高强钢焊接工艺及接头组织与性能研究

前言高强钢作为21世纪新一代钢铁材料，具有高强度和良好的塑韧性等力学性能，为现代制造业开启了新的发展空间。高强钢已广泛应用于工程机械、海洋结构、煤机、桥梁、建筑结构、军用机械装备等。焊接接头组织是影响焊缝接接头性能的主要因素，高强钢因化学成分和组织性能与其他钢材不同，其焊接难点及焊后性能也不同于一般钢材。本文对国内外在高强钢焊接方面的研究成果进行了归纳与总结，整体了解高强钢焊接现状及未来研究方向，利于今后高强钢的研究及更广泛的应用。1.高强钢的发展状况1.1高强钢的生产与发展低合金高强钢于20世纪30年代开始出现，当时是指通过添加少量的合金元素，使屈服强度达到280MPa以上的钢种[1]。随着生产工艺的发展，高强钢的性能逐渐由初期单纯的提高强度，逐渐向强度与成形性相平衡的阶段发展。五十年代时人们逐渐认识到细化晶粒对高强钢屈服强度的有利影响，并发现在钢中加入Nb、V等合金元素可以很好的达到细化晶粒的目的。到了六十年代时，生产商通过在钢中加入微量合金元素，控制终轧温度和冷却速度使低合金高强钢的强度得到明显升高。这种通过细化晶粒和沉淀强化的高强钢，在一定的强度水平下，降低了钢的碳含量，增强了可焊性。虽然钢的强度和韧性逐渐增加，焊接性得到改善，但高强钢仍会出现冲压件难以成形的问题。到了七十年代初，为了解决高强钢成形困难的问题，人们开发了具有良好成形性的双相高强钢，并改善了冷轧-退火生产工艺，使得双相钢很快在汽车生产中得到应用。而随着汽车工业的蓬勃发展，各国钢铁企业先后开发生产了一系列的高性能钢，并改善了工艺性能及深加工技术。例如韩国浦项钢铁公司开发了细晶粒的双相钢，并试制了高Mn的TWIP高强钢，用于制作汽车后底板的前延伸部分[2]。日本的JFE公司已开发生产了抗拉强度340MPa至980MPa及以上的各强度级别的高强钢，广泛用于汽车面板、车架、底盘件等[3]。瑞典SSAB公司开发生产的Docol双相钢系列冷轧薄板，力学性能更加均匀稳定，可用于制作各类高强度座椅骨架。国内对高强度钢也进行了大量研究，上海宝钢目前已可稳定生产如高强度IF钢、含P钢和各向同性钢等各类普通高强钢，以及双相钢、TRIP钢、复相钢等各类先进高强钢[4]。1.2高强钢的性能与分类高强钢是通过析出强化、固溶强化、细晶强化等强化机制获得的有高强韧性，良好成形性和优秀碰撞吸能性的钢种[5]。不同的条件下高强钢的分类有所区别。根据屈服强度的不同，通常把屈服强度小于210MPa的钢称为低强度钢，屈服强度在210-550MPa之间的称为高强度钢，屈服强度大于550MPa的称为超高强度钢。根据强化机理的不同，高强钢又可分为传统高强钢（CHSS）和先进高强（AHSS）。与先进高强钢相比，传统高强钢屈服强度较低，约在200MPa-600MPa之间。其伸长率较大，约为10%-45%。先进高强钢的强度较高，屈服强度一般高于400MPa，伸长率在3%-30%之间。传统的高强钢多是通过固溶处理和晶粒细化达到强化效果的。目前常用的传统高强钢为：高强度IF钢(HSIF)、烘烤硬化（BH）钢、冷轧各向同性(IS)钢、冷轧高强度含P钢和高强度低合金（HSLA）钢。下面简单的介绍这几种传统高强钢的性能及特点。（1）高强度IF钢(HSIF)IF钢即无间隙原子钢，是在超低碳钢中加入Ti、Nb等元素，使钢中的碳、氮原子完全固定成化合物，从而形成无间隙原子的IF钢。IF钢具有如下优点：稳定性良好、工艺适应性强、冲压件质量稳定、回弹小、生产率高且储运方便。而高强度IF钢是IF钢的一种，通过加入P和Mn等元素实现固溶强化，既有较高的强度，又有良好的成形性。（2）冷轧各向同性钢(IS)冷轧各向同性钢是通过合理而准确地控制合金元素的含量，配以适当的板材轧制与退火工艺，而得到的各向同性钢[6]。它是一种对塑性应变比（r值）进行限定的钢。所谓各向同性是板材的r值趋向于0，从而在各向同性钢深冲变形时达到各个方向变形趋于一致。