攪拌摩擦熱力耦合條件下Q&P980 鋼焊核區(qū)組織演變規(guī)律

武曉燕，藺宏濤，王怡嵩,3，江海濤

(1.北京科技大學(xué) 高效軋制與智能制造國家工程研究中心,北京,100083；2.湖南華菱漣源鋼鐵有限公司,婁底,417000；3.北京賽福斯特技術(shù)有限公司,北京,101107)

0 序言

汽車輕量化的快速發(fā)展，促進了先進高強度鋼在汽車中的應(yīng)用.高強度鋼配以合適的加工工藝與結(jié)構(gòu)，才能實現(xiàn)有意義的輕量化.以焊接代替常規(guī)的機械連接工藝，可以消除機械連接引起的連接部位結(jié)構(gòu)被動性，實現(xiàn)結(jié)構(gòu)件的整體化制造，提高整體性能[1].

Q&P(quenching and partitioning)鋼是一種新型的高強度、高塑性的馬氏體鋼，Q&P 鋼因其優(yōu)異的綜合性能(抗拉強度800～ 1 500 MPa，斷后伸長率15%～ 40%)推動了該合金體系在汽車上的應(yīng)用[2].高強度的Q&P980 鋼是Q&P 鋼的典型代表，Q&P980 鋼的微觀組織由高密度位錯的馬氏體(M)、鐵素體(F)及亞穩(wěn)殘余奧氏體(RA)組成.Q&P980 鋼的組織特點決定其在焊接熱循環(huán)下極易發(fā)生組織轉(zhuǎn)變，給焊接帶來困難[3].而采用攪拌摩擦焊技術(shù)焊接鋼鐵材料在焊接性能、焊接穩(wěn)定性以及成本上都具有一定的優(yōu)勢[4].

攪拌摩擦焊(FSW)作為一種新型的固相連接技術(shù)，與常規(guī)熔化焊相比，其焊接溫度低，可通過控制焊接熱輸入量改變接頭的組織和性能[5-7].隨著鎢錸合金、多晶立方氮化硼等攪拌頭工具的開發(fā)，攪拌摩擦焊技術(shù)在鋼鐵焊接結(jié)構(gòu)件上的應(yīng)用也越來越多[8].

Meshram 等人[9]對比了攪拌摩擦焊和熔焊馬氏體鋼的組織和性能，發(fā)現(xiàn)FSW 能有效抑制熔焊合金元素的偏析問題，F(xiàn)SW 接頭表現(xiàn)出較高的抗應(yīng)力腐蝕開裂能力.Miles 等人[10]對比研究了焊接工藝參數(shù)對DP590 鋼和TRIP590 鋼接頭組織和性能的影響，F(xiàn)SW 焊接件均從母材處斷裂.Sato 等人[11]發(fā)現(xiàn)高碳鋼焊接接頭焊核區(qū)組織由鐵素體/滲碳體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，焊核區(qū)的硬度也上升到800 HV.Cui 等人[12]焊接高碳鋼發(fā)現(xiàn)焊接峰值溫度可控制在Ac1線以下，焊后通過控制冷卻速率還可以避免焊核區(qū)發(fā)生馬氏體相變，促使焊核區(qū)生成鐵素體組織，提高接頭的韌性.Khodir 等人[13]調(diào)節(jié)焊接參數(shù)使SK4 高碳鋼的焊核區(qū)峰值溫度低于Ac1點，獲得與母材相同的組織.Nelson 等人[14]研究發(fā)現(xiàn)，HSLA-65 鋼FSW 接頭組織演變主要由冷卻速率控制，當(dāng)冷卻速率小于20 ℃/s 時，可以限制細小的板條狀鐵素體的產(chǎn)生，改善接頭韌性.由此可見，控制攪拌摩擦焊接溫度和冷卻速率可以制備性能優(yōu)異的焊接接頭，其調(diào)控接頭組織和性能的能力明顯優(yōu)于傳統(tǒng)熔化焊技術(shù).

優(yōu)化焊核區(qū)組織和性能是制備高強度焊接接頭的重要一環(huán).目前關(guān)于高強度薄規(guī)格Q&P980 鋼板的攪拌摩擦焊的研究較少，缺乏Q&P980 鋼焊接接頭工藝參數(shù)和微觀組織間相互關(guān)系及組織演化規(guī)律的系統(tǒng)研究，而且攪拌摩擦焊作為一種復(fù)雜的熱力耦合焊接過程[15]，在變形和溫度耦合作用下組織演變的規(guī)律并不清晰.因此，為解決Q&P980 鋼所面臨的焊接問題，文中采用攪拌摩擦焊接技術(shù)開展Q&P980 鋼焊接試驗，研究在攪拌摩擦熱力耦合復(fù)雜作用下焊接接頭組織演變規(guī)律.

