Microstructure and properties of ultra-high strength steel joints welded with high nitrogen austenite wire
-
摘要: 为解决超高强钢焊接冷裂纹问题，采用强度低于母材的高氮奥氏体丝材进行GMAW工艺试验，研究在不同坡口角度下超高强钢焊接接头组织性能. 结果表明，采用该焊丝获得的接头焊缝成形良好，焊缝截面未见裂纹缺陷. 熔合线附近组织主要为针状和板条状马氏体，焊缝组织主要为奥氏体及被奥氏体基体所包围的铁素体树枝晶. 熔合线附近马氏体区硬度平均值为530 HV；焊缝区硬度平均值为275 HV. 相对于60°坡口接头，90°坡口接头熔合线附近马氏体组织硬度更高. 90°坡口接头的抗拉强度平均达到850 MPa，最高达887 MPa，而60°坡口接头抗拉强度平均仅为690 MPa.Abstract: In order to solve the problem of cold cracks in ultra-high-strength steel welding, the GMAW process experiment was carried out with high-nitrogen austenitic wire with lower strength than the base metal to study the microstructure and properties of ultra-high-strength steel welded joints at different grooved angles. The results show that welded joints are well formed without cracks according to cross-section of weld, the microstructure near the fusion line is mainly acicular and lath martensite, and the weld structure is mainly austenite and ferrite dendrites surrounded by austenite matrix; the average hardness of the martensite zone near the fusion line is 530 HV; the average hardness of the weld zone is 275 HV; compared to 60° grooved joints, the hardness of the martensite structure near the fusion line of 90° grooved joints are higher; The average tensile strength reaches 850 MPa, and the highest is 887 MPa, while the average tensile strength of 60° groove joints is only 690 MPa.
-
0. 序言
不同种类的金属材料进行组合可以充分发挥不同材料的优势[1]，铝合金具有质量轻的优势，钛合金具有较高的承载性能和优异的耐腐蚀性能，在铝合金板上附着一层钛合金薄板可以得到轻量化、高承载和耐腐蚀性能的钛/铝复合板，在结构和装备中具有较广阔的应用前景[2].
钛合金和铝合金性能差异较大，采用传统焊接方法不能成功进行焊接[3]，爆炸焊接技术可以很好地解决这个问题，爆炸焊作为一种固态连接方法，可以实现任意不同种类金属的焊接，且焊接完成后可以得到高质量的界面[4-7].在钛/铝复合板的制备过程中，将钛合金和铝合金直接进行焊接[8]，但是由于2种材料不相容得到了平直状的结合界面，且存在较多缺陷，将纯铝夹层加入到钛/铝材料的爆炸焊接中[9-10]，解决了爆炸焊接过程中界面动能损失过大的问题，避免界面出现连续熔化层等缺陷，并得到了规律且结合质量较好的界面.
大量的爆炸焊接试验需要耗费较大成本，且爆炸焊接过程中的界面现象无法观察，数值模拟因其成本低和方便快捷成为分析爆炸焊接过程和界面特征的有效方法.目前，光滑粒子流体动力学方法(smoothed particle hydrodynamics, SPH)由于其无网格以及可以在跟踪材料变形的同时捕获移动界面，凭借此优势已被应用到爆炸焊接的模拟中[11-12]，已有学者采用SPH方法对爆炸焊接过程进行了分析[13-14]，目前多数试验都将爆炸焊接过程简化为冲击焊接，而没有考虑炸药的驱动作用和夹层的存在，爆炸焊接过程中2个不同界面具有不同的界面特征，而目前对多层板爆炸焊接过程的模拟以及对多个界面的界面特征状态研究较少.
基于以上现状，采用爆炸焊接技术成功制备了TC1/1060/6061复合板，对复合板的界面形貌和元素进行了分析，通过力学性能试验验证界面结合质量，采用数值模拟方法分析界面状态和爆炸焊接过程.
