Microstructure and mechanical properties of heat affected zone for high-Mn TWIP steel based on welding thermal simulation
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摘要: 针对锻态高锰孪生诱导塑性钢利用Gleeble3500型热模拟试验机，通过设置不同峰值温度(850，950，1 050，1 150，1 250 ℃)对焊接接头热影响区的各个区间进行了焊接热模拟，采用电子背散射衍射系统、扫描电子显微镜和X射线衍射仪等手段分析了锻态母材经过焊接热作用后组织和性能的变化. 结果表明，热作用前后孪生诱导塑性钢组织均为等轴晶粒的全奥氏体组织，晶粒尺寸随峰值温度的上升先减小后增加，但都低于母材；热影响区的拉伸性能均优于母材，主要原因是发生了细晶强化；冲击韧性随峰值温度的变化与晶粒尺寸变化趋势一致，说明晶粒尺寸对采用的孪生诱导塑性钢冲击韧性有关，晶粒尺寸越细，冲击韧性越差. 冲击断口的韧窝底部发现有AlN颗粒.Abstract: In this paper, the welding thermal simulation was performed on the forged high-Mn twinning induced plasticity steel by setting different peak temperatures (850, 950, 1050, 1 150 and 1 250 ℃) in each interval of the heat affected zone of the welded joint using the Gleeble 3500 thermal simulation tester. Electron backscatter diffraction system, scanning electron microscopy and X-ray diffraction were used to analyze the changes in the microstructure and properties of the forged base material after the thermal action of welding. The results show that the microstructure of twinning induced plasticity (TWIP) steel before and after the thermal action is all-austenitic with equiaxed grains, and the grain size firstly decreases and then increases with the rise of the peak temperature, but is still lower than that of the base material. The tensile properties in the heat-affected zone are better than those of the base material, mainly due to the occurrence of fine grain strengthening. The impact toughness of the twin-induced plasticity steel is related with grain size in this study, and the finer the grain size, the worse the impact toughness. AlN particles were found at the bottom of the dimple of the impact fracture.
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0. 序言
异种金属复合结构在航空航天、海洋工程和轨道交通等领域得到广泛应用[1-3]. 铝/钛异种金属结构件结合铝合金和钛合金各自的性能优势，即兼具钛合金比强度和熔点高、耐腐蚀性好等优点，也兼具铝合金导电性强、导热性好等优点，使得铝/钛异种金属结构件具有广阔的应用前景[4]. 铝/钛异种金属在物理性能和冶金性能方面存在较大差异，在焊接接头往往会出现大量气孔、微裂纹和金属间化合物层，因此实现铝/钛可靠焊接是铝/钛复合结构工程应用的关键.
近几年，熔钎焊作为熔点差异较大的异种金属理想焊接方法之一受到国内外相关从业人员的广泛关注.目前国内外关于铝/钛异种金属熔钎焊技术主要包括激光熔钎焊接技术和电弧熔钎焊接技术[5-9].激光熔钎焊具有热源能量精准可控、光束灵活等特点，是熔钎焊常用的热源之一. 陈树海等人[10]采用矩形光斑CO2激光为热源，分析铝/钛异种金属激光熔钎焊气孔形成机制，结果表明，光束的偏移量及激光功率是影响气孔产生的主要原因. 兰天等人[11]利用激光深熔焊原理完成3 mm厚铝/钛异种金属激光熔钎焊接，结果表明，合理的控制焊接工艺参数可以实现铝/钛异种金属的优质连接.但激光熔钎焊为保证充分的界面反应，在焊接过程中需要较高的激光功率，较高的激光功率易产生液态金属在焊缝正面及背面铺展差的问题.电弧熔钎焊具有适应性强、成本低的优势，马志鹏等人[12]采用钨极氩弧熔钎焊技术研究焊接电流对焊接接头显微组织和力学性能的影响，结果表明，当焊接电流超过140 A时，会导致接头抗拉强度显著降低.孙军浩等人[13]采用冷金属过渡(cold metal transfer，CMT)技术实现铝/钛异种金属熔钎焊，结果表明，钎焊界面化合物生长均匀良好，接头断裂在铝母材的热影响区，最高抗拉强度达到198 MPa. 但CMT电弧熔钎焊因其熔深较小，使其应用在厚板焊接时受到限制，同时CMT电弧熔钎焊热输入较大，会加剧界面反应程度，进而降低接头性能.
