曾凡

博侃電氣（合肥）有限公司 安徽合肥 230088

1 序言

高強(qiáng)鋼是重要的結(jié)構(gòu)用鋼，其加工工藝主要是焊接，但由于此類鋼晶粒極度細(xì)化和強(qiáng)化的多樣性，因此在焊接過程中面臨的嚴(yán)重問題是接頭焊縫的強(qiáng)韌化、熱影響區(qū)的晶粒長(zhǎng)大和軟化等。常規(guī)的焊接方法易導(dǎo)致熱影響區(qū)軟化及焊接變形，而高能量密度的激光焊接，因其加熱和冷卻速度快以及窄的熱作用范圍，而成為用于高強(qiáng)鋼焊接的最佳焊接方法之一[1-3]。

近年來，隨著激光焊接技術(shù)的發(fā)展，激光焊接高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼的應(yīng)用越來越廣泛，國(guó)內(nèi)外許多學(xué)者在多種級(jí)別的高強(qiáng)鋼激光焊接性研究上取得了一些進(jìn)展，獲得了一定的經(jīng)驗(yàn)成果[4，5]。彭冀湘等[6]采用熱模擬技術(shù)研究了900MPa級(jí)超高強(qiáng)度鋼過熱區(qū)經(jīng)歷二次熱循環(huán)后組織與韌性的變化規(guī)律。趙琳等[5]研究了800MPa級(jí)超低碳貝氏體鋼的熱影響區(qū)性能，試驗(yàn)結(jié)果顯示，熱影響區(qū)的組織是粒狀貝氏體，熱影響區(qū)沒有軟化區(qū)，認(rèn)為采用合適的焊接參數(shù)能夠獲得優(yōu)良的沖擊性能。王文權(quán)等[7]研究了汽車用多種高強(qiáng)鋼激光焊接的組織性能，特別焊接后的沖壓成形性能，發(fā)現(xiàn)馬氏體焊縫組織惡化了其成形性。SHARMA等[8]研究了激光焊接TRIP鋼、DP鋼、硼化鋼等不同類型高強(qiáng)鋼的焊接性，對(duì)比分析了焊接接頭的組織和力學(xué)性能，以及不同類型高強(qiáng)鋼能量利用率的差異。

目前，雖對(duì)多種高強(qiáng)鋼焊接性進(jìn)行了大量的研究，但考慮到高強(qiáng)鋼熱軋態(tài)特有的組織，特別是熱影響區(qū)組織演化規(guī)律是一個(gè)需要深入研究的課題。本文采用光纖激光焊接厚度為6mm的1000MPa級(jí)熱軋態(tài)高強(qiáng)鋼，接頭為單面焊雙面成形，研究了焊接接頭的組織和性能特點(diǎn)，旨在為利用光纖激光焊接工藝焊接高強(qiáng)鋼熱軋板提供相關(guān)的理論基礎(chǔ)。

2 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)采用屈服強(qiáng)度為960M P a、抗拉強(qiáng)度為1100MPa，斷后伸長(zhǎng)率為18.4%、厚度為6mm的國(guó)產(chǎn)高強(qiáng)鋼的熱軋板作為基體材料，其化學(xué)成分見表1，顯微組織如圖1所示。由圖1明顯可見，軋制變形后的帶狀組織形態(tài)，組織為細(xì)小板條馬氏體＋粒狀貝氏體＋少量索氏體。試驗(yàn)用激光焊接系統(tǒng)為YLS 6000光纖激光器和KUKA焊接機(jī)器人。激光器最大輸出功率6kW，波長(zhǎng)為1.06μm，最小光斑直徑為0.26mm。采用的激光焊接參數(shù)為激光功率5kW、掃描速度1m/min、離焦量-2mm，焊接過程中保護(hù)氣體采用純Ar。

表1 高強(qiáng)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） （%）

利用Axio Imager.Z2m型光學(xué)金相顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察；利用JSM-6460掃描電子顯微鏡進(jìn)行斷口形貌和顯微組織分析；利用HV1000顯微硬度計(jì)進(jìn)行焊接接頭顯微硬度檢測(cè)；用WDW3100型電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行激光焊接接頭拉伸試驗(yàn)。

3 試驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 焊接接頭顯微組織

（1）焊縫 高強(qiáng)鋼激光焊接接頭橫截面宏觀形貌如圖2所示。由圖2可知，焊縫成形良好，未見咬邊、裂紋、氣孔等缺陷，且明顯可看出接頭分為3個(gè)區(qū)域，分別為焊縫、熱影響區(qū)和母材，且熱影響區(qū)較窄。高強(qiáng)鋼熔合區(qū)及右側(cè)和中部焊縫微觀組織如圖3所示。由圖3a可知，由于焊縫和母材化學(xué)成分相同，液態(tài)金屬易在熔池壁上接連長(zhǎng)大，焊縫金屬晶粒和熔合線附近母材晶粒保持同一晶軸，因此過熱區(qū)晶粒越粗大，焊縫中連生柱狀晶也越粗大。另外，熔合區(qū)粗大的晶粒與焊縫粗大馬氏體柱狀晶連生生長(zhǎng)。

圖2 高強(qiáng)鋼激光焊接接頭橫截面宏觀形貌

圖3 高強(qiáng)鋼熔合區(qū)和焊縫微觀組織

由圖3b可知，焊縫為典型的過熱淬火組織，即粗大的板條馬氏體，還存在少量的黑色針狀上貝氏體組織。多個(gè)板條平行排列，同方向生長(zhǎng)，構(gòu)成板條束，且板條束彼此呈一定的夾角，板條束之間有明顯的殘留奧氏體存在。殘留奧氏體生成主要是因?yàn)樵诶鋮s過程中，當(dāng)大部分馬氏體形成后，剩下的奧氏體被分割成一些很小的區(qū)域，它們被周圍的馬氏體包圍，在冷卻過程受到巨大的各向壓力，處于高應(yīng)力狀態(tài)，從而阻礙其向馬氏體轉(zhuǎn)變而成為殘留奧氏體。又由于試驗(yàn)采用的焊接熱輸入大，升溫速度快，金屬處于過熱狀態(tài)，致使奧氏體晶粒急劇長(zhǎng)大，最終導(dǎo)致焊縫組織為粗大的板條馬氏體組織[8]。

（2）焊接熱影響區(qū) 焊接熱影響區(qū)是焊接接頭的薄弱區(qū)域，因焊接不均勻加熱和冷卻而引起熱影響區(qū)顯微組織和性能變化對(duì)接頭性能影響很大，因此研究高強(qiáng)鋼焊接熱影響區(qū)的顯微組織及性能特點(diǎn)非常必要，焊接熱影響區(qū)明顯可分為粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)、不完全正火區(qū)及回火區(qū)4個(gè)區(qū)域。

高強(qiáng)鋼焊接熱影響區(qū)不同區(qū)域的微觀組織如圖4所示。由圖4可知，熱影響區(qū)主要由馬氏體、貝氏體和少量殘留奧氏體構(gòu)成，但因組織分布不均衡而導(dǎo)致熱影響區(qū)不同區(qū)域的組織形態(tài)和性能差別很大。過熱區(qū)組織主要為低碳板條馬氏體＋少量貝氏體＋殘留奧氏體，馬氏體相對(duì)母材較粗大，而與焊縫相比，由于冷卻速度快和保溫時(shí)間短，板條束細(xì)?。ㄒ妶D4a）。細(xì)晶區(qū)高溫停留時(shí)間短，且奧氏體晶粒均勻，最終形成的組織為細(xì)小馬氏體＋貝氏體（見圖4b）。一般來說，此區(qū)域強(qiáng)度和韌性都較好。

圖4 高強(qiáng)鋼焊接熱影響區(qū)不同區(qū)域的微觀組織

圖4c和圖5所示為熱影響區(qū)的不完全正火區(qū)微觀組織，即熱影響區(qū)與組織未發(fā)生改變的原始母材的過渡區(qū)，組織為馬氏體＋貝氏體＋殘留奧氏體，但晶粒大小和分布極不均勻，仍保留原始母材組織的帶狀特征，且更加細(xì)長(zhǎng)。由于母材中的索氏體組織主要分布在板條馬氏體的晶界處，因此當(dāng)焊接加熱至Ac1以上時(shí)，索氏體組織中的珠光體形成奧氏體，鐵素體不發(fā)生轉(zhuǎn)變，在連續(xù)冷卻時(shí)，轉(zhuǎn)變的奧氏體在晶界處形成板條馬氏體，而細(xì)小板條馬氏體、貝氏體和殘留奧氏體分布在帶狀板條馬氏體的晶界位置，組織的連續(xù)性被割裂，惡化了此區(qū)域的性能。又由于此溫度范圍，鐵原子難以擴(kuò)散，而碳原子則可以，因此過冷奧氏體也易形成貝氏體組織，進(jìn)一步降低了此區(qū)域的硬度。

圖5 不完全正火區(qū)微觀組織（SEM）

由圖4d可知，其微觀組織仍保留了母材原始軋制態(tài)特征，但組織有長(zhǎng)大趨勢(shì)，回火索氏體組織（黑色小區(qū)）有所增加。另外，此區(qū)域在焊接熱循環(huán)的作用下，原始母材細(xì)小的板條馬氏體組織發(fā)生大量分解和長(zhǎng)大，以及碳化物的聚集和長(zhǎng)大，使此區(qū)域的強(qiáng)度和硬度下降較多。

3.2 焊接接頭的力學(xué)性能

（1）顯微硬度 對(duì)焊接接頭各區(qū)域顯微硬度進(jìn)行檢測(cè)，每隔0.1mm測(cè)定一個(gè)點(diǎn)，載荷為0.98N，加載時(shí)間15s，各區(qū)域的顯微硬度分布如圖6所示。由圖6可知，焊縫區(qū)的平均硬度約為420HV，焊接熱影響區(qū)的平均硬度為400HV，母材的平均硬度為450HV。母材硬度最大，焊縫和熱影響區(qū)硬度相差不多。由微觀組織分析可知，母材組織以馬氏體和貝氏體為主，晶粒組織更細(xì)小，而且母材保留了軋制過程遺留的多種強(qiáng)化機(jī)制，造成母材的硬度顯著高于熱影響區(qū)和焊縫的硬度。而焊縫中位錯(cuò)密度較高的低碳板條馬氏體使焊縫具有較高的強(qiáng)度和硬度。