1. 试验方法
试验中覆板(TC1)尺寸为620 mm × 300 mm × 2 mm，夹层(1060)尺寸为600 mm × 300 mm × 1 mm，基板(6061)尺寸为600 mm × 300 mm ×6 mm. 钛合金和铝合金化学成分见表1和表2.
表 1 TC1化学成分 (质量分数, %)Table 1. Chemical composition of TC1Al Mn Fe C N H O Ti 1.0 ~ 2.5 0.7 ~ 2.0 0.3 0.08 0.05 0.012 0.15 余量 表 2 1060和6061化学成分 (质量分数, %)Table 2. Chemical compositions of 1060 and 6061材料 Fe Ti Si Mn Zn Mg Cu Cr Al 1060 0.35 0.03 0.25 0.03 0.1 0.03 0.06 0.04 ~ 0.36 余量 6061 0.7 0.15 0.4 ~ 0.8 0.15 0.25 0.8 ~ 1.2 0.15 ~ 0.4 — 余量 采用平行法进行爆炸焊接试验如图1所示，试验中采用低爆速乳化炸药，炸药厚度为30 mm，密度约为0.8 g/cm3，爆速约为2.2 km/s，爆炸采用端部起爆方式，将炸药均匀分布在覆板上方，而后采用电雷管进行引爆，为了避免边界效应[15]，覆板长度(620 mm)稍大于基板(600 mm)和夹层的长度(600 mm)，各层板间的间距设置为2 mm，中间放置铜片作为支撑.
爆炸焊接试验结束后，采用线切割机对复合板进行切割取样，取样位置位于复合板中心的位置，以10% HF + 10% HNO3 + 5% HCl溶液为腐蚀剂对金相样品进行腐蚀，然后通过LEICA DZM2700型光学显微镜观察界面形态，采用BRUKER D8 Advance型X射线衍射仪和OXFORD ULTIM MAX40型能谱分析仪对界面附近的元素进行分析，根据国家标准GB/T 228.1—2010《金属材料 拉伸试验第1部分 室温试验方法》和GB/T 6396—2008《复合钢板力学及工艺性能试验方法》分别确定拉伸试样和剪切试样的尺寸，并在CS400-300 kN型万能试验机上进行拉伸试验和剪切试验.
2. 有限元模型及参数选取
2.1 有限元模型
TC1/1060/6061有限元模型如图2所示，模型中材料及相关参数与爆炸焊接试验一致，引爆点在覆板(TC1)的边缘位置，采用光滑粒子流体动力学方法(SPH)和任意拉格朗日-欧拉方法(arbitrary lagrangian eulerian, ALE)模拟爆炸焊接过程中复合板的不同部分，为了分析结合界面的波形、涡流的产生和射流的形成，采用SPH方法模拟TC1覆板、1060中间夹层和6061基板，ALE方法用于模拟地基和乳化炸药，SPH方法中的颗粒越小，模拟精度越高，但计算效率会降低，考虑到数值模拟的准确性和计算成本，模型长度取75 cm，SPH方法中的粒度设置为0.1 mm，总粒子数量为68 100.
2.2 参数选取
乳化炸药选用Jones-Wilkins-Lee(JWL)状态方程，其压力和能量的关系为
$$ P= A\left(1 - \frac{\omega }{{{R_1}V}}\right){e^{ - {R_1}V}} + B\left(1 - \frac{\omega }{{{R_2}V}}\right){e^{ - {R_2}V}} + \frac{{\omega {E_0}}}{V} $$ (1) 式中：P为爆轰产物的压力；V为爆轰产物的相对比容；E0为初始比内能；ω，R1，R2，A和B为材料参数，参数见表3[16].模拟中各层金属板和地基均采用冲击状态方程，并采用Steinberg-Guinan本构模型描述覆板、基板及夹层的力学行为，以准确反映高速碰撞期间界面及其附近区域的应力应变行为.状态方程和本构模型参数见表4，其中，C为材料体积声速，S1和S2为拟合系数，Γ为Gruneisen系数，G′p，G′T，Y′p为材料参数，G为剪切模量，Y为屈服应力.