根据激光熔钎焊和电弧熔钎焊的特点，将两者相结合提出激光-CMT复合熔钎焊. 将激光-CMT复合热源深熔钎焊应用于较厚的铝/钛异种金属焊接时，不仅能利用电弧的预热作用促进钎料向钛表面铺展实现较好的桥接，还可以通过激光的深熔焊机制实现较大的熔深，并且通过改变两个热源的相对空间位置，可以改变界面处的温度场分布，从而实现对界面化合物层均匀性的调控. 因此提出激光熔钎焊和激光-CMT复合熔钎焊两种焊接方法对5A06铝合金和Ti6Al4V钛合金进行焊接工艺开发，分析焊接工艺参数对焊接接头成形的影响规律，并对两种焊接接头的微观组织和力学性能进行对比分析.
1. 试验方法
焊接试验材料母材为5A06铝合金和Ti6Al4V钛合金，5A06铝合金平均抗拉强度为340 MPa，Ti6Al4V钛合金平均抗拉强度为950 MPa. 焊接试板尺寸为300 mm × 100 mm × 3 mm.焊丝为直径1.2 mm的ER4047，钎剂为粉状Nocolok钎剂，该钎剂是铝钎焊典型的高温无腐蚀性钎剂. 母材、焊丝和焊剂化学成分如表1、表2和表3所示. 保护气体为高纯氩气，试验设备采用Interpublic Group of Companies生产的YLR-6000连续型输出的光纤激光器、Fronius TPS4000焊机、KUKA机器人、自行设计的工装夹具，焊接示意图如图1所示. 焊接接头坡口示意图如图2所示.
表 1 铝合金母材和焊丝的化学成分(质量分数，%)Table 1. Chemical compositions of aluminium alloy base metal and welding wire材料 Mg Fe Si Zn Ti Mn Cu Al 5A06 5.82 0.35 0.072 0.011 0.022 0.69 0.026 余量 ER4047 0.014 0.20 11.22 0.005 — 0.006 0.007 余量 表 2 Ti6Al4V合金母材的化学成分(质量分数，％)Table 2. Chemical compositions of Ti6Al4V alloy base metalAl V Fe C N H O Ti 6.20 4.20 0.30 0.10 0.05 0.01 0.20 余量 表 3 Nocolok钎剂的化学成分(质量分数，%)Table 3. Chemical compositions of Nocolok fluxK Al F Fe Ca 28 ~ 31 16 ~ 18 49 ~ 53 ≤0.03 ≤0.2 ![]()
图 1 焊接示意图Figure 1. Welding schematic. (a) laser welding-brazing; (b) laser-CMT hybrid welding-brazing施焊前，对5A06铝合金焊接试板机械加工打磨去除表面氧化膜，并用酒精清理坡口焊接区域的油污；对Ti6Al4V钛合金板用40%HNO3 + 5%HF水溶液酸洗3 ~ 5 min以去除氧化膜. 施焊前，需要对焊接区域的所有表面进行钎剂涂覆，待试件表面钎剂干燥后，即可进行焊接. 主要焊接工艺参数如表4所示.
表 4 焊接工艺参数Table 4. Welding parameters焊接方法 激光功率P/kW 光丝间距D/mm 离焦量f/mm 焊接速度v/( m·min−1) 送丝速度vf /( m·min−1) 激光熔钎焊 4 0 + 30 0.4 4 激光-CMT复合熔钎焊 1.4 3 + 30 1 6 按照GB/T 2651—2008《焊接接头拉伸试验方法》采用AG-X plus 型拉伸试验机进行室温拉伸试验，拉伸速率为1 mm/min. 金相试样经打磨、抛光、腐蚀后采用OLYMPUSGX71型光学显微镜(optical microscope，OM)、FEI Quanta-200 型扫描电子显微镜对焊接接头的微观组织进行观察和分析.
2. 试验结果与分析
2.1 激光/激光-CMT复合熔钎焊
2.1.1 激光熔钎焊
激光光斑中心对准Y形对接接头中部时，不同激光功率条件下焊接所得焊缝正面和背面成形如图3所示.由图3可知，当激光功率小于3.5 kW时，焊缝未熔透，同时由于激光能量不足以完全熔化快速送进的焊丝，在焊缝正面存在较多的未熔化焊丝夹杂. 而当激光功率达到4 kW时，激光能量大量熔化钛合金金属，钛合金熔融金属与铝合金焊丝、铝合金母材的熔融金属大量混合，从而形成大量脆性铝钛金属间化合物，导致焊缝熔透并开裂，无法得到连续的焊缝.
