，一段式断口主要为沿
CTS
晶断裂，塑性较差，呈现催断特征，能承载的 极限应力较低；缓冷式断口有大量韧窝，塑性较好，呈
CTS
现塑性断裂特征能承载的 极限应力更高。
3.3.2 P S
元素和 元素偏析对比在光学显微电镜上观察两种焊接电流参数下的苦味酸腐蚀金相。对比可以发现，常规焊接参数的柱状晶组织尺寸较大且晶界明显，熔核与
HAZ
交界区域的晶粒晶界异常粗大呈现晶界偏析
11a
特征，如图 所示。缓冷式焊接参数下的焊核为双焊核，其金相显示柱状晶组织尺寸较小，第一熔
HAZ
核与 交界区域晶粒过渡自然，无偏析特征，如
11b
图 所示。进一步在扫描电子显微镜下对两种焊接参数
HAZ EDS
下的熔核与 边界处进行 分析，得到各元
12 7
素的成分分析结果。如图 和表 所示，一段式
HAZ S 0.54%远
熔核与 交界处的晶界中 元素含量
超晶粒（0.08%）和基材（0.0019%），其
余元素含量
13 8
与基材相差不大。而如图 和表 所示，缓冷式
HAZ P（0.07%）、S（<
第一焊核与 交界处晶界中
0.01% P<0.01% , S=0.06%）和
）元素的含量与晶粒（
基材(P=0.013%, S=0.0019%)
中含量相差不大。如
14 9
图 和表 所示，第一焊核与第二焊核交界处晶
P（0.28%）、S（0.16%）元素的含量也超过晶粒
界中
（P<0.01%, S=0.04%）和基材(P=0.013%, S=0.001 9%)
中含量。
15 SORPAS
如图 所示，在 软件上对一段式和缓冷式电流参数焊接过程进行模拟。两种电流参
P、S
数下冷却前的固液交界线就是 元素含量偏高
P、S元
的位置，即一段式冷却前的固液交界线存在
P、S
素的偏析；缓冷式冷却前的新固液交界线存在
P、S
元素的偏析，而第一段电流的旧固液交界线的
元素偏析已均匀化，偏析现象转移到缓冷电流的
P、S
新固液交界线处，且新固液交界线处的 元素偏
P、S
析相对一段式固液交界线的 元素偏析有下降。
文献[13]中对1 000 MPA
高强板进行双脉冲式电流焊接时，观察到了同样的元素偏析现象，且第二段电流能够使第一段电流导致的偏析元素在低
100~200 ℃的温度充分进行扩散，以达到
于固相线
CTS。
成分均匀化[14]，最终提升了焊点的基于以上微观分析，得出焊接时固液交界处
P、S
存在 元素的偏析，而偏析的存在有利于焊点破坏试验时裂纹的扩展，导致一段式焊接参数时裂
HAZ
纹沿着焊核与 交界处走行，缓冷式焊接参数时裂纹先进入焊核，然后沿着第一焊核和第二焊
16。
核交界处走行，如图
3.3.3
硬度和组织分析
17 Usi⁃
如图 为以熔核区中心为原点，沿着
bor2000 1.4 mm Usibor2000 1.6 mm
厚度 板与 厚度 板
0.2 mm
接触面距离 线测量的整个焊点横截面上的显微硬度分布曲线，显示了从熔核中心到热影响区，再到母材区的硬度分布情况。缓冷式熔核硬487 HV, 517 HV，均
度约为 一段式熔核硬度约为
542 HV。缓冷式熔核硬度较低
低于母材区的硬度是因为此焊接参数的缓冷电流加热焊核而而使焊
30 HV，提升韧性。两种焊接
核软化，硬度降低约参数熔核硬度均低于母材区的硬度是因为经过点焊工艺后，焊接接头产生了回火马氏体和少量铁素体等其它力学性能低于母材本身性能的组织，
19。
金相组织见图
发生回火，形成回火马氏体，硬度降低，730~850 ℃
340 HV。硬
之间部分奥氏体化，硬度降低，最低约
Ac3（850 ℃
化是因为该区域的温度高于 ），约为
850~1 500 ℃之间，此区域组织已完全奥氏体化，同
时该区域冷速最快，形成了组织更为细小的马氏
567 HV加测力,如体，导致硬度升高，平均硬度约
19e 20
图 和图 所示。17 HAZ
从图 硬度分布图可知，缓冷式 软化区
HAZ 0.6 mm，
相对一段式 软化区明显更宽，增宽约
20 CAE
是因为如图 温度示意图，缓冷式第二段电HAZ
流持续的热量输入能让更多的靠近母材的 区
HAZ
域被回火软化，导致 软化区加宽，并消除该处
的应力集中。文献[15]
详细研究了该区域的软化机理。因此，缓冷式焊接参数相对一段式焊接参数，能
30 HV，从而提升了焊核的韧性，
够降低熔核硬度约
HAZ 0.6 mm，提升了CTS[16-17]。
并加大 区域宽度约
结论
1 800 MPA CTS
针对 级热成型钢电阻点焊 力值不足的问题，通过在常规一段式焊接参数基础上
CTS
增加一段缓冷电流优化 性能。主要有以下结论。
CTS 55%，最优
a.缓冷式电流参数能提高 强度约
20 ms，第一段通电时间420 ms，
的焊接参数为预压
1 9 ka, 1 40 ms，第2段
第 段通电电流 第 段冷却时间
7.2 ka，第2 400 ms，保压260 ms，
电流 段通电时间
8mm 4.5 kn。
电极头直径 ，电极压力
CTS
b.常规一段式 失效模式为纽扣式断裂，缓冷式失效模式为混合式断裂，一段式断口主要为沿晶断裂呈现脆断特征，在晶粒表面有少量韧窝，缓冷式断口较为平缓且分布有大量小而密的等轴
CTS
韧窝，相对一段式 断口组织韧性好。
c.常规一段式焊接参数下，固液交界线存在
P、S
元素偏析，缓冷式焊接参数能够解决熔核与
HAZ P、S CTS
边界上晶界中的 偏析，使 断口不沿着
HAZ CTS。
熔核与 边界上开裂，提升
d.缓冷式焊接参数相对常规一段式焊接参数，
30 HV
能够降低熔核硬度约 ，从而改善熔核的韧
HAZ 0.6 mm，提
性，同时能够加宽 软化区的宽度约
CTS。
升
参考文献：