表 3 炸药的JWL状态参数Table 3. JWL state parameters of explosive炸药密度
ρ/(g·cm−3)炸药爆速
v/(m·s−1)材料常数1
A/GJ材料常数2
B/GJ材料常数3
R1材料常数4
R2材料常数5
ω0.8 2100 8.615 0.818 3.754 0.807 0.001 表 4 TC1、1060和6061的冲击状态方程和Steinberg-Guinan本构模型参数Table 4. Parameters of Shock EOS and Steinberg-Guinan model for TC1, 1060 and 6061材料 材料体积声速
C/(km·s−1)拟合系数
S1拟合系数
S2Gruneisen
系数Γ材料参数
G′p材料参数
G′T/(107 Pa·K−1)材料参数
Y′p剪切模量
G/MPa屈服应力
Y/MPaAl-6061 5.240 1.40 0 1.97 1.800 −1.700 0.018 9 27600 290 Al-1060 5.050 1.35 0 1.97 1.766 −1.669 0.002 9 26530 125 TC1 5.241 1.03 0 1.23 0.482 −2.698 0.015 3 48070 460 3. 试验结果
3.1 界面形貌
复合板的界面形貌如图3所示，TC1/1060界面呈现出直线型形貌(图3a)，1060/6061界面呈现出典型的波状形貌(图3b)，且在每个波形附近都出现了涡流区，2个界面均结合较好，不存在微裂纹等缺陷，6061界面形成过程中射流与金属板发生周期性的相互作用而形成了连续的凹陷与隆起，而波状界面附近涡流区的形成是因为在波状界面形成时，涡流区位置的粒子与其它位置粒子存在较大的速度差，进而造成了此位置处粒子的搅拌与混合，形成了涡流区，经过测量其中一个波的波长为1 220 μm，振幅为288 μm，根据王耀华[17]对波状界面的划分，1060/6061界面属于大波状结合界面.
![]()
图 3 TC1/1060界面和1060/6061界面的界面形貌Figure 3. Morphology of TC1/1060 interface and 1060/6061 interface. (a) TC1/1060 interface; (b) 1060/6061 interface通过数值模拟得到了复合板的界面形貌如图4所示，数值模拟中2个界面的位置位于复合板的中点，与试验中试样的取样位置一致，TC1/1060界面为直线型形貌，1060/6061界面为大波状形貌，其中一个波形的波长为1 120 μm，振幅为263 μm，与测试形貌相比波形略有减小，这可能是由于爆炸焊接所用炸药中含有一些降低爆速的掺杂物，而数值模拟中炸药的参数设置与试验炸药参数存在误差造成，总体来看，建立的有限元模型可以很好地模拟复合板的爆炸焊接过程与结果，可以采用该有限元模型模拟复合板的界面形貌与界面状态.
![]()
图 4 数值模拟得到不同界面的界面形貌Figure 4. Morphology of different interfaces obtained by numerical simulation. (a) TC1/1060 interface; (b) 1060/6061 interface3.2 界面元素
由于TC1/1060界面两侧元素的不同，爆炸焊接过程中极易生成钛/铝金属间化合物.以往试验中在钛/铝界面处观测到了TiAl、TiAl2和TiAl3等金属间化合物[18]，这些化合物呈现脆性破坏特征，可能会影响复合板的整体性能，因此，对TC1/1060界面进行了X射线(XRD)检测以观察是否有钛/铝金属间化合物产生，XRD检测结果如图5所示.结果表明TC1/1060界面未检测到金属间化合物，在不含夹层的钛/铝金属板爆炸焊接中，界面处往往会因为能量沉积而产生缺陷及金属间化合物，而1060夹层的存在将能量分配到2个不同界面，避免了单一界面能量过高的情况，从而抑制了金属间化合物的产生.
为了分析界面元素扩散情况，分别对TC1/1060界面和1060/6061界面进行了能谱(EDS)测试如图6所示，按图6a中的线扫描路径1和路径2进行元素含量测试，TC1/1060界面处Ti元素和Al元素含量发生了突变，界面处的元素扩散范围为4.38 μm.较宽的元素扩散范围可能导致脆性金属间化合物的生成，较窄的元素扩散范围可能导致界面的不完全结合，因此，该扩散范围既保证了界面具有较高的结合质量，同时又没有金属间化合物的生成，1060/6061界面处仅存在Al元素，表明夹层的存在阻止了Ti元素向6061层的扩散，从而避免了在1060/6061界面处产生金属间化合物，这也是使用夹层的另一个优势.
![]()
图 6 EDS测试结果Figure 6. EDS test results. (a) EDS line scan position; (b) EDS result of TC1/1060 interface; (c) EDS result of 1060/6061 interface3.3 界面状态
采用上述有限元模型进行爆炸焊接过程的模拟，并在1060/6061界面观察到了射流的出现，界面开始出现射流时的速度云图如图7所示，射流仅在1060/6061界面出现，射流出现时的最大速度可达3.874 km/s，一部分速度较高的射流清洁金属表层的杂质，利于焊接过程的进行；而另一部分速度较小的射流参与界面波形的形成.
![]()
图 7 1060/6061界面开始出现射流时的界面速度云图Figure 7. Velocity cloud image when jetting starts to appear at 1060/6061 interface选取0.043 9 ms时刻的界面状态为分析对象，对界面温度和界面压力进行分析如图8所示，图8a为界面处的温度分布，温度场沿着界面形貌进行分布，TC1/1060界面的温度呈现直线型在200 ~ 890 K之间，1060/6061界面的温度呈现出波状，最高达到2 500 K，爆炸焊接过程历时极短，2个界面处碰撞后的热量不能够及时向外传递，因此界面处温度较高；图8b为界面的压力云图，在碰撞点处的压力最大且呈现出椭圆形分布，在高压作用下，2个界面在碰撞点处成功进行焊接，而碰撞点经过的位置压力迅速下降.
![]()
图 8 0.0439 ms时的界面状态云图Figure 8. Interface status cloud image at 0.0439 ms. (a) interface temperature cloud image; (b) interface pressure cloud image在炸药的驱动下，板向上运动为y轴正方向，向下运动为y轴负方向，y方向的速度可以反映出不同金属板的碰撞和结合过程，分别选取TC1、1060和6061层的高斯点进行分析，其中TC1下层选取2个高斯点(17和19)，1060上层和下层各选取2个高斯点(7和9，12和14)，6061上层选取2个高斯点(2和4)，图9a和图9b分别为高斯点2，4，7，9和12，14，17，19的y方向变化曲线，高斯点12，14，17和19的曲线反应了TC1板和1060板的焊接过程(图9b).
![]()
图 9 y方向速度变化曲线Figure 9. The Y-direction velocity curve. (a) the Y-direction velocity curve of different gauss point ; (b) the Y-direction velocity curve of different gauss point在炸药的驱动下，TC1板向下运动，每层板之间设置了2 mm的间距，因此TC1板的存在一个加速过程(高斯点17和19)，y方向速度在TC1板与1060板的碰撞点处发生了剧烈的转向，这种现象的驱动力是从冲击点后最大压力到冲击前自由表面零压力的压力梯度[19]，相同的现象同样出现在1060板与6061板碰撞的过程中. 高斯点12和17的曲线以及高斯点14和19的曲线在速度突变后的轨迹相同，这表明TC1板与1060板碰撞后成功焊接，并以相同的速度运动，值得关注的是，高斯点12，14，17和19的曲线在结合后均出现了第二个峰值，这是因为TC1板与1060板焊接后成为一个整体，并以相同的速度向6061板运动，高斯点2，4，7和9的曲线反应了TC1板与1060板成功焊接后1060板和6061板的焊接过程(图9a)，在1060板与6061板发生碰撞后成功焊接，此时3层板成功焊接的部分以相同的速度运动.