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图 3 激光光斑不偏转对焊缝成形的影响Figure 3. Effect of non-deflection laser spot on weld formation. (a) laser power 2.5 kW; (b) laser power 3.5 kW; (c) laser power 4 kW激光光斑中心偏向Y形对接接头铝合金一侧0.5 mm时.不同激光功率及焊接速度条件下焊接所得的焊缝正面和背面成形如图4所示. 焊接速度为0.5 m/min保持不变，对比图4a和图4b可以发现，激光功率为3.8 kW仍无法获得熔透的焊缝且焊缝正面成形不连续；激光功率为4 kW虽然可以获得完全熔透的焊缝，但焊缝正面、背面成形连续性、稳定性较差，同时钛合金一侧焊缝背面铺展较少.当激光功率为4 kW，适当减小焊接速度至0.4 m/min，提高焊接热输入，可以获得成形连续、稳定的焊接焊缝，如图4c所示，其焊缝成形最优.
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图 4 激光光斑偏向铝合金对焊缝成形的影响Figure 4. Effect of laser spot bias to aluminum alloy on weld formation. (a) laser power 3.8 kW, welding speed 0.5 m/min; (b) laser power 4 kW, welding speed 0.5 m/min; (c) laser power 4 kW, welding speed 0.4 m/min2.1.2 激光-CMT复合熔钎焊
激光光斑中心对准Y形对接接头中部，当对接间隙为0.5 mm时，不同激光功率条件下焊接所得焊缝正面和背面成形如图5所示. 当对接间隙较大时，焊缝正面、背面成形连续性较差；同时随着激光功率的增大，焊缝正面下凹深度增大；随着激光功率的减小，钛合金一侧焊缝金属铺展宽度减小.
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图 5 激光功率对焊缝成形的影响Figure 5. Effect of laser power on weld formation. (a) laser power 1.8 kW; (b) laser power 1.6 kW; (c) laser power 1.4 kW激光光斑中心对准Y形对接接头中部，当激光功率为1.4 kW时，不同对接间隙条件下焊接所得焊缝正面、背面成形如图6所示.由图6可知，当对接间隙低于0.2 mm时，容易获得成形连续、稳定的焊缝；同时，钛合金一侧焊缝金属铺展宽度较大. 其中，间隙为0.2 mm时的焊缝成形最优，同时钛合金一侧焊缝金属铺展宽度最大.
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图 6 坡口间隙对焊缝成形的影响Figure 6. Effect of groove gap on weld formation. (a) groove gap 0.2 mm; (b) groove gap 0 mm2.2 焊接接头微观组织与力学性能
2.2.1 焊接接头显微组织分析
图7为母材5A06铝合金和Ti6Al4V钛合金的微观组织. 其中5A06属于Al-Mg系合金，为非时效强化铝合金，常温下5A06铝合金组织为α固溶体和β相(Al3Mg2)及弥散分布的二次强化相β'(Mg23Al30)；Ti6Al4V合金属于α + β双相钛合金.
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图 7 母材微观组织Figure 7. Microstructure of base metal. (a) 5A06 aluminum alloy; (b) Ti6Al4V titanium alloy图8和图9分别为激光熔钎焊和激光-CMT复合熔钎焊焊接接头不同区域微观组织. 如图8a和图9a所示，对激光熔钎焊和激光-CMT复合熔钎焊焊接接头各区域(焊缝中部1区、铝合金中部熔合区2区、钛合金上表面焊缝金属铺展区3区、钛合金中部熔合区4区、钛合金下表面焊缝金属铺展区5区)进行微观组织分析；从焊接接头截面可知，接头具有熔焊与钎焊双重性质，低熔点5A06铝合金母材局部熔化，高熔点Ti6Al4V钛合金母材与焊缝形成钎焊界面. 如图8b和图9b所示，激光熔钎焊和激光-CMT复合熔钎焊焊接接头焊缝区中部组织均为α-Al固溶体 + Al-Si共晶组织. 如图8c和图9c所示，对激光熔钎焊和激光-CMT复合熔钎焊焊接接头铝合金中部熔合区组织均为α-Al固溶体 + 块状析出物，块状析出物略有母材的原始带状分布特征.如图8d ~ 图8f所示，激光熔钎焊钛合金一侧的钎焊接头在热源作用下钛合金母材与熔融金属发生相互作用形成金属间化合物.激光熔钎焊钛合金界面存在是锯齿状的钎焊界面反应层，且沿厚度方向上(焊缝上表面至下表面)界面反应层厚度减小.在钛合金上表面焊缝金属铺展区，界面反应层最厚，但其厚度小于10 μm，一般呈锯齿状，在钛合金中部熔合区，界面反应层厚度小于5 μm，在近钛合金背面焊缝熔合区及钛合金下表面焊缝金属铺展区，其界面反应较弱，反应层较薄，界面反应层厚度小于2 μm，一般呈胞状. 如图9d ~ 图9f所示，激光-CMT复合熔钎焊在钛合金上表面焊缝金属铺展区，界面反应层最厚，但其厚度小于6 μm，一般层片状，在钛合金中部熔合区，界面反应层厚度小于3 μm，在近钛合金下表面焊缝熔合区及钛合金下表面焊缝金属铺展区，其界面反应较弱，反应层较薄，界面反应层厚度小于2 μm，一般呈胞状.上述激光熔钎焊和激光-CMT复合熔钎焊接头界面反应层厚度均是从焊缝上表面到下表面依次降低，可能是因为焊缝上表面温度较高，同时凝固时间较长给予界面充足的反应时间，所以在焊缝上表面界面反应层厚度最厚.上述激光熔钎焊和激光-CMT复合熔钎焊焊接接头不同区域界面反应层厚度差异可能是因为激光-CMT复合熔钎焊焊接速度过快，熔池凝固时间较短，界面没有充分的时间进行反应，从而导致界面反应层厚度较薄.