1 試驗方法

試驗所用材料為寶山鋼鐵股份有限公司生產(chǎn)的汽車用先進高強度鋼Q&P980，其力學(xué)性能為抗拉強度1 084 MPa，屈服強度710 MPa，斷后伸長率22%，主要化學(xué)成分見表1.攪拌摩擦焊接試樣尺寸規(guī)格為150 mm×100 mm×1.2 mm，焊接試驗在FSW-LM2-1020 型攪拌摩擦焊接設(shè)備上進行，焊接過程示意圖見圖1.焊接攪拌頭采用鎢錸合金(WRe25)制造，軸肩形狀為內(nèi)凹型，攪拌針為圓錐形，具體如圖1b 所示.

圖1 焊接過程示意圖和攪拌頭示意圖Fig.1 The schematic presentation of welding process and stir tool.(a) welding process;(b) stir tool

表1 Q&P980 鋼的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 The composition of Q&P980 steel

焊接試驗完成后，首先采用Olympus OLS4100激光共聚焦顯微鏡分析接頭焊縫的弧紋特征.為了深入分析焊接接頭微觀組織特征，焊縫位置取樣示意圖見圖2.

圖2 取樣示意圖(mm)Fig.2 The schematic presentation of samples

利用Olympus OLS4100 激光共聚焦顯微鏡分析金相組織，金相試樣經(jīng)鑲嵌、機械研磨、拋光后采用4%硝酸酒精溶液腐蝕.機械拋光試樣經(jīng)4%硝酸酒精溶液深腐蝕后，利用Quanta 450FEG場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察微觀組織.EBSD 測試用試樣需進行電解拋光，拋光液為體積分數(shù)10%的高氯酸+酒精溶液，電壓為15 V，時間約20～ 30 s，最后在丙酮中超聲振動清洗5 min.采用Quanta 450FEG SEM 上配備的EBSD組件開展電子背散射衍射測試.采用Bruker D8 X 射線衍射儀檢測物相，XRD 檢測靶材為Cu 靶，電壓40 kV，電流40 mA，步長為0.02°，掃描速度1°/min，掃描范圍47°～ 94°，并通過Jade6.0 軟件分析物相變化.

2 試驗結(jié)果分析

2.1 Q&P980 鋼攪拌摩擦焊接接頭宏觀形貌分析

圖3 為采用攪拌摩擦焊接設(shè)備焊接Q&P980鋼的宏觀形貌.在研究條件所選擇的焊接工藝參數(shù)范圍內(nèi)(旋轉(zhuǎn)速度200～ 600 r/min，焊接速度50～400 mm/min，下壓量0.2 mm)，焊接板材可以完全焊透，且Q&P980 鋼攪拌摩擦焊接接頭表面形貌質(zhì)量良好.由接頭縱截面的金相組織可知，Q&P980鋼攪拌摩擦焊接接頭橫截面宏觀形貌呈現(xiàn)典型的“碗狀”.弧紋是攪拌摩擦焊接接頭重要的特征形貌，由圖4 中弧紋寬度和凹凸度測量結(jié)果可以看出，弧紋呈等腰三角形狀，弧紋間距基本一致，也說明研究中選擇的焊接工藝穩(wěn)定，焊接接頭的焊合狀態(tài)較好.

圖3 Q&P980 鋼攪拌摩擦焊接接頭宏觀形貌Fig.3 The macro morphology of FSWed Q&P980 steel joints

圖4 焊接接頭弧紋特征Fig.4 Arc pattern characteristics of welded joints

2.2 旋轉(zhuǎn)速度對焊核區(qū)微觀組織的影響

當(dāng)攪拌摩擦焊焊接速度為100 mm/min 時，不同旋轉(zhuǎn)速度下Q&P980 鋼接頭焊核區(qū)微觀組織特征如圖5 和圖6 所示.其中圖5 為FSW 接頭焊核區(qū)相組成掃描形貌圖.當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度為200 r/min 時，焊核區(qū)組織以馬氏體與鐵素體組織為主(圖5b)，但是與母材(圖5a)相比，鐵素體含量減少.當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度為300 r/min 時，焊核區(qū)鐵素體含量進一步減少(圖5c).當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度提高到400 r/min 時，焊核區(qū)的微觀組織全部為馬氏體(圖5d).當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度為600 r/min 時，焊核區(qū)為馬氏體和少量貝氏體的混合組織(圖5d).