3.4 力学性能
为了验证TC1/1060/6061复合板界面的结合质量，对复合板进行了拉伸试验和剪切试验，复合板抗拉强度和剪切强度分别见表5.
表 5 复合板拉伸试验和剪切试验Table 5. Tensile and shear tests of composite plate编号 剪切强度
Rs/MPa抗拉强度
Rm/MPa理论抗拉强度
Rmt/MPa1 97.19 395.68 365.57 2 103.93 397.83 3 94.71 391.47 平均值 98.61 394.99 拉伸试验和剪切试验均为3个试样，抗拉强度和剪切强度取3个试样的平均值，每个试样的抗拉强度以及平均抗拉强度(394.99 MPa)远大于理论合格抗拉强度(365.57 MPa)，试样的平均剪切强度为98.61 MPa，复合板具有较高的抗拉强度和剪切强度，可以在实际结构中应用，同时也表明复合板界面缺陷较少，结合质量较高.
4. 结论
(1) TC1/1060/6061复合板的TC1/1060界面呈现出直线型形貌，1060/6061界面呈现出大波状形貌，且每个波形都伴随着涡流区的产生，2个界面均结合较好，不存在微裂纹等缺陷.
(2)夹层的存在解决了单一界面能量过高的问题，将总能量分配至2个不同界面，TC1/1060界面处的Ti/Al元素扩散范围为4.38 μm，且未检测到金属间化合物，夹层同时阻止了Ti元素向6061层的扩散，1060/6061界面仅存在Al元素.
(3)通过数值模拟再现了爆炸焊接过程，并观察到了射流现象，温度场沿着界面形貌进行分布，TC1/1060界面温度在200 ~ 890 K之间，1060/6061界面温度最高达到2 500 K，2个界面的压力在碰撞点处达到最大，且呈现出椭圆形分布.
(4) TC1/1060/6061复合板的抗拉强度为394.99 MPa，远高于理论合格抗拉强度值，剪切强度为98.61 MPa，复合板的力学性能满足使用要求.
-
![]()
图 2 60°坡口不同区域显微组织
Figure 2. Microstructure of different position with groove of 60°. (a) martensite coarse crystal structure of 60°；(b) martensite fine crystal structure of 60°; (c) weld austenite structure of 60°
![]()
图 3 90°坡口不同区域显微组织
Figure 3. Microstructure of different position with groove of 90°. (a) martensite coarse crystal structure of 90°；(b) martensite fine crystal structure of 90°; (c) weld austenite structure of 90°
表 1 焊丝与母材化学元素组成(质量分数，%)
Table 1 Chemical component of wire and substrate
材料 C Ni Cr Mo Mn Si N 焊丝 0.071 2.32 21.59 1.21 16.95 — 0.79 母材 0.32 1.8 1.0 0.7 1.2 0.4 — 
下载: 导出CSV
表 2 接头抗拉强度 (MPa)
Table 2 Tensile strength of joint
坡口角度 试样1 试样2 试样3 平均抗拉强度 60° 720 678 672 690 90° 887 834 829 850
下载: 导出CSV
-
[1] 成应晋, 刘海涛, 杜义, 等. 基于插销试验的10Ni8CrMoV钢焊接冷裂纹敏感性分析[J]. 材料开发与应用, 2016, 31(5): 13 − 18. Cheng Yingjin, Liu Haitao, Du Yi, et al. Analysis of 10Ni8CrMoV steel welding cold cracking susceptibility on the basis of implant test[J]. Material Development and Application, 2016, 31(5): 13 − 18.