由于这种钢的各向同性，使其拥有较好的拉伸成形性，常用于制作汽车的外覆盖件。（3）烘烤硬化钢（BH）烘烤硬化钢是通过固溶处理实现强化，因为钢中有固溶作用的C和N，在冲压时产生位错，在涂漆烘烤处理过程中，固溶C与位错发生交互作用，使钢板屈服强度上升，产生了时效硬化现象。这类钢的特点是冲压成形前具有较低的屈服强度和较好的成形性，通过冲压成形，产生应变强化，随后的油漆烘烤，产生烘烤硬化，从而得到冲压成形性好、抗凹陷性高的效果[7]。（4）冷轧高强度含P钢含P钢是一种固溶强化的高强度钢，含P钢的成形性和焊接性良好，多用于汽车车身制造，其中抗拉强度在400MPa的含P钢用量最多。含P钢板的金相组织与08Al钢较相似，采用含P钢完全可以代替08Al类材料冲制部分车身和车底板等零件，节约钢材10%以上，成形、焊接、涂装等工艺性能满足生产要求，济效益十分明显[8]。(5)高强度低合金钢（HSLA）高强度低合金钢是一种低含碳量、高屈强比、焊接性能优良的工程结构用钢。其含碳量一般低于0.25%，合金元素含量低于5%，通过添加Nb、V、Ti等合金元素进行强化，屈服强度一般可达500MPa以上。HSLA钢不仅拥有较好的塑性、韧性，较低的时效敏感性，而且其加工性能好，能耐大气、海水腐蚀，常用于工程机械及船舶结构制造[9]。先进高强钢主要是通过相变进行强化的钢种，其强度级别高于传统高强钢,且拥有较低的屈强比和良好的碰撞吸能性。此外，先进高强钢力学性能稳定、疲劳寿命高且冲压成形性良好，应用前景十分广阔。常用的先进高强度钢主要有复相（CP）钢、双相（DP）钢、相变诱发塑性（TRIP）钢和孪生诱发塑性（TWIP）钢等几种。①相变诱发塑性钢（TRIP）：相变诱发塑性钢是一种利用残余奥氏体应变诱发相变、相变诱导塑性机制而研制的具有高强度、高延展性的钢种[10]。TRIP钢主要含有碳、锰、硅、铝、铌、钼等元素，其中碳主要富集在残余奥氏体中，以增加残余奥氏体数量，提高钢的稳定性及强度[11]。微合金元素铌的加入可有效控制TRIP钢的奥氏体化及应变过程中的各种相变，使奥氏体向铁素体和贝氏体中的转变，获得高的残余奥氏体的体积分数及稳定性，以提TRIP钢的各项力学性能。②复相钢（CP）：复相钢主要是一种由铁素体、马氏体和贝氏体组成，利用微合金元素的细化晶粒和析出强化的作用而形成的高强韧性、高疲劳性能的先进高强钢[12]。复相钢中添加铌等合金元素可形成细小的碳化物以沉淀相析出，提高钢的强度。合理的合金元素及合适的淬透性使复相钢在保证好的强度及韧性的条件下具有更好的能量吸收能力。③孪生诱发塑性钢（TWIP）：孪生诱发塑性钢是利用变形时产生孪晶诱发塑性而得到高强韧性、高延展性的汽车结构用钢。TWIP钢是Grassal等人在研究Fe-Mn-Si-Al系TRIP钢时发现的，并提出孪晶诱发塑性的概念[13]。TWIP钢一般含锰、硅、铝以及微量的镍、钒、钼等元素。TWIP钢中锰含量约为15%-30%，其具有很强的促进奥氏体化的作用，可以很好的加强TWIP效应，一般锰含量越高，TWIP钢塑性越好。铝元素亦可促进钢的奥氏体化，但易氧化不利于钢的浇注，故含量不会太高约在2%-4%之间。TWIP钢中硅元素固溶于奥氏体，有利于提高钢的强度，但硅会抑制TWIP效应，并影响钢的表面质量。一般TWIP钢中硅含量较低，在2%-4%左右。④双相钢（DP）双相钢的组织为铁素体和马氏体双相组织，是一种强度高、韧性好、应变硬化性强且成形性好的先进高强度钢。其一般是由低碳钢或者低合金钢热处理或控冷控轧后得到[1]。双相钢主要分为热轧双相钢和冷轧双相钢两种。热轧双相钢是在临界区轧制，通过控制终轧温度和压下量，急冷后进行盘卷得到；冷轧双相钢主要通过退火后的高速快冷获得双相组织[14]。双相钢化学成分中主要有C、Si、Mn等合金元素，同时添加Nb等合金元素来细化组织结构，提高抗拉强度。合金元素对高强度等级的双相钢强化效果更好。由于近年来生产技术的改进，冷轧和热轧双相钢的性能更加稳定，生产制造也变得更加容易，这些都促使了双相钢的广泛应用。