圖5 不同旋轉(zhuǎn)速度下Q&P980 鋼FSW 接頭焊核區(qū)中心的微觀組織Fig.5 The microstructures of Q&P980 steel and weld nugget under different rotation speed.(a) BM;(b) 200 r/min;(c)300 r/min;(d) 400 r/min;(e) 600 r/min

圖6 不同旋轉(zhuǎn)速度下Q&P980 鋼FSW 接頭焊核區(qū)微觀組織的IPF 圖Fig.6 The IPF images of nugget zone of FSWed Q&P980 steel joints under different rotation speed.(a) BM;(b) 200 r/min;(c) 300 r/min;(d) 400 r/min;(e) 600 r/min

圖6 和圖7 為不同旋轉(zhuǎn)速度下Q&P980 鋼FSW 接頭焊核區(qū)微觀組織的IPF 圖及KAM 圖.由IPF 圖可知，與母材相比焊核區(qū)的晶粒明顯細化.旋轉(zhuǎn)速度為200 r/min 時，焊核區(qū)晶粒最細小(約為4 μm)，旋轉(zhuǎn)速度的增加導(dǎo)致焊核區(qū)的晶粒尺寸增大至約20 μm.由Q&P980 鋼FSW 接頭焊核區(qū)的KAM 圖可以看出，旋轉(zhuǎn)速度為200 r/min 時，焊核區(qū)KAM 值最小，表明該條件下位錯密度較低.隨著旋轉(zhuǎn)速度的提高，高KAM 值的比例逐漸增加，且高KAM 值不僅在晶界處存在，在馬氏體晶內(nèi)也呈均勻分布.由此可見，旋轉(zhuǎn)速度會影響接頭組織演變，這與Barnes 等人[16]在高旋轉(zhuǎn)速度下的研究結(jié)果相似.

圖7 不同旋轉(zhuǎn)速度下Q&P980 鋼FSW 接頭焊核區(qū)微觀組織的KAM 圖Fig.7 The KAM images of nugget zone of FSWed Q&P980 steel joints under different rotation speed.(a) BM;(b) 200 r/min;(c) 300 r/min;(d) 400 r/min;(e) 600 r/min

Q&P980 鋼的基體組織為馬氏體、鐵素體和殘余奧氏體.由于母材中殘余奧氏體含量較少(體積分數(shù)約為8.4%)，SEM 和EBSD 很難對其進行精準(zhǔn)測量.圖8 為不同旋轉(zhuǎn)速度下焊核區(qū)的X 射線衍射圖譜.相比于母材，焊核區(qū)一直存在少量殘余奧氏體.隨著旋轉(zhuǎn)速度的增大，代表FCC 相的(220)和(311)面衍射峰逐漸消失，說明焊核區(qū)殘余奧氏體的含量隨著旋轉(zhuǎn)速度的提高呈減少趨勢的.

圖8 不同旋轉(zhuǎn)速度下焊核區(qū)的X 射線衍射圖譜Fig.8 XRD of weld nugget at different rotation speed

2.3 焊接速度對焊核區(qū)微觀組織的影響

不同焊接速度下(旋轉(zhuǎn)速度為400 r/min)Q&P980 鋼FSW 接頭焊核區(qū)微觀組織見圖9.焊接速度為50 mm/min 時，焊核區(qū)為馬氏體和鐵素體的混合組織(圖9a)，焊接速度100 mm/min 時焊核區(qū)組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體(圖9b).焊接速度為200 mm/min～ 400 mm/min 時(圖9c～ 9e)，焊核區(qū)組織為馬氏體組織.

圖9 不同焊接速度下接頭焊核區(qū)中心的微觀組織Fig.9 The microstructures of weld nugget of Q&P980 steel under different welding speed.(a) 50 mm/min;(b) 100 mm/min;(c) 200 mm/min;(d) 300 mm/min;(e) 400 mm/min

圖10 和圖11 為不同焊接速度下Q&P980 鋼FSW 接頭焊核區(qū)微觀組織的IPF 圖和KAM 圖.結(jié)合SEM 組織，焊接速度50 mm/min 時的晶粒組織較粗大，平均晶粒尺寸約為10 μm.隨著焊接速度的提高，晶粒尺寸逐漸減小，平均晶粒尺寸保持在2～ 5 μm 范圍內(nèi).由不同焊接速度下Q&P980 鋼FSW 接頭焊核區(qū)微觀組織的KAM 圖可以看出，焊接速度50 mm/min 時，焊核區(qū)的KAM 值低于其他參數(shù)的KAM 值.相對于晶粒內(nèi)部，晶界處具有較高的KAM 值.而100 mm/min、200 mm/min 和400 mm/min 的焊接速度下，焊核區(qū)的KAM 分布較均勻，說明這些參數(shù)下焊核區(qū)馬氏體晶內(nèi)的位錯密度趨于均勻穩(wěn)定.