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图 8 激光熔钎焊接头的微观组织Figure 8. Microstructure of laser welding-brazing joint. (a) microstructure analysis zone of welded joint; (b) zone 1 in central weld; (c) zone 2 in central fusion zone of aluminum alloy; (d) spreading zone 3 on the weld upper surface of titanium alloy front weld spreading; (e) zone 4 in the central fusion zone of titanium alloy; (f) spreading zone 5 on the weld back of titanium alloy![]()
图 9 激光-CMT复合熔钎焊接头的微观组织Figure 9. Microstructure of laser-CMT hybrid welding-brazing joint. (a) microstructure analysis zone of welded joint; (b) zone 1 in central weld; (c) zone 2 in central fusion zone of aluminum alloy; (d) spreading zone 3 on the weld upper surface of titanium alloy; (e) zone 4 in the central fusion zone of titanium alloy; (f) spreading zone 5 on the weld back of titanium alloy2.2.2 焊接接头微观物相分析
对激光熔钎焊和激光-CMT复合熔钎焊焊缝金属与钛合金母材之间的钎焊界面进行SEM分析，为了进一步分析界面反应层，对其进行线扫描，其结果如图10所示. 激光熔钎焊的钎焊界面金属间化合物层为锯齿状，金属间化合物层大体分为芽状的非连续层和絮状连续层，连续层最大厚度小于5 μm，如图10a所示. 激光-CMT复合熔钎焊的钎焊界面金属间化合物层为层片状，连续层最大厚度小于3 μm，如图10b所示. 激光熔钎焊和激光-CMT复合熔钎焊Al，Ti和Si元素在金属间化合物层内各区域质量浓度有所差异，局部呈台阶分布. Al和Ti元素在界面渐变过程十分明显，Si元素在界面层偏铝一侧出现富集现象.因此在界面区靠近钛侧易形成AlTi金属间化合物，而界面靠近焊缝侧易形成Al3Ti，TiSi2等金属间化合物.
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图 10 偏钛侧钎焊界面反应层SEM图像Figure 10. SEM image of interface reaction layer of titanium side brazing. (a) laser welding-brazing; (b) laser-CMT hybrid welding-brazing2.2.3 焊接接头拉伸性能测试和断口分析
激光熔钎焊和激光-CMT复合熔钎焊焊接接头力学性能如表5所示. 激光熔钎焊的断裂位置为焊缝区，焊接接头的平均抗拉强度为252 MPa；激光-CMT复合熔钎焊的断裂位置为焊缝区，焊接接头平均抗拉强度为209 MPa，激光熔钎焊焊接接头比激光-CMT复合熔钎焊强度高20%. 上述结果可能是因为与激光熔钎焊相比激光-CMT复合熔钎焊焊接速度较快，导致界面反应不充分，相比激光熔钎焊界面反应层厚度较薄，从而导致接头力学性能降低.