[2] 管彦朋, 李亚江, 王娟. 1 000 MPa及以上级高强钢焊接性研究现状[J]. 机械制造文摘(焊接分册), 2015(3): 30 − 34. Guan Yanpeng, Li Yajiang, Wang Juan. Present situation of the study on the weldability of 1 000 MPa and above high strength low alloy steel[J]. Welding Digest of Machinery Manufacturing (Welding Volume), 2015(3): 30 − 34.
[3] 雷爱娣, 王立军, 蔡庆伍. 1 500 MPa级低合金超高强钢微观组织与力学性能[J]. 金属学报, 2010, 46(6): 687 − 694. doi: 10.3724/SP.J.1037.2010.00687 Lei Aidi, Wang Lijun, Cai Qingwu. Microstructure and mechanical properties of 1 500 MPa grade ultar-high strength low alloy steel[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2010, 46(6): 687 − 694. doi: 10.3724/SP.J.1037.2010.00687
[4] Berdnikova O, Pozniakov V, Alekseienko T, et al. Effect of the structure on the mechanical properties and cracking resistance of welded joints of low-alloyed high-strength steels[J]. Procedia Structural Integrity, 2019, 16: 89 − 96. doi: 10.1016/j.prostr.2019.07.026
[5] 滕彬, 李小宇, 雷振, 等. 低合金高强钢激光-电弧复合热源焊接冷裂纹敏感性分析[J]. 焊接学报, 2010, 31(11): 61 − 64. Teng Bin, Li Xiaoyu, Lei Zhen, et al. Analysis on cold crack sensitivity of low alloy high strength steel weld by laser-arc hybrid welding[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2010, 31(11): 61 − 64.
[6] 李大用, 杨东青, 王苹, 等. 高铬镍奥氏体焊丝焊接10Ni5CrMoV钢接头组织性能分析[J]. 焊接学报, 2017, 38(5): 87 − 91. doi: 10.12073/j.hjxb.20170519 Li Dayong, Yang Dongqing, Wang Pin, et al. Analysis of microstructure and performance of 10Ni5CrMoV steel joint welded by high chromium nickel austenitic wire[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2017, 38(5): 87 − 91. doi: 10.12073/j.hjxb.20170519
[7] 赵琳, 田志凌, 彭云, 等. 1Cr22Mn16N高氮钢激光焊接I. 焊接保护气体组成和热输入对焊缝氮含量及气孔性的影响[J]. 焊接学报, 2007, 28(8): 89 − 91. doi: 10.3321/j.issn:0253-360x.2007.08.023 Zhao Lin, Tian Zhiling, Peng Yun, et al. Laser welding of 1Cr22Mn16N high nitrogen steel I. Influence of shielding gas composition and heat input on N-content and porosity of weld metal[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2007, 28(8): 89 − 91. doi: 10.3321/j.issn:0253-360x.2007.08.023
-
期刊类型引用(5)
1. 周凡，顾介仁，王克鸿. 等离子弧增材交织结构的组织与力学性能. 焊接. 2023(01): 16-21 . 
百度学术
2. 李文斌. 城市轨道交通车辆高强钢焊接用焊丝的选用方法. 焊接技术. 2022(03): 80-83 . 百度学术
3. 周杰，张明渝，李志洋，张建，范霁康，王克鸿. 高氮不锈钢与675高强钢焊接接头微观组织与力学性能. 焊接. 2022(02): 6-10 . 百度学术
4. 杨东青，张建，范霁康，周赵，王克鸿. 高氮奥氏体不锈钢与603马氏体高强钢焊接接头组织及性能. 兵工学报. 2022(08): 1990-1997 . 百度学术
5. 郭顺，王鹏翔，周琦，朱军，顾介仁. 等离子弧增材制造双金属交织结构微观组织及力学性能. 焊接学报. 2021(03): 14-19+98 . 本站查看
其他类型引用(1)
计量
- 文章访问数: 359
- HTML全文浏览量: 30
- PDF下载量: 43
- 被引次数: 6