1.3高强钢的应用前景高强钢具有高的强韧性，优良的成形性及焊接性，已广泛应用于汽车、建筑、航天、船舶等工业。如高强度IF钢具有良好的变形性及低的屈服极限，常代替软钢用作汽车外板，以实现汽车构件减重、减薄。冷轧各向同性钢冲压成形性和抗凹陷性良好，常被用于生产汽车车身外板。高强度低合金钢作为一种高效能材料，成本较低且性能优良，广泛应用于油气输送管线、机械构件和汽车钢板的生产。TRIP钢强度高，成形性及变形性能良好，成形零件抗冲撞吸收能力强，抗冲击凹陷性好，多用来制作汽车车门冲击梁、防护杆、车轮轮毂、汽车挡板、底盘部件等部件。复相钢主要应用于汽车高强度防撞击部件上，如保险杠、防撞杆和B柱等安全零件。马氏体时效钢强度很高，主要用于航空、船舶等工业中的重要结构件。双相钢强度高、碰撞吸收能力强、冲压性良好，目前可已广泛应用于如车身内外板、保险杠、防撞梁等汽车部件。高强钢用于汽车结构制造，在减轻自重、节能减排、提高安全性等方面展现了广阔的前景。高强钢尤其是先进高强钢已成为汽车轻量化用钢的发展趋势。与其他轻量化材料相比，高强钢具有钢材的成形性好、回收利用率高、生产工艺简单、性价比高等优势。鉴于高强钢在汽车部件应用上的良好效果，促使高强钢重新取代了部分铝合金、镁合金及复合材料成为一些汽车零件的加工材料。随着生产工艺的发展，高强钢将会向强度更高，强度和延性配合度更好，成形加工性能更优良，制造生产成本更低的方向发展。同时为了节约成本、增加安全性，高强钢车身制造中将会应用更多的激光拼焊板成形技术。该技术可更好地使材料的性能与结构相匹配，提高生产效率。除此之外，拥有良好防腐性能的可镀层高强钢板将会应用更加广泛，与之相关的生产和加工新技术也会成为高强钢研究的方向。2.高强钢焊接研究现状目前，国内外用于高强钢的焊接方法有很多，包括激光焊接、搅拌摩擦焊、闪光对焊、TIG焊、MAG焊、电阻点焊等。下文主要从激光焊接、电阻点焊、气体保护焊三方面简单介绍高强钢焊接的研究现状。2.1激光焊接激光焊接技术是一种以激光束作为热源通过激光与工件的相互作用，工件吸收激光能量转化为热能而熔化形成永久性连接的高效连接方法。相比于其他常用的焊接方法，激光焊的特点是能量密度高、效率高、热输入量小、适应性强、工件变形小且易于实现自动化，其焊件质量优于传统焊接。随着激光技术的发展成熟，激光焊接在航空航天、船舶工业、机械制造、轻工电子、汽车生产等领域应用日趋广泛。高强钢激光焊接的特点是能量密度高、热输入小、加热冷却速度快，可促使晶粒细化，减小工件变形，但仍然存在焊缝凝固裂纹、HAZ裂纹和软化等问题。近年来国内外学者对高强度钢激光焊接应用的做了大量的探索研究，对高强钢激光焊接性有了一定的认识。于群等人对1.2mm的双相钢DP780进行激光焊对接和搭接试验，通过调整参数研究焊缝组织和性能特点[15]。试验发现热影响区存在软化现象，不过软化区较窄，对拉伸性能影响不大。提高焊接速度可增加焊缝马氏体含量，硬度增加，接头成形能力降低。搭接试验时焊接速度增加，接头剪切强度提高，剪切断口为脆性断裂。在研究高强度双相钢DP980激光焊接头的拉伸性能及疲劳性能[16]的试验中，发现熔核区组织主要由马氏体组成，热影响区发现回火马氏体组织。相同的激光焊接条件下，DP980钢接头熔核区硬度（450HV）高于HSLA钢（360HV），而DP980钢热影响区硬度下降更明显。焊接后DP980钢接头拉伸性能良好，但韧性略有下降。应力水平高于250MPa时，DP980钢接头比HSLA钢疲劳寿命更长。2.2气体保护焊一些国外学者研究了保护气体和填充焊丝对HSLA钢接头组织和性能的影响[17]。试验是在不同的保护气体下分别用直径为1.2mm的实芯焊丝(ER70S-6)和药芯焊丝(E71T-1M)对20mm厚的HSLA钢进行焊接。试件坡口为60°V型坡口，焊接时保持150°层间温度。焊后对接头进行拉伸和冲击试验，并观察接头组织和硬度变化，分析接头组织的化学组成。试验结果表明，在合适的保护气体和填充焊丝的条件下，可以得到性能良好的HSLA钢的熔化极气体保护焊接头。在不同保护气体下，HSLA钢焊缝金属的合金元素组成并没有发生明显变化，而微观组织中针状铁素体则会受到气体中二氧化碳和氧含量的影响。当保护气体中氧含量的逐渐增加到4%时，实芯焊丝的HSLA钢接头屈服强度和最大抗拉强度随之增大，延伸率基本保持不变；当氧含量继续增加时，最大抗拉强度和延伸率都随之减小。而药芯焊丝的接头的屈服强度和最大抗拉强度会随着气体中氧含量的增多而减小，延伸率则基本保持不变。章友谊等人对SSAB公司生产的Domex700MC高强钢进行CO2气体保护焊试验，分别采用实心焊丝ER50和药芯焊丝E91TI-B两种焊丝进行焊接，并对焊后接头的组织和力学性能进行研究[18]。试验结果表明，药芯焊丝CO2气体保护焊接头组织和性能更好，抗拉强度达到620MPa以上。两种焊接接头的冲击吸收功均低于母材，焊缝区和热影响区硬度高于母材区。2.3电阻点焊电阻点焊是在电极力的作用下，利用通电时产生的电阻热，将搭接母材熔化而形成永久性连接的方法。其焊接过程短、生产效率高，适用于大规模自动化生产，已广泛应用于汽车制造业。高强钢合金元素复杂，点焊工艺不当时易出现淬硬组织，使用时容易产生结合面断裂。同时因其强度较高，点焊时需要较大的电极压力，造成电极头磨损严重，缩短电极寿命。相比于低碳钢，高强钢更易产生飞溅，工艺窗口较窄。随着高强钢应用的日趋广泛，国内外学者对高强钢的点焊性能进行了大量的研究，主要包括高强钢微观组织及性能分析、点焊接头断裂模式分析等方面。S.Brauser等人针对汽车用高强度TRIP钢（HCT690T）和微合金钢（HX340LAD）异种材料点焊接头的力学性能及形变行为作了深入的分析[19]。试验分别对同种材料和异种材料进行点焊试验，发现点焊接头拉剪力大小与母材的强度无线性关系，正面和背面的伸长率无显著差别。异种材料点焊时，相比于同种材料局部应力减少约20%。电子衍射结果显示HCT690T接头断裂处组织中奥氏体有所减少，同时测得其HAZ硬度有所增加，这促使TRIP钢接头应力水平低于母材。王敏、吴毅雄等人研究了母材成分对DP590钢点焊接头性能的影响[20]。通过对化学成分不同的DP590A和DP590B双相钢进行点焊对比试验，发现碳含量高DP590B的点焊接头韧性较差。这是由于点焊熔核急速冷却的不平衡条件下，形成了孪晶马氏体亚结构，这导致接头韧性的降低。3.高强钢焊接工艺近年来随着高强钢的广泛应用，国内外许多学者对高强钢的焊接工艺做了大量的研究。娄宇航等研究了690MPa级低合金高强钢的焊接性，分别采用手工电弧焊和埋弧焊进行焊接，焊前进行80℃预热处理，设计不同的坡口角度和根部间隙，严格按照设计的焊接工艺参数进行焊接，得到了完全符合各种性能要求的焊接接头。采用CO2激光填丝焊和激光-MIG复合焊工艺对12mm厚的船用钢10CrNiMnMoV进行了焊接性研究，得出激光填丝焊的焊接变形较小，焊缝成形性好。尹杰[21]利用双光束热丝多层焊对高强钢焊接进行研究，设计并改进了适合于厚板的双光束热丝多层焊的窄间隙坡口尺寸，实现16mm厚的11CrNi3MnMoV低合金高强钢的可靠连接，消除了未融合和气孔缺陷。随着各国对工程机械件要求的提高以及材料加工技术的快速发展，超高，强度钢得到广泛应用。李亚江等[22]利用Ar+CO2混合气体保护焊对超高强度钢HQ130做了焊接试验，通过扫描电镜、透射电镜和电子衍射技术研究了工艺参数对热影响区域(HAZ)韧性的影响，得出当热输入E在9.2～26.4kJ/cm变化时，随E的增加，钢HAZ的冲击韧性逐渐降低；当E＜20kJ/cm时，在HAZ可以获得较好的韧性，所以要想获得具有良好韧性的接头就必须将E控制在20kJ/cm以下。在用四丝埋弧焊焊接20mm厚的HSLA80钢的试验中，结果表明:：在不降低接头质量的条件下，提高焊接速度和电流密度可以增加熔敷率；随着热输入的增加，粗大的柱状晶含量增加，针状铁素体的含量降低。