[1] 李永兵, 陈长年, 郎利辉, 等.汽车铝车身关键制造技术研究[J]. 汽车工艺与材料, 2013(3):50-58.
[2] CIASI-SM.PI.RSR-AO. C-IASI
中国保险汽车安全指数
规程[S]. 北京：中国标准出版社，2020.
[3] 刘凯.高强度汽车钢的热机械性能与相变研究以及典
型汽车零件的热成型制造[D].
武汉：华中科技大学，
2013.
[4] 尚欣，周杰，卓芳，等.超强度钢热成型车身零件性能的
研究[J]. 汽车工程，2016，38（3）：380-384.
[5] KHANNA SK, LONG X. Residual stresses in resistance spot welded steel joints[j]. Science and Technology of Welding and Joining, 2008, 13(3): 278-288.
[6] JANOTA M,NEUMANN H. Share of spot welding and oth⁃ er joining methods in automotive production[j]. Welding in the World, 2008, 52(3-4): 12-16.
[7] 叶海青.1 800 MPA
级热成型钢电阻点焊工艺优化及组织性能研究[D].沈阳:沈阳大学,2020.
[8] IKEDA, RINSEI, TANIGUCHI, et al. Development of Next Generation Resistance Spot Welding Technologies Improving the Weld Properties of Advanced High Strength Steel Sheets[j]. JFE Technical Report, 2015(20):1-7.
[9] Resistance welding-weldability-part 2: Evaluation proce⁃ dures for weldability in spot welding[s]. The United King⁃ dom, BS EN ISO 18278-2:2016.
[10] CHABOK A，VAN DER AA E，DE HOSSON J T M，et a1.mechanical behavior and failure mechanism of resis⁃ tance spot welded DPL000 dual phase steel[j].materials＆ Design，2017(124)：171-182．
[11] Resistance welding-destructive testing of welds-speci⁃ men dimensions and procedure for corss tension testing of resistance spot and embossed projection welds[s]. The United Kingdom, BS EN ISO 14272:2016-03-31. [12] Resistance welding-destructive testing of welds-speci⁃ men dimensions and procedure for tensile shear testing of resistance spot and embossed projection welds[s]. Ger⁃ many, DIN EN ISO 14273:2016-11.
[13] EFTEKHARIMILANI, P, Aa, et al. The microstructural evolution and elemental distribution of a 3rd generation 1GPA advanced high strength steel during double pulse resistance spot welding[j]. Welding in the World Lon⁃ don, 2017,61:691-701.
[14] 崔忠圻, 刘北兴. 金属学与热处理原理[M].第三版.哈
尔滨:哈尔滨工业大学出版社, 2007:77-82.
[15] HERNANDEZ V, 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 Materi⁃ als Science, 2010, 45(6):1638-1647.
[16] DANCETTE S, MASSARDIER- JOURDAN V, MERLIN J, et al. Investigations on the mechanical behavior of ad⁃ vanced high strength steels resistance spot welds in cross tension and tensile shear[j]. Advanced Materials Re⁃ search, 2017, 89-91:130-135.
[17] SAJJADI-NIKOO S, POURANVARI, et al. In situ post⁃ weld heat treatment of transformation induced plasticity steel resistance spot welds[j]. Science and Technology of Welding and Joining, 2018, 23(1):71-78.