圖10 不同焊接速度下Q&P980 鋼FSW 接頭焊核區(qū)微觀組織的IPF 圖Fig.10 The IPF of weld nugget of Q&P980 steel under different rotation speed.(a) 50 mm/min;(b) 100 mm/min;(c)200 mm/min;(d) 400 mm/min

圖11 不同焊接速度下Q&P980 鋼FSW 接頭焊核區(qū)微觀組織的KAM 圖Fig.11 The KAM of weld nugget of Q&P980 steel under different rotation speed.(a) 50 mm/min;(b) 100 mm/min;(c)200 mm/min;(d) 400 mm/min

圖12 為不同焊接速度下焊核區(qū)的X 射線衍射圖譜，可以看出不同焊接速度下焊核區(qū)仍存在少量殘余奧氏體.隨著焊接速度的增快，XRD 圖譜中代表FCC 相的(200)、(220)和(311)面的衍射峰呈減小的趨勢，說明殘余奧氏體含量隨著焊接速度的增快而減小.

圖12 不同焊接速度下焊核區(qū)的X 射線衍射圖譜Fig.12 The XRD of weld nugget at different rotation speed

3 討論分析

攪拌摩擦焊屬于劇烈塑性變形熱力耦合過程，焊核區(qū)組織除了受熱循環(huán)影響外，也受到的劇烈塑性變形作用[17-18].因此，焊接過程中峰值溫度、冷卻速率和變形共同決定了焊核區(qū)的微觀組織.焊核區(qū)的峰值溫度由攪拌頭的旋轉(zhuǎn)速度控制，加熱速率和冷卻速率主要由攪拌頭的焊接速度控制[19].當(dāng)Q&P980 鋼攪拌摩擦焊接接頭焊核區(qū)材料被加熱到Ac3以上，焊核區(qū)組織會發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變.焊核區(qū)在高溫停留時間越長，奧氏體轉(zhuǎn)化越充分.當(dāng)以大于臨界冷卻速率冷卻到Ms 點以下時，焊核區(qū)的組織會在冷卻過程中轉(zhuǎn)化為馬氏體組織.當(dāng)奧氏體在Ac3溫度以上發(fā)生劇烈塑性變形時，由于奧氏體基體內(nèi)及邊界處的形核點急劇增加，會升高奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)化的溫度[20]，發(fā)生形變誘導(dǎo)鐵素體相變(DIFT)效應(yīng).而當(dāng)塑性變形溫度明顯高于Ac3時，由于奧氏體晶粒明顯粗化，鐵素體的形核溫度迅速降低，DIFT 現(xiàn)象也會消失.

根據(jù)熱輸入Q 計算公式[21]和峰值溫度計算公式[22]，即

式中：Q為單位長度的熱輸入，J/mm；η為熱輸入功率，μ為摩擦系數(shù)；P為軸向力，N；R為軸肩半徑，mm；ω為旋轉(zhuǎn)速度，v為焊接速度；K、α 為材料固有常數(shù)；Tp為焊接峰值溫度，℃；Tm為材料的熔點，℃.

由式(1)和式(2)可知，加快旋轉(zhuǎn)速度，焊接過程熱輸入量越多，焊縫的峰值溫度越高.增大焊接速度，單位體積材料的熱輸入量降低，且軸肩的快速移動提高熱擴散速率，因此冷卻速度增大[23].

當(dāng)焊接速度為100 mm/min 時，隨著旋轉(zhuǎn)速度增大(200～ 600 r/min)，焊核區(qū)組織呈馬氏體/鐵素體/殘余奧氏體→馬氏體→馬氏體/貝氏體的演變規(guī)律，晶粒尺寸不斷長大，位錯密度逐漸升高.當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度為200～ 300 r/min 時，焊接熱輸入相對較小，發(fā)生部分鐵素體向馬氏體的轉(zhuǎn)變，此時焊核區(qū)由細小的馬氏體和鐵素體組成；鐵素體位錯密度低，該條件下焊核區(qū)組織以低密度位錯的細小晶粒為主.當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度增大至400 r/min 時，摩擦產(chǎn)生的熱量使得焊核區(qū)峰值溫度達到了Ac3以上，接頭組織發(fā)生了完全奧氏體化，焊后溫度快速冷卻至Ms 點以下，促使焊核區(qū)的組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體.當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度增大至600 r/min 時，焊接高溫區(qū)停留時間變長，焊后冷卻速率降低，焊核區(qū)組織在冷卻過程中在較高溫度下生成少量貝氏體組織，因此組織為馬氏體和貝氏體.由于馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要是由高密度纏結(jié)的位錯組成[24]，因此旋轉(zhuǎn)速度增大，位錯密度增加，且馬氏體內(nèi)存在大量的板條，板條邊界處高密度的位錯造成高KAM 值，因此焊核區(qū)晶界處和晶粒內(nèi)部均存較多的位錯.晶粒尺寸隨著旋轉(zhuǎn)速度增加，焊后高溫停留時間增長，導(dǎo)致晶粒尺寸發(fā)生長大、粗化的現(xiàn)象.

當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度控制在400 r/min，焊接速度從50 mm/min 增大到600 mm/min 時，焊核區(qū)組織演變規(guī)律為馬氏體/鐵素體/殘余奧氏體→馬氏體.焊接速度從100 mm/min 增大到600 mm/min 時，焊核區(qū)微觀組織全部為馬氏體組織.這說明400 r/min的旋轉(zhuǎn)速度下，摩擦產(chǎn)生的熱量使焊接接頭的溫度達到Ac3以上，焊核區(qū)組織發(fā)生完全奧氏體化，在較快的冷卻速度較快(大于臨界冷卻速度)，此時組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體.與此不同的是，當(dāng)焊接速度為50 mm/min 時，焊后組織為馬氏體和鐵素體.由式(1)和式(2)可知，與其他焊接參數(shù)相比，焊接速度50 mm/min 條件下峰值溫度最高，在高溫下組織發(fā)生完全奧氏體化.在50 mm/min 較慢的焊接速度下，焊接峰值溫度高且經(jīng)歷了劇烈的塑性變形，在較高的應(yīng)變速率下焊核區(qū)發(fā)生了DIFT 現(xiàn)象[25].焊接速度越慢，焊后冷卻速率越低，高溫停留時間長，各種因素共同導(dǎo)致焊核區(qū)不僅有尺寸較大的馬氏體，還有鐵素體生成.同時，焊核區(qū)長時間停留在高溫下，原奧氏體晶粒粗化明顯，加之較低的冷卻速率，導(dǎo)致焊后組織粗大.焊接速度增大到100～600 mm/min 時，焊核區(qū)DIFT 現(xiàn)象消失，同時峰值溫度降低，奧氏體晶粒長大傾向減小；冷卻速率提高，過冷度增大，增加了馬氏體的形核率，進一步促進了馬氏體的轉(zhuǎn)變，形核率的提高也促進了馬氏體板條的細化，因而焊核區(qū)的晶粒尺寸隨焊接速度的提高而減小.

4 結(jié)論

(1)當(dāng)焊接速度一定，焊接接頭旋轉(zhuǎn)速度為200 r/min 時，焊核區(qū)組織仍為馬氏體和鐵素體，但晶粒尺寸相比母材明顯細化，而且鐵素體含量減少；旋轉(zhuǎn)速度300 r/min 時，焊核區(qū)鐵素體含量進一步減少；當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度為400 r/min 時，焊核區(qū)組織已全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，旋轉(zhuǎn)速度600 r/min 時，焊核區(qū)組織為馬氏體和少量貝氏體的混合組織.

(2)當(dāng)焊接接頭旋轉(zhuǎn)速度一定，焊接速度為50 mm/min 時，焊核區(qū)組織為馬氏體和鐵素體的混合組織，晶粒組織較為粗大；當(dāng)焊接速度為100 mm/min 時，焊核區(qū)組織已全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，且隨著焊接速度的提高，焊核區(qū)的組織變化不明顯，全部為馬氏體組織，且馬氏體組織得到細化，晶粒尺寸減小.

(3)在FSW 過程中工藝參數(shù)對焊核區(qū)的微觀組織轉(zhuǎn)變有著復(fù)雜的作用.其中，峰值溫度很大程度上取決于旋轉(zhuǎn)速度，而焊接速度的增加會顯著提高焊后的冷卻速率，焊核區(qū)組織在劇烈塑性變形和高溫的共同作用，因此焊核區(qū)的組織演化受其經(jīng)歷的塑性變形、峰值溫度和焊后冷卻速率的共同控制.