Effect of high carbon steel foil on microstructure and mechanical properties of laser welded Al-Si coated press-hardened steel
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摘要: 以45号碳钢薄片为夹层，利用CWX3000光纤激光器对1.5 mm厚的铝硅镀层热成形钢进行激光焊接试验，研究焊缝碳含量对焊接接头显微组织和力学性能的影响. 试验结果表明，碳钢薄片的加入使焊缝碳含量增加，奥氏体相区扩大，焊缝δ铁素体的体积分数由17.3%降低至4.5%，焊缝平均硬度由425 HV增加至557 HV，焊接接头的抗拉强度由980 MPa增加至1 280 MPa，杯突值由1.7 mm增加至3.2 mm，抗拉强度及成形性能均有所提升.Abstract: In this article, laser welding experiment of 1.5 mm thick Al-Si coated hot formed steel was carried out with 45 steel foil as interlayer by CWX3000 fiber laser. The effect of the carbon content of fusion zone on the microstructure and mechanical properties of the welded joint was studied. The results showed that after adding foil, the carbon content of fusion zone increased, the austenite phase zone was expanded, the δ-ferrite fraction of fusion zone decreased from 17.3% to 4.5%, the average hardness of fusion zone increased from 425HV to 557HV, the tensile strength of welded joint increased from 980MPa to 1280MPa, and the cupping value increased from 1.7mm to 3.2mm. Tensile strength and formability are both improved.
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Keywords:
- laser welding /
- carbon steel foil /
- Al-Si coating /
- press-hardened steel /
- δ-ferrite.
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0. 序言
热成形钢是汽车轻量化领域重要的结构材料，将其在900 ~ 950 ℃高温下保温5 min后再进行热冲压，抗拉强度可达到1 500 MPa，常常用于车身A/B柱、保险杠、中央通道等关键部位[1]. 在实际生产过程中，热成形钢需首先通过激光焊接连接成激光拼焊板，再经热冲压成形才能得到完整的汽车零部件[2]. 为防止热成形钢在热冲压过程中发生表面氧化和脱碳，其表面常常预置铝硅镀层[3].
然而，激光焊接时热成形钢表面的铝硅镀层也会随母材同时熔化进入熔池，恶化焊接接头力学性能. 其原因是镀层中的铝进入焊缝后，易在熔池流场的作用下发生偏析，从而改变局部微区的相变规律，形成富铝的脆性相δ铁素体，拉伸过程中由于δ铁素体与板条马氏体之间存在显著的硬度差异，裂纹于两相间的界面处萌生并沿界面迅速扩展，最终导致焊接接头于焊缝处发生脆性断裂[4]. 针对这一问题，目前所采用的方法是先将镀层部分去除后进行激光拼焊[5]，但因增加了去镀层工序，大大降低了生产效率，增加了生产成本.
为了简化生产流程，部分学者进行了新的焊接工艺的研究. Kang等人[6]采用电弧预处理方法将铝硅镀层转变为铁铝金属间化合物层，随后进行激光焊接，所得焊接接头抗拉强度提升至母材水平. Lin等人[7]通过添加填充焊丝的方法以稀释焊缝中的铝，使焊缝中δ铁素体的体积分数明显降低，焊接接头抗拉强度接近于母材水平. Chen等人[8]通过在焊缝中添加奥氏体化元素镍，获得了全马氏体的焊缝组织，使焊接接头的拉伸断裂位置由焊缝转移至母材.
碳也是一种奥氏体化元素，且相比于镍其具有更强的扩大奥氏体相区的能力[9]，因此本文对铝硅镀层热成形钢激光焊缝采用碳合金化方法，在其焊接间隙预置45号碳钢薄片，研究焊缝碳含量的改变对其焊接接头组织性能的影响.
1. 试验材料及方法
1.1 试验材料
试验用母材为热轧态铝硅镀层22MnB5钢，焊接样品尺寸为80 mm × 80 mm × 1.5 mm. 母材(Base metal, BM)的显微组织为铁素体(Ferrite, F)和珠光体(Pearlite, P)，如图1a所示. 铝硅镀层厚度约30 μm，由外向内分别为Al-Si层和 Fe-Al金属间化合物层(Intermetallic compounds, IMCs)，如图1b所示. 选择厚度为250 μm的45号碳钢薄片作为焊接间隙的夹层，薄片的显微组织为铁素体和珠光体，如图1c所示. 表1给出了母材22MnB5与45号钢薄片的化学成分.
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图 1 试验材料显微组织Figure 1. Microstructure of test material. (a) base metal; (b) coating layer; (c) foil1.2 试验方法
激光焊接试验在CWX3000光纤激光器上完成，激光功率为2.2 kW，焊接速度为2.8 m/min，离焦量为0 mm. 由于激光光斑的作用面积较小，薄片的加入可能造成激光未充分作用于母材引起未焊合缺陷，因此采用对间隙容忍度更高的摆动激光[10]，摆动直径为0.3 mm，摆动频率为60 Hz. 选择纯度为99.9%的氩气作为保护气，送气流量为15 L/min. 图2为激光焊接示意图. 焊接完成后，将拼焊板放入热处理炉中于950 ℃下保温5 min，随后立即转移至水中淬火，以模拟实际生产中的热处理过程.
采用体积分数为4%的硝酸酒精溶液对焊接接头金相试样进行化学腐蚀. 利用奥斯威体式显微镜观察焊接接头的横截面宏观形貌，利用日立SU5000场发射扫描电子显微镜观察焊接接头的显微组织，利用EDS X-Max能谱仪测量焊缝中不同区域的元素含量. 利用线切割机切取热处理前杯突试样、拉伸试样和热处理后拉伸试样，杯突试验按照国标GB/T4156—2007进行，拉伸试验按照国标GB/T228—2008进行，使用杯突试验机进行杯突试验，冲模移动速度为15 mm/min，使用DNS-100万能材料试验机进行拉伸试验，拉伸速度为3 mm/min. 利用HV1000IS显微维氏硬度计测量金相样品的显微硬度，加载载荷为2.94 N，保载时间为10 s.
表 1 母材与薄片的化学成分(质量分数，%)Table 1. Chemical compositions of base metal and foil材料 C Si Mn Al Ti B Cr Cu 母材 0.22 0.25 1.1 0.04 0.04 0.0025 0.18 — 薄片 0.46 0.21 0.52 — — — 0.04 0.02 2. 试验结果及分析
2.1 高碳钢片对焊接接头宏观形貌的影响
图3为焊接接头热处理前、后的横截面宏观形貌. 两种焊接条件下均获得全熔透焊缝，焊缝无气孔、裂纹等焊接缺陷. 由于采用了相同的激光焊接工艺参数，两种焊接接头的焊缝(fusion zone, FZ)与热影响区(heat affected zone, HAZ)的形状、尺寸并无明显差别. 在经过950 ℃的热处理后，热影响区与母材都经历了相同的奥氏体化过程并获得全马氏体组织[11]，因而热处理后不存在热影响区.
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图 3 焊接接头宏观形貌Figure 3. Morphology of welded joints. (a) without foil, before heat treatment; (b) with foil, before heat treatment; (c) without foil, after heat treatment; (d) with foil, after heat treatment2.2 高碳钢片对焊缝显微组织的影响
图4给出了热处理前、后焊缝的显微组织. 热处理前，两种条件下的焊缝组织均为板条马氏体和δ铁素体，经过热处理后，由于铝发生了再扩散，焊缝组织转变为板条马氏体、δ铁素体和α铁素体的混合组织[4]. 薄片的加入并未改变焊缝的组织体系，但可以发现，在加入薄片后，δ铁素体的尺寸显得更为细小. 表2给出的是热处理前焊缝各相中的铝含量与δ铁素体体积分数的统计结果. 未添加薄片时，焊缝δ铁素体中铝的含量为3.4%，马氏体中铝的含量为1.4%，δ铁素体的体积分数为17.3%. 添加薄片后，焊缝δ铁素体中铝的含量为2.6%，马氏体中铝的含量为1.4%，δ铁素体的体积分数为4.5%. 后者相对于前者，δ铁素体的体积分数降低了74%.
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图 4 焊缝显微组织Figure 4. Microstructure of fusion zone. (a) without foil, before heat treatment; (b) with foil, before heat treatment; (c) without foil, after heat treatment; (d) with foil, after heat treatment表 2 焊缝铝含量与δ铁素体含量统计结果Table 2. Statistical results of Al content and δ ferrite fraction of fusion zone状态 相 Al含量(质量分数，%) δ铁素体(体积分数，%) 无薄片 δ 3.4 17.3 LM 1.4 有薄片 δ 2.6 4.5 LM 1.4 碳是一种奥氏体化元素，具有扩大奥氏体相区的作用，试验所用45号碳钢薄片的碳含量为0.45%，约为热成形钢碳含量(0.22%)的2倍，因此添加薄片的样品的焊缝碳含量必然高于未添加薄片的样品. 为进一步分析碳钢薄片对焊缝显微组织的影响，试验将利用Jmatpro软件模拟焊接熔池的组织转变过程. 为了便于与未添加薄片的样品对比，将焊缝的成分体系设为Fe-3.4Al-0.18Cr-1.1Mn-0.25Si-0.04Ti-0.0025B-xC，对于未添加薄片的样品，x的取值设为0.22，对于添加薄片的样品，x的取值则由图5所示的焊缝模型计算而得.
计算方法如下式所示.
$$ x = {w_1} \times \frac{{{S_1}}}{{{S_2}}} + {w_2} \times \frac{{{S_2} - {S_1}}}{{{S_2}}} \text{，} $$ (1) 式中：w1为碳钢薄片中的碳含量；w2为母材中的碳含量；S1为碳钢薄片的截面积，S2为焊缝的截面积；S1和S2的面积由Photoshop软件测得，经过计算，x的取值约为0.27.
图6给出的是Jmatpro模拟结果. 对于未添加薄片样品，如图6a所示，焊接熔池从1 519 ℃开始由液相中析出δ铁素体，于1 442 ℃时δ铁素体达到最大析出量99%，随后发生短暂的包晶反应L + δ→γ，至1 440 ℃时液相耗尽，剩余98%的δ铁素体则开始发生δ→γ的同素异构转变，最终高温下还有72%的δ铁素体残余，所得28%的奥氏体将在快速冷却条件下全部转变为马氏体，而高温下残余的δ铁素体则被保留至室温. 对于添加薄片的样品，如图6c所示，焊接熔池从1 516 ℃开始由液相中析出δ铁素体，于1 470 ℃时δ铁素体达到最大析出量94%，随后发生包晶反应，到1 438 ℃时液相耗尽时还有85%的δ铁素体剩余，再经同素异构转变，最终剩余64%的δ铁素体. 碳钢薄片的加入使得δ铁素体的残余量由72%降至64%.
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图 6 Jmatpro模拟结果Figure 6. Jmatpro simulation results. (a) without foil; (b) Fig. a partial enlargement; (c) with foil; (d) Fig. c partial enlargement2.3 高碳钢片对焊接接头显微硬度的影响
图7给出的是焊接接头的显微硬度(硬度线扫位置距离焊缝上表面1/3处). 未添加薄片的样品焊缝热处理前的平均硬度为432 HV，热处理后的平均硬度为425 HV，添加薄片的样品焊缝热处理前的平均硬度为549 HV，热处理后的平均硬度为557 HV. 对于同一样品，热处理前、后的焊缝平均硬度并未出现明显变化，这是由于在热处理过程中，δ铁素体并不发生相变，尽管铝元素会发生再扩散使得α铁素体形成[4]，但α铁素体的体积分数较低且较为细小，因此并未对焊缝平均硬度产生明显影响. 但添加薄片的样品焊缝平均硬度却明显高于未添加薄片的样品，原因在于，δ铁素体相比于马氏体具有更低的硬度[12]，碳钢薄片的添加扩大了奥氏体相区，使得δ铁素体的体积分数减少，因此焊缝平均硬度增加.
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图 7 显微硬度Figure 7. Microhardness. (a) before heat treatment; (b) after heat treatment; (c) average weld hardness此外，碳对于马氏体的硬度也具有显著影响，图8给出了两种样品焊缝中马氏体的硬度测试结果，未添加的样品焊缝马氏体的硬度约为501 HV，添加薄片的样品焊缝马氏体的硬度约为547 HV. 由于碳是以间隙原子的形式存在于马氏体晶格中的，其产生的晶格畸变程度远大于置换原子，具有明显的固溶强化效果[13].
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图 8 焊缝(热处理前)中马氏体的显微硬度Figure 8. Microhardness of martensite in fusion zone (before heat treatment). (a) without foil; (b) with foil综上所述，焊缝平均硬度的增加一方面归因于碳扩大了奥氏体相区，使δ铁素体体积分数减小，另一方面归因于碳对马氏体硬度的强化.
2.4 高碳钢片对焊接接头力学性能的影响
图9给出的是焊接接头(热处理前)的杯突试验结果. 2种焊接接头均沿焊缝开裂，起裂位置均位于δ铁素体内部. 在成形过程中，δ铁素体与马氏体之间的协调变形能力较差，使得δ铁素体成为裂纹扩展的快速通道[14]. 但是未添加薄片时，杯突值为1.7 mm，添加薄片后，杯突值提升至3.2 mm，后者相比于前者呈现出更好的成形性能. 这是因为添加薄片的样品δ铁素体体积分数更低，使得裂纹的扩展能力有所降低，因而呈现出更优的成形性能.
图10给出的是焊接接头的宏观断口及拉伸曲线. 图11给出了焊接接头的断裂位置和SEM断口. 热处理前，2种焊接接头均断于母材，并发生了明显的颈缩变形，虽然2种焊接接头的焊缝组织均存在软相δ铁素体，但由于母材组织为铁素体和珠光体，具有更低的硬度与强度[15]，因此拉伸时母材优先发生塑性变形，并最终发生断裂. 经过热处理后，2种焊接接头均断于焊缝，且并未发生明显的颈缩变形，未添加薄片的焊接接头的抗拉强度仅为980 MPa，添加薄片的焊接接头的抗拉强度却达到了1 280 MPa，但仍然不及母材(约1 500 MPa).
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图 10 宏观断口与拉伸曲线Figure 10. Macro fracture and tensile curves. (a) before heat treatment; (b) after heat treatment2种焊接接头的断裂均是由δ铁素体引起，SEM断口均存在明显的河流花样与解理面，呈现出脆性断裂的特征. 拉伸过程中，软相δ铁素体与硬相马氏体两相间的变形极不协调，裂纹在两相的界面处产生并迅速扩展，最终引发脆性断裂[14]. 但添加薄片的样品相比于未添加薄片的样品，抗拉强度提升了300 MPa，其原因在于δ铁素体体积分数减小，马氏体体积分数增加，裂纹的扩展受到马氏体的阻碍增加，从而延迟了断裂的发生，抗拉强度有所提升.
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图 11 断裂位置与SEM断口Figure 11. Fracture location and SEM fracture. (a) without foil fracture location; (b) without foil SEM fracture; (c) with foil fracture location; (d) with foil SEM fracture3. 结论
(1) 碳钢薄片的加入增加了焊缝的碳含量，奥氏体相区扩大，使得焊接接头焊缝中δ铁素体的体积分数由17.3%降低至4.5%.
(2) 碳钢薄片的加入降低了δ铁素体的体积分数并增加马氏体的硬度，使得焊接接头焊缝的平均硬度由425 HV提升至557 HV.
(3) 加入碳钢薄片后，焊缝δ铁素体体积分数降低，焊接接头的杯突值由1.7 mm增加至3.2 mm，成形性能有所提升. 热处理前焊接接头的拉伸性能并无明显变化，均断于母材. 热处理后焊接接头的抗拉强度由980 MPa提升至1 280 MPa. 但由于δ铁素体未完全消除，焊接接头仍然于焊缝处发生脆性断裂.
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图 1 试验材料显微组织
Figure 1. Microstructure of test material. (a) base metal; (b) coating layer; (c) foil
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图 3 焊接接头宏观形貌
Figure 3. Morphology of welded joints. (a) without foil, before heat treatment; (b) with foil, before heat treatment; (c) without foil, after heat treatment; (d) with foil, after heat treatment
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图 4 焊缝显微组织
Figure 4. Microstructure of fusion zone. (a) without foil, before heat treatment; (b) with foil, before heat treatment; (c) without foil, after heat treatment; (d) with foil, after heat treatment
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图 6 Jmatpro模拟结果
Figure 6. Jmatpro simulation results. (a) without foil; (b) Fig. a partial enlargement; (c) with foil; (d) Fig. c partial enlargement
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图 7 显微硬度
Figure 7. Microhardness. (a) before heat treatment; (b) after heat treatment; (c) average weld hardness
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图 8 焊缝(热处理前)中马氏体的显微硬度
Figure 8. Microhardness of martensite in fusion zone (before heat treatment). (a) without foil; (b) with foil
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图 10 宏观断口与拉伸曲线
Figure 10. Macro fracture and tensile curves. (a) before heat treatment; (b) after heat treatment
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图 11 断裂位置与SEM断口
Figure 11. Fracture location and SEM fracture. (a) without foil fracture location; (b) without foil SEM fracture; (c) with foil fracture location; (d) with foil SEM fracture
表 1 母材与薄片的化学成分(质量分数，%)
Table 1 Chemical compositions of base metal and foil
材料 C Si Mn Al Ti B Cr Cu 母材 0.22 0.25 1.1 0.04 0.04 0.0025 0.18 — 薄片 0.46 0.21 0.52 — — — 0.04 0.02 
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表 2 焊缝铝含量与δ铁素体含量统计结果
Table 2 Statistical results of Al content and δ ferrite fraction of fusion zone
状态 相 Al含量(质量分数，%) δ铁素体(体积分数，%) 无薄片 δ 3.4 17.3 LM 1.4 有薄片 δ 2.6 4.5 LM 1.4
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