4.高强钢焊接接头组织与性能研究4.1焊接接头组织分析对于熔焊来说，焊缝金属是指由填充金属和一部分熔化的母材在熔池中凝固而形成，主要经历加热熔化、凝固结晶和固态相变等阶段[23]。而一般来说，焊缝金属组织主要由母材和焊材的原始组织以及化学成分、焊接工艺等因素所决定。低合金高强钢中常见的焊缝显微组织主要有针状铁素体、先共析铁素体、侧板条状铁素体以及少量的粒状贝氏体、马氏体和M-A岛状组织等。由于受热状态不同，可以将焊缝区组织分成3个区域：原始焊缝组织，为贝氏体、针状铁素体和少量的低碳马氏体；二次重熔组织，为粒状贝氏体和针状铁素体组织；经历热处理后的焊缝组织，为贝氏体正火组织、贝氏体回火组织，以及大量相互平行的铁素体束。娄宇航等采用手工电弧焊及埋弧焊两种焊接方法焊接HSLA100钢，结果显示：两种焊接方法所得的焊缝组织主要为板条状贝氏体和少量针状铁素体。在焊接过程中，由于热影响区不同部位所经历的热循环以及焊后的冷却速度不同，使得热影响区的组织及力学性能不均匀，这种不均匀性对高强钢的力学性能影响尤为明显。国外学者研究了高强钢多层多道焊的热影响区，结果将热影响区分为6个部分，粗晶区、细晶区、临界热影响区、亚临界热影响区、临界重熔粗晶区和亚临界重熔粗晶区。在临界热影响区和临界重熔粗晶区都观察到M-A岛状组织，粗晶区主要包括粗大的上贝氏体、微合金析出物和M-A岛状组织，晶粒尺寸为75～150μm；临界重熔粗晶区主要组织为粗大的铁素体、细小的微合金析出物和M-A岛状组织，晶粒大小为20μm。研究结果表明：影响M-A岛状组织形成的主要因素是奥氏体的淬透性，并指出大量的Si含量以及铁素体基体中固溶的钒(V)是提高淬透性及M-A组织形成的主要因素。在焊接接头中，焊缝与热影响区的过渡区域称为熔合区。与其他特征区相比，熔合区的冲击韧性值最低而硬度最高，是接头的一个薄弱环节，这主要是由于熔合区主要由铸造组织以及晶界相组成，扫描电镜结果显示熔合区组织主要为针状铁素体和晶界相(先共析铁素体以及魏氏铁素体)。有的研究说明在熔合区边缘部分熔化的母材是柱状晶形核的核心；而有的研究结果表明：熔合区柱状晶晶粒大小主要由熔合区边界部分熔化区的晶粒尺寸决定。4.2焊接接头力学性能分析在对焊接接头的力学性能分析中，一般采用拉伸、弯曲、冲击以及硬度测试等段。对于高强钢而言，由于在热影响区的粗晶区会形成M-A岛状组织而使得其强度和硬度值较高，但冲击韧性下降，脆性增加。日本学者研究了一种通过控制焊缝中B元素的扩散来提高高强钢在高热输入条件下热影响区韧性的方法[24]。该方法主要是通过提高焊缝金属中B元素的含量，然后通过扩散进而提高热影响区中B元素的含量，再通过B元素来抑制热影响区的晶粒长大从而提高热影响区的韧性。在对临界再热粗晶区组织及力学性能的研究试验中，结果表明：影响该区域冲击韧性的主要因素是M-A岛状组织的形态而不是其数量。5.结语对于高强钢焊接接头组织复杂，热影响区易于形成组织粗大等问题，如何改善或控制高强钢焊接接头的组织与性能仍是重点与难点。高强钢的熔合区与粗晶区是焊接接头性能最薄弱环节，其韧性往往低于母材，并具有明显的脆性倾向，如何提高该区域的综合性能是今后高强钢焊接研究的一个重点方向。参考文献[1]马鸣图,吴宝榕.双相钢-物理和化学冶金[M].北京冶金工业出版社,2009:1.[2]OhjoonKwon,SuengChulBaik.ManufactureandApplicationofAdvancedHighStrengthSteelSheetsforAutoPartsManufacture[J].IronandSteel,2005,40(11):64-68.[3]HiroshiTakechi.RecentProgressinHighStrengthSteelforAtuomobileinJapan[J].IronandSteel,2005,40(11):58-63.[4]王利,杨雄飞,陆匠心.汽车轻量化与高强度钢板的合理选用[J].