表 5 拉伸试验结果Table 5. Results of tensile test焊接方法 抗拉强度Rm/MPa 断裂位置 实测值 平均值 激光熔钎焊 264，226，265 252 焊缝 激光-CMT复合熔钎焊 187，204，236 209 焊缝 图11和图12分别为激光熔钎焊和激光-CMT复合熔钎焊焊缝断口扫描形貌. 激光熔钎焊和激光-CMT复合熔钎焊，断口均为典型的撕裂棱，撕裂棱深度大，有少量韧窝，断裂发生在金属内部.上述结果可能是因为在焊缝处应力集中，界面反应层厚度沿厚度方向减少，焊缝底部反应不充分，金属化合物层较小，在受外部载荷的作用下易生成裂纹[14]；并且焊缝主要为Al-Si共晶组织，裂纹易于在Al-Si共晶组织扩展，因此断口呈一定脆性特征.
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图 11 激光熔钎焊拉伸断口SEM形貌Figure 11. SEM images of tensile fracture of laser welding-brazing![]()
图 12 激光-CMT复合熔钎焊拉伸断口SEM形貌Figure 12. Fracture morphology of laser-CMT hybrid welding-brazing3. 结论
(1) 激光熔钎焊和激光-CMT复合熔钎焊均获得连续、稳定的焊接接头；激光-CMT复合熔钎焊比激光熔钎焊效率提升约1.5倍.
(2) 激光熔钎焊钛合金上表面焊缝金属铺展区界面反应层最厚，但其厚度小于10 μm，一般呈锯齿状；激光-CMT复合熔钎焊上表面所得的界面反应层厚度小于6 μm，一般呈层片状.
(3) 激光熔钎焊和激光-CMT复合熔钎焊焊缝组织均为α-Al固溶体 + Al-Si共晶组织.激光熔钎焊和激光-CMT复合熔钎焊焊接接头均断裂在焊缝区，焊接接头平均抗拉强度分别为252和209 MPa，激光熔钎焊接头的抗拉强度比激光-CMT复合熔钎焊的抗拉强度高20%.
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图 4 母材和不同峰值温度下热循环后热影响区的EBSD取向图
Figure 4. EBSD orientation diagram of base metal and heat affected zone after thermal cycling at different peak temperatures. (a) base metal; (b) 850 ℃; (c) 950 ℃; (d) 1050 ℃; (e) 1150 ℃; (f) 1250 ℃
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图 5 母材和不同峰值温度下热循环后热影响区晶粒尺寸分布
Figure 5. Grain size distribution of base metal and heat affected zone after thermal cycling at different peak temperatures. (a) base metal; (b) 850 ℃; (c) 950 ℃; (d) 1 050 ℃; (e) 1 150 ℃; (f) 1 250 ℃
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图 6 母材和不同峰值温度下热循环后热影响区XRD图谱
Figure 6. XRD image of base metal and heat affected zone after thermal cycling at different peak temperatures
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图 7 母材和不同峰值温度下热循环后的热影响区拉伸性能
Figure 7. Tensile properties of base metal and heat affected zone after thermal cycling at different peak temperatures. (a) stress—strain curve; (b) partial enlarged view 1; (c) partial enlarged view 2
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图 8 平均屈服强度和平均晶粒尺寸的相关性[7]
Figure 8. Correlation between average yield strength and average grain size
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图 9 母材和不同峰值温度下热循环后热影响区的拉伸断口形貌
Figure 9. Tensile fracture profile of base material and heat affected zone after thermal cycling at different peak temperatures. (a) base metal; (b) 850 ℃; (c) 950 ℃; (d) 1 050 ℃; (e) 1 150 ℃; (f) 1 250 ℃
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图 10 不同峰值温度下焊接热模拟试样室温下的冲击韧性
Figure 10. Impact ductility of welding thermal simulation samples at different peak temperatures at room temperature
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图 11 不同峰值温度下焊接热模拟试样冲击断口SEM图
Figure 11. SEM images of impact fracture of welding thermal simulation samples at different peak temperatures. (a) base metal; (b) 850 ℃; (c) 950 ℃; (d) 1 050 ℃; (e) 1 150 ℃; (f) 1 250 ℃
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图 12 冲击断口韧窝底部颗粒物EDS元素分析
Figure 12. EDS element analysis of particulate matter at the bottom of impact fracture dimple
表 1 试验用TWIP钢的化学成分(质量分数，%)
Table 1 Chemical compositions of TWIP steel for experiment
C Mn Si Cr Ni Al Cu N Mo Ti P S Fe 0.682 20.60 0.465 0.076 0.069 0.031 0.025 0.012 0.010 0.004 0.011 <0.001 余量 
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表 2 母材和不同峰值温度下热循环后的热影响区拉伸性能
Table 2 Tensile properties of base metal and heat affected zone after thermal cycling at different peak temperatures
峰值温度T/℃ 屈服强度Rp0.2 /MPa 抗拉强度Rm /MