TWIP鋼激光焊接接頭的顯微組織和力學性能

周曉航 宋 藝 金 一 黃大鵬 張 梅

(1.上海大學材料科學與工程學院，上海 200444; 2.鞍山鋼鐵股份有限公司汽車板營銷(服務)中心，遼寧 鞍山 114021)

孿晶誘導塑性(twinning induced plasticity,TWIP)鋼是第二代先進高強鋼，兼具高的抗拉強度(>1 000 MPa)和高的斷后伸長率(>50%)，還有高的能量吸收能力(是傳統(tǒng)高強鋼的2倍)，并且?guī)缀鯚o低溫脆性[1- 4]。因此使用TWIP鋼作為汽車鋼板可以在保證車身強度和安全性的同時減輕車重，從而達到節(jié)能減排的目的。焊接是汽車制造工藝中最重要的一個環(huán)節(jié)，焊接接頭的性能將直接影響汽車的壽命和可靠性[5]。由于激光焊接具有焊接效率高、焊接接頭變形小、焊接精度高和無需熱處理等優(yōu)點，在汽車行業(yè)的應用越來越廣泛，因此非常有必要對高品質(zhì)TWIP鋼開展適用于產(chǎn)業(yè)化應用的激光焊接工藝研究。上海大學王濤等[6]、北京科技大學李輝等[7]、太原理工大學馬莉麗等[8]和閆彬等[9]均發(fā)現(xiàn),TWIP鋼激光焊接接頭焊縫區(qū)為全奧氏體結構，焊接熱影響區(qū)(HAZ)非常窄??；焊接接頭的抗拉強度變化不大，但斷后伸長率明顯下降。馬莉麗和閆彬研究還發(fā)現(xiàn)，TWIP鋼在焊接過程中部分Mn元素發(fā)生蒸發(fā)，這可能是不同焊接熱輸入所致。目前國內(nèi)對TWIP鋼激光焊接的研究主要集中在低焊速的焊接工藝，缺乏適用于工業(yè)化生產(chǎn)的高速激光焊接工藝的詳盡研究。因此，本文研究了高速激光焊接對TWIP鋼焊接接頭的顯微組織和力學性能的影響，以期為更好優(yōu)化TWIP鋼激光焊接工藝提供參考和依據(jù)。

1 試驗材料和方法

焊接材料為2 mm厚的商用TWIP 980鋼冷軋鋼板，其化學成分如表1所示。鋼中Mn含量較高，當Mn的質(zhì)量分數(shù)高于15%時，隨著Mn含量的增加，層錯能也隨之升高，從而抑制TRIP效應，促進TWIP效應。

表1 試驗用TWIP鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical composition of the tested TWIP steel (mass fraction) %

通過Prima Power公司的Rapido 3D光纖激光焊接機(最大功率4 kW，保護氣體為0.8 bar的N2)沿軋制方向?qū)WIP鋼板進行激光對接焊，焊接工藝參數(shù)如表2所示。焊前對200 mm×150 mm試板的待焊邊緣進行銑加工，并清洗，以保證拼焊的焊縫質(zhì)量。激光焊接的線能量計算公式為：Q=P/v，P為激光功率(W)，v為激光焊接速度(mm/s)。

沿垂直焊縫方向取片狀拉伸試樣、 5 mm×20 mm金相試樣和5 mm×5 mm物相分析用試樣，拉伸試樣尺寸如圖1所示。使用MTS C45.305E微機控制電子萬能試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為1 mm/min。金相試樣經(jīng)打磨、拋光后用體積分數(shù)為10%的硝酸酒精溶液腐蝕，然后用VHX- 5000型超景深三維顯微鏡觀察焊接接頭的宏觀形貌，再用光學顯微鏡觀察焊縫、熱影響區(qū)和母材。通過MH- 3維氏硬度計在金相試樣1/2厚度處進行硬度梯度測試，測量點間距為0.10 mm，試驗力為100 g，加載時間15 s。使用JSM- 6700F型掃描電鏡觀察拉伸試樣斷口形貌，并用EDS能譜儀對焊縫、熱影響區(qū)以及母材進行元素定量分析。物相分析用試樣經(jīng)打磨、機械拋光后進行電化學拋光，然后采用DLMAX2550型X射線衍射儀(XRD)進行物相分析，掃描速度與角度范圍分別為1 (°)/min、40°～100°。

表2 激光焊接工藝參數(shù)Table 2 Process parameters of laser welding

圖1 焊接接頭拉伸試樣尺寸示意圖Fig.1 Schematic diagram of size of tensile specimen for the welded joint

2 試驗結果與討論

2.1 焊接接頭宏觀形貌

3種焊接工藝焊后形成的TWIP鋼激光拼焊板焊縫外觀和焊接接頭截面宏觀形貌如圖2所示。從激光拼焊板的焊縫外觀可以看出，TWIP鋼在焊接過程中沒有出現(xiàn)飛濺、焊接裂紋和焊接氣泡等焊接缺陷，焊縫正面成形規(guī)整連續(xù)，3種焊接工藝均能保證焊接接頭完全焊透。對比發(fā)現(xiàn)，焊縫正面的寬度隨著焊接熱輸入量的增大而增大，即工藝1形成的焊縫正面寬度最大，工藝3的最小；肉眼觀察發(fā)現(xiàn)，工藝2形成的焊縫背面的連續(xù)性最佳，其次為工藝1的。合適的焊接工藝可以保證焊縫外觀質(zhì)量。當焊接功率過大時，由于焊接熱輸入過大，焊接熱變形增大將使焊縫出現(xiàn)更多的缺陷；當焊接速度過快時，由于焊接熱輸入不足，鋼板不能連續(xù)完全焊透，將使焊縫連續(xù)性降低。由于TWIP鋼中含有大量的Mn元素，焊縫表面附近存在明顯的氧化現(xiàn)象。

從圖2(b～d)可以看出，TWIP鋼激光焊接接頭的截面宏觀形貌主要呈漏斗狀，3種焊接工藝都能使TWIP鋼完全焊透，焊縫均未出現(xiàn)明顯的表面凹陷和底部坍塌現(xiàn)象。工藝1熔合線外的粗晶區(qū)明顯寬于工藝2和工藝3的。3種焊接工藝焊接接頭的形貌參數(shù)如表3所示。從表中可以看出，隨著焊接熱輸入量的增加，焊縫中心熔寬、上熔寬和下熔寬均明顯增大。因此，大焊接熱輸入焊接工藝焊縫的上、中、下熔寬及其熔寬之和均明顯大于低焊接熱輸入焊接工藝的焊縫，即工藝1>工藝2>工藝3。

表3 3種焊接工藝焊接接頭的形貌參數(shù)Table 3 Morphological parameters of the joints obtained by three welding processes

2.2 焊接接頭微觀組織

圖3a、3c和3e為圖2b、2c和2d中白色方框a處的放大圖，圖3b、3d和3f為圖2b、2c和2d中白色方框b處的放大圖。如圖3所示，焊接接頭熔融區(qū)為主晶軸和二次枝晶臂組成的樹枝晶，緊靠熔合線區(qū)域為垂直于熔合線向熔池中心生長的柱狀晶。從圖3a、3c和3e可以發(fā)現(xiàn)，由于受到焊接過程中焊接熱循環(huán)的影響，熔合線附近存在非常明顯的粗晶區(qū)。遠離焊縫邊緣，熱影響區(qū)晶粒粗化程度逐漸減輕。由于母材晶粒細小，粗晶區(qū)外沒有發(fā)現(xiàn)明顯的晶粒粗化現(xiàn)象。如圖3b、3d和3f所示，焊縫內(nèi)局部出現(xiàn)尺寸相差明顯的二次枝晶臂，這是因為在熔池冷卻過程中,二次枝晶臂會不斷消耗較小的二次枝晶臂而長大和粗化。由于3種工藝焊縫熔融區(qū)的冷卻速度不同，冷速最慢的工藝1在熔池冷卻過程中會消耗更多的二次枝晶臂，從而使二次枝晶臂及其間距更寬、更大。而冷速最快的工藝3的二次枝晶臂及其間距最細小，工藝2的二次枝晶臂尺寸及其間距則介于工藝1和3之間。此外，在圖2(b～d)中還發(fā)現(xiàn)了鋼板經(jīng)軋制后留下的貫穿整個試樣的條帶。

通過EDS能譜儀對3種焊接工藝形成的焊接接頭熔融區(qū)、熱影響區(qū)和母材進行Mn元素定量分析，結果如表4所示。從表4可以看出，在激光焊接過程中，焊縫熔融區(qū)Mn含量略有降低但未大量蒸發(fā)，這與王濤等[6]和李輝等[7]的研究結果類似，但與馬莉麗等[8]和閆彬等[9]的研究結果相悖。工藝1、工藝2和工藝3焊縫熔融區(qū)的Mn含量比母材分別降低了0.63%、0.56%和0.4%，即隨著焊接熱輸入量的增大，Mn元素的蒸發(fā)量略有增加。圖4為激光焊接接頭和母材的XRD物相分析結果。由圖4可知，TWIP鋼激光焊接接頭與母材均為全奧氏體結構，除奧氏體衍射峰外，XRD圖譜中未出現(xiàn)其他明顯的衍射峰，這與有關研究結果一致[6- 9]。TWIP鋼焊接熔池的冶金反應過程中并未發(fā)生明顯的馬氏體相變，這與EDS分析中焊接接頭的Mn含量變化不大相對應。這是由于焊接時Mn元素的大量蒸發(fā)造成焊縫Mn含量下降，從而導致層錯能降低，層錯能太低則會誘發(fā)馬氏體相變。

圖3 不同工藝焊接的TWIP鋼激光拼焊板焊接接頭的顯微組織Fig.3 Microstructures of joints of the TWIP steel laser welded by different processes

表4 3種焊接工藝焊接的接頭各區(qū)域Mn元素含量(質(zhì)量分數(shù))Table 4 Manganese contents in different areas of joints obtained by three welding processes (mass fraction) %

圖5是在超景深三維顯微鏡下觀察到的激光焊接接頭微觀組織。從圖5可以看出，焊縫兩側主晶軸生長方向與焊縫中脊的夾角隨著焊接速度的增大而減小。這主要是由于在焊接過程中，激光束的移動會對焊接熔池的溫度分布產(chǎn)生影響，使熔池溫度梯度分布線與焊縫中脊的夾角隨著焊接速度的增大而減小。

如圖5(d)所示，焊速為3.0 m/min時的熔池溫度梯度分布線與焊縫中脊的夾角α比焊速為2.5 m/min時的夾角β小。焊速引起的焊縫兩側主晶軸生長方向的改變使熔融區(qū)晶粒取向發(fā)生明顯變化，從而引起XRD衍射峰強弱的變化。因此工藝1和工藝2的XRD衍射峰強度接近，而工藝3的γ(111)和γ(200)衍射峰強度與工藝2和工藝1的差異很大。

2.3 焊接接頭顯微硬度

圖6為TWIP鋼激光焊接接頭顯微硬度梯度分布圖，可見整體上3種工藝焊接的接頭的顯微硬度分布均呈M型。焊縫熔融區(qū)的顯微硬度低于母材，熱影響區(qū)存在一定的軟化和硬化現(xiàn)象。粗晶區(qū)寬度為0.3～0.5 mm，其顯微硬度與熔融區(qū)接近，為260 HV0.1，粗晶區(qū)顯微硬度的下降主要歸因于焊接過程中過熱造成的晶粒粗大。粗晶區(qū)外的硬化區(qū)寬度為0.2～0.6 mm，顯微硬度最高在290 HV0.1以上， 較熔融區(qū)高約30 HV0.1。

圖6 TWIP鋼激光焊接接頭顯微硬度梯度Fig.6 Microhardness gradients of the joints of the laser welded TWIP steel

熔融區(qū)寬度為0.7 mm左右，熱影響區(qū)寬度為1.7 mm左右。工藝2和工藝3的粗晶區(qū)平均寬度為0.3 mm，工藝1的粗晶區(qū)平均寬度為0.35 mm。由此可以看出，隨著激光單位熱輸入量的增加，焊縫區(qū)的冷卻速度降低，冷卻時間延長，導致晶粒長大，使得焊接接頭熱影響區(qū)粗晶區(qū)的寬度有所增加。

2.4 拉伸性能

圖7為TWIP鋼激光焊接接頭和母材的拉伸曲線。從圖7可以看出，TWIP鋼母材的抗拉強度為1 000 MPa，屈服強度為500 MPa，斷后伸長率大于50%。工藝2和工藝3焊接接頭的抗拉強度和斷后伸長率都高于工藝1的。工藝2和工藝3焊接接頭的抗拉強度約900 MPa，為母材抗拉強度的90%；斷后伸長率為33%，約為母材的50%。工藝1焊接接頭的抗拉強度為860 MPa，斷后伸長率為25%。

3種工藝焊接的TWIP鋼的焊接接頭均斷裂在焊縫處。圖8為焊接接頭試樣拉伸斷口的宏觀和微觀形貌。由圖8(a)可見，拉伸斷口兩側有明顯的頸縮現(xiàn)象，說明拉伸過程中發(fā)生了顯著的塑性變形。如圖8(b)所示，拉伸斷口具有韌性斷裂的特征，在斷口上留下較大、較深的韌窩。由于在焊接冶金反應過程中，焊接接頭難免產(chǎn)生微小氣孔，在拉應力作用下位錯堆積在滑移面產(chǎn)生微小孔洞，這些微孔在拉伸過程中擴展、聚合形成微裂紋。裂紋尖端附近的三向拉應力和集中塑性變形區(qū)使微孔數(shù)量進一步增加,并通過內(nèi)縮頸與裂紋連通，從而使裂紋進一步擴展直至斷裂，最終形成微觀上的韌窩結構。

圖7 TWIP鋼激光焊接接頭和母材的拉伸曲線Fig.7 Tensile curves of joints of the laser welded TWIP steel and base metal

3 結論

(1)3種焊接工藝參數(shù)均能保證TWIP鋼板完全焊透，且焊接接頭成形良好；較低的焊接功率和焊接速度使焊縫連續(xù)性提高，較大的焊接熱輸入導致焊縫更寬、熔池更大。

(2)TWIP鋼激光焊接接頭熔融區(qū)的Mn含量略有降低，組織仍為全奧氏體；焊縫熔融區(qū)為主晶軸和二次枝晶臂組成的樹枝晶，熔合線外存在0.30～0.35 mm的粗晶區(qū)。

圖8 焊接接頭拉伸斷口的宏觀和微觀形貌Fig.8 (a) Macrograph and (b) micrograph of tensile fracture of the welded joint

(3)TWIP鋼激光焊接接頭的熱影響區(qū)較窄，其軟化區(qū)寬度為0.3～0.5 mm，硬化區(qū)寬度為0.2～0.6 mm；焊接熱輸入量的增加使粗晶區(qū)的寬度增加。

(4)TWIP鋼激光焊接接頭的抗拉強度和斷后伸長率最高分別可達到母材的90%和50%；焊接接頭拉伸試樣均斷裂在焊縫處，斷口為韌窩特征的韌性斷裂。