激光焊接fe-mn-c系低合金钢变形行为

激光焊接fe-mn-c系低合金钢变形行为

作为新一代高性能钢（ahss），twip钢的优越性能满足现代汽车工业发展对安全和量化的需求。与上一代高性能钢(双相钢、TRIP钢)一样,它的应运而生是对汽车小排量、低能耗需求的日益提高所致。其中Fe-Mn-C系合金TWIP钢研究发展迅速,与Fe-Mn-Al-Si系一同成为目前研究最热门的合金系。高锰奥氏体钢在机械载荷下展现优异的力学性能,即孪晶诱发塑性(加载下形成大量机械孪晶)以及相变诱发塑性(全奥氏体相转变为ε或α马氏体)。近五年,高锰TWIP钢的高强塑性引发国内外的学者关注,如高锰合金TWIP组织与机械性能(应变速率,加工硬化,断口失效和疲劳),温度与层错能以及晶体学行为分析,均有相关文章对其分别进行深入讨论。对于TWIP钢的焊接性能的分析,国内相关研究较少,且主要集中在添加焊丝的惰性气体钨极保护焊(TIG)与熔化极惰性气体保护焊(MIG)研究。然而生产加工中常用的电弧焊在焊接中存在许多不利因素,如添充焊丝,焊后热影响区较宽和使用特殊保护气体(氮气,氩气)等。周小芬等人的研究中指出焊丝的性能远低于TWIP钢的力学性能而导致焊后力学性能下降,且断裂易发生在焊缝区域。胡志强等人改善焊丝成分,断裂仍在焊缝处发生,伴随着明显的缩颈。另一方面,激光焊接作为特种焊接,具有高能量密度,无需添加焊丝,热影响区窄,在实际加工中显著提高焊接精度与生产效率等特点。近三年内TWIP钢激光焊(LBW)在国外已有相关文章展开TWIP钢与异种钢对焊的性能研究,但国内目前尚无相关TWIP钢激光焊接性能的报道。因此,本文采用CO2连续激光焊接研究高锰Fe-Mn-C系TWIP钢组织与性能的影响。1实验材料和方法1.1化学成分的测定试样选用尺寸为200mm×70mm×1.6mm的冷轧TWIP钢板,化学成分如表1所示。焊前对冷轧板在盐浴炉里进行退火处理(800℃,30min),水冷至室温。1.2拉伸拉伸实验对TWIP钢板去油污和氧化膜处理后,选用CO2连续激光焊接器(型号:DC250)进行激光焊接,见图1。工艺参数为:激光功率2.5kW,光斑直径0.6mm,离焦量-0.8mm,保护气体流量15L/min,焊接速度分别为2.0、2.5m/min,且实验钢板间不加填充丝的单道对焊。按A30标准沿垂直于焊缝方向取拉伸试样,规格为34mm(拉伸标距)×6.4mm(宽度),室温下进行拉伸实验,速度1mm/min。分别使用VHX-600超景深三维显微镜和日立SU-1510钨灯丝扫描电镜观察拉伸前后焊接试样的截面组织。用MH3显微硬度机测试焊缝-热影响区和母材的维氏硬度值。物相定性分析使用DLMAX-2550XRD衍射仪,扫描速度与角度分别为0.1°/min,30°~100°。使用背散射电子衍射技术(EBSD)观察晶粒尺寸、取向与织构变化(倾转角度70°,加速电压20kV,步长0.5~1μm)。2结果与分析2.1微观组织与变形孪晶不同焊速的试样接头形貌见图2。总体而言,不同焊速的激光焊接没有发现明显的焊接缺陷,如未焊透,裂纹,熔池上表面发生下榻和咬边现象。放大500倍后可发现焊接接头主要分为焊缝区与热影响区。如图3(a)、3(b)所示,速度2.0、2.5m/min试样的热影响区宽度分别为0.32mm和0.21mm。局部重熔后焊缝组织依附于未熔的母材晶粒沿温度梯度最大的方向向熔池中心生长,直至形成粗大的树枝晶,如图3(c)。另一方面,如图3(d)所示,未熔的母材受到焊接热循环的作用可分为细晶区与粗晶区。紧邻焊缝区的热影响区由于被加热到Ac3以上温度,产生新无畸变的新晶核,发生再结晶形核过程,并且由于空冷与传热作用抑制晶粒长大,从而形成细晶区(5~10μm)。由于较低的热导性,使得离焊缝较远的母材始终受到焊接热作用且无法得到有效的传热而处于过热状态,致使再结晶奥氏体晶粒严重长大,形成粗晶区(30~40μm)。图3(e)还可清晰地观察到退火孪晶存在于热影响区中。焊接试样拉伸后,组织形貌如图4所示,出现晶粒沿拉伸方向拉长。图4(a)为焊缝处形变组织,与图3(c)相比,树枝状晶体明显被拉伸,形成“穗状“组织,并伴有少量变形孪晶出现在一次晶轴上。图4(b)、4(c)分别为焊缝区与热影响区交界处与热影响区的形变组织。图4(d)为热影响区局部放大至1000倍后的显微组织图,可以明显地观察到大量变形孪晶的出现。陆惠菊等人指出,当一个孪晶受阻于晶界,增加的应变将诱发另一个孪晶开始生长,形成台阶状。当两个孪晶同时生长时组织形貌会出现格子状。结合图3(e)可知,热影响区的变形孪晶继承退火孪晶的有利取向。在加载的情况下,孪生协调晶粒的取向而逐渐在大量晶粒内形成变形孪晶。因此,从热影响区变形组织形貌可初步确认,热影响区在受力形变时存在孪晶诱发塑性变形。2.2拉伸宏观组织及断口分析不同焊速下的焊缝区硬度平均值均为254HV0.01,热影响区的硬度值范围在265~308HV0.01间,以及母材的硬度平均值一般在311HV0.01左右,见图5(a)。其中,热影响区的硬度起伏明显,梯度较大,主要原因在于热影响区分为细晶区与粗晶区,即不同的晶粒尺寸使得显微硬度满足霍尔佩奇公式,从而存在一定的硬度梯度。焊速2.0m/min的焊缝区为0.51mm,热影响区为0.41mm;焊速2.5m/min时,焊缝区与热影响区均相对于2.0m/min的窄,即分别为0.49、0.23mm,与图3(a)、3(b)的焊接接头显微组织观察结果基本保持一致。图5(b)所示3mm/min的拉伸速率下,焊接接头的屈服强度与母材基本相同,母材为541MPa,2.5m/min为533MPa,2.0m/min为528MPa。与母材的抗拉强度为1219MPa和延伸率为62.3%相比,在激光焊接后抗拉强度和延伸率下降明显。2.5m/min焊速试样的抗拉强度为1071MPa,延伸率为32%。而2.0m/min的延伸率低于母材的一半,仅23%左右,以及987MPa的抗拉强度。一般认为,TWIP效应的发生将致使积塞于孪晶界的位错为获得继续变形的能力,从高应变区转向低应变区,直至孪晶形成,从而显著延迟拉伸过程中母材出现宏观颈缩现象。然而焊接接头的拉伸宏观断口出现明显颈缩现象,且塑性变形主要发生在焊缝区(图6)。主要原因在于层错能(SFE)降低至20mJ/m2以下的粗大树枝晶使焊缝区的硬度与强度降低,受力后择优变形并发生马氏体相变,从而发生宏观颈缩现象。结合XRD(图7)进一步证实,静态拉伸实验后,焊速2.5m/min试样在发生TWIP效应的同时,伴随有一定的TRIP效应,即γ→ε诱发塑性。2.0m/min的在相同应变速率(0.08)下,进一步发生ε→α相变过程。对于变形前焊接试样,XRD图谱没有出现马氏体的波峰,即以单一的奥氏体为相结构。由此可说明,焊后拉伸宏观失效图的颈缩现象主要由TRIP效应所引起。通过观察母材与焊缝断口的SEM形貌(图8),发现母材与焊接接头的断裂行为主要以微孔积聚断裂为主的韧性穿晶断裂,即材料发生塑性变形时,材料中原有的微孔洞或在变形过程中产生的微孔洞随着塑性变形的增大而不断扩展并相互连接,直至材料发生断裂。分别观察母材与焊缝断口,未焊母材的断口韧窝最深且沿着深度方向呈明显的阶梯状,见图8(a)。随着焊接速度的降低,韧窝深度变浅,分布数量减少,见图8(b)、8(c)。2.3csl晶界孪晶界图9为不同焊接速度下焊接接头与基体的重位点阵图。可知焊缝区存在较高的Σ1晶界比例,且焊接速度越慢,Σ1重位点阵(CSL)晶界含量增加。与焊缝区相比,热影响区与母材中除了存在Σ1晶界外,还出现一定含量的Σ3和Σ9CSL晶界,且焊速越快,Σ3和Σ9CSL晶界的含量越高。在低层错能的面心立方金属中,退火孪晶一般产生于Σ3n晶界,即低角度的Σ3CSL晶界(孪晶界)在迁移的过程中由于晶核与基体的重位点阵不一致发生沿<111>转变为高角度晶界(Σ9,Σ27CSL晶界)。这使得激光焊接后的接头在持续变形的过程中,择优取向于退火孪晶中发生TWIP效应。当晶粒处于不利取向的滑移系时,变形晶体将发生孪生以促进继续变形。而且,与图9相对应的取向分布图10发现,随着焊接速度的提高,焊缝区与热影响区的60°取向差所占的比例有明显提高,0°取向差所占的比例降低,而38.74°取向差所占的比例变化量不大。通常情况下,取向差由Σ值决定,即在立方晶体中,Σ1CSL晶界与晶粒取向关系为沿晶轴旋转0°,Σ3CSL晶界为沿晶轴旋转60°,Σ9CSL晶界为沿晶轴旋转38.74°。对于fcc结构,Σ3CSL晶界(孪晶界)的大量产生有利于增加其它CSL晶界的数量,且有效的断开随机晶界的连续性,使得材料在拉伸过程中,裂纹无法沿着随机晶界(Σ值>29)继续扩展,提高焊后热影响区的塑性,并使最终断裂发生在焊缝区。因此,随着焊速的提高,对应于Σ3CSL晶界的60°取向差的增大将最终提高2.5m/min激光焊接试样的力学性能。3激光焊接件拉伸断裂分析(1)激光焊接无需预热,填充焊丝,焊接后为单一的奥氏体。激光焊接参数选择为:2.5kW,2.5m/min时,焊接接头力学性较优,可达到32%的延伸率和1100MPa的抗拉强度。(2)当激光焊接件受力变形时,焊