中国汽车工程学会材料分会第十五届年会论文集,2006:55-64.[5]甄舒.B340/590DP高强钢电阻点焊接头组织与力学性能的研究[D].长春:吉林大学硕士论文,2010.[6]ZimnikW,FreierK,HussySandBungeHJ.FactorsInfluencingPlanarAnisotropyofBatch-annealedColdStrip[J].Mater.Tech,1993,64(8):420-424.[7]姚贵升.采用BH钢提高汽车外表面零件的抗凹陷性[J].宝钢技术,2000(4):1-7.[8]马鸣图.先进汽车用钢[M].北京:化学工业出版社,2007:1.[9]崔昆主编.钢铁材料及有色金属材料[M].北京:机械工业出版社,1981:37.[10]DebanshuBhattacharya.DevelopmentsinAdvancedHighStrengthSteel[J].IronandSteelSupplemet,2005,40:69-75.[11]HanzakiAZHodgsonPDYueS.TheInfluenceofBainiteonRetainedAusteniteCharacteristicsinSi-MnTRIPSteels[J].ISUInternational,1995,35(1):79.[12]InternationalIronandSteelInstituteCommitteeOnAutomotiveApplication.AdvancedHighStrengthSteel(AHSS)ApplicationGuidelines[J].InternationalIronandSteelInstitute,2005(9):6-13.[13]G.Frommeyer,U.Brux,P.Neumann.Supra-ductileandhigh-strengthmanganeseTRIP/TWIPsteelsforhighenergyabsorptionpurposes[J].ISIJInt,2003,43:438.[14]蒋俊华1000MPa超高强双相钢水淬及回火工艺研究[D].上海:上海交通大学硕士论文,2007.[15]于群.车用双相钢DP780的激光焊接接头组织性能研究[D].北京:北京工业大学硕士论文,2010.[16]W.Xu,D.L.Chen.TensileandfatiguepropertiesoffiberlaserweldedhighstrengthlowalloyandDP980dual-phasesteeljoints[J].MaterialsandDesign,2013(43):373–383.[17]S.Mukhopadhyay.EffectofshieldinggasmixtureongasmetalarcweldingofHSLAsteelusingsolidandflux-coredwires[J],IntJAdvManufTechnol(2006)29:262–268.[18]章友谊.Domex700Mc低合金高强钢CO2气体保护焊焊接工艺及焊接接头性能研究[D].西华大学硕士论文,2007.[19]S.Brauser.Deformationbehaviorofspot-weldedhighstrengthsteelsforautomotiveapplications[J].MaterialsScienceandEngineering,2010(557):7099–7108.[20]王敏,吴毅雄,潘华,等.母材成分对DP590钢电阻点焊接头性能的影响[J].焊接学报,2010,2(31):33-35.[21]尹杰.高强钢双光束热丝多层焊工艺及接头组织性能研究哈尔滨[D].哈尔滨工业大学,2009.[2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