圖6 焊接接頭的顯微硬度分布

對(duì)熱影響區(qū)4個(gè)區(qū)域的硬度進(jìn)行更細(xì)致的分析可知，細(xì)晶區(qū)的硬度最高，與焊縫相差不多，主要是因?yàn)槠浣M織為完全淬火的細(xì)小板條馬氏體；過熱區(qū)的硬度因馬氏體粗化而略低。而不完全正火區(qū)和回火區(qū)硬度在整個(gè)焊接接頭中最低，是焊接接頭的軟化區(qū)，這也與一般焊接方法過熱區(qū)是焊接接頭的最薄弱部位不同。激光焊接過程中，不完全正火區(qū)、回火區(qū)組織長(zhǎng)大的趨勢(shì)較為明顯；受熱循環(huán)的影響，此區(qū)域馬氏體內(nèi)易析出Fe3C，消除馬氏體畸變程度，硬度和強(qiáng)度都明顯下降；此區(qū)域的馬氏體減少，而貝氏體量增加，進(jìn)一步降低了其硬度。另外，此區(qū)域組織的分布極不均勻，連續(xù)性較差，是整個(gè)焊接接頭受力最薄弱的部位。

熱影響區(qū)的軟化程度和軟化區(qū)的寬度與焊接熱輸入、焊接方法有很大的關(guān)系，熱輸入越小，加熱冷卻速度越快，受熱時(shí)間越短，軟化程度越小，軟化區(qū)的寬度也越窄，而此次試驗(yàn)選取的焊接參數(shù)熱輸入相對(duì)較大，為消除焊接接頭的軟化區(qū)，應(yīng)降低焊接熱輸入。另外，也可嘗試焊后進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理，提高此區(qū)域的強(qiáng)度和硬度。

（2）拉伸性能 焊接接頭的拉伸斷裂試樣如圖7所示。由圖7可見，試樣斷裂于距焊縫邊緣約2mm處，此區(qū)域?yàn)闊嵊绊憛^(qū)的不完全淬火區(qū)或回火區(qū)，正是整個(gè)焊接接頭的軟化區(qū)，其拉伸性能和顯微硬度吻合較好。

圖7 焊接接頭的拉伸斷裂試樣

拉伸試驗(yàn)結(jié)果見表2。由表2可知，焊接接頭的平均抗拉強(qiáng)度與母材相差不大，約為1057MPa，但是其斷后伸長(zhǎng)率僅為母材的1/2（母材斷后伸長(zhǎng)率為18.4%），可見焊接接頭的塑性下降較多，主要是斷裂區(qū)域組織分布極不均勻，呈明顯的帶狀分布，組織的連續(xù)性較差，易造成帶狀板條馬氏體晶界處的馬氏體和貝氏體優(yōu)先開裂，嚴(yán)重惡化了此區(qū)域的塑性和韌性。

表2 拉伸試驗(yàn)結(jié)果

拉伸斷口掃描電鏡形貌如圖8所示。由圖8可知，斷口以大量的等軸韌窩為主，但韌窩較淺，大小和分布極不均勻，且呈帶狀分布，韌性較差，與不完全淬火區(qū)的組織有很好的對(duì)應(yīng)關(guān)系。從拉伸斷口整體上看，斷裂類型仍為韌性斷裂。

圖8 拉伸斷口掃描電鏡形貌

4 結(jié)束語

1）采取激光功率5kW、焊接速度1m/min、離焦量-2mm的焊接參數(shù)，可完成單面焊一次熔透6mm厚的1100MPa高強(qiáng)鋼，無氣孔、裂紋等焊接缺陷，實(shí)現(xiàn)了較好的單面焊雙面成形；雖然熔合線不明顯，但熔合區(qū)較寬。

2）焊縫微觀組織以粗大的板條馬氏體為主，有少量上貝氏體，強(qiáng)度與母材相差不多；焊接熱影響區(qū)以細(xì)小的板條馬氏體、粒狀貝氏體及少量殘留奧氏體為主，其中由于不完全正火區(qū)和回火區(qū)組織分布極不均勻，呈條帶狀分布，晶界處存在細(xì)小馬氏體、貝氏體和殘留奧氏體結(jié)構(gòu)，是整個(gè)焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)。

3）焊接接頭的顯微硬度分布為母材＞焊縫＞熱影響區(qū)，這是因?yàn)楦鲄^(qū)域板條馬氏體的分布大小不同；焊接熱影響區(qū)的回火區(qū)和不完全正火區(qū)硬度最低，是焊接接頭的軟化區(qū)；焊接接頭的強(qiáng)度基本與母材等強(qiáng)，而塑性只有母材的一半，斷裂于熱影響區(qū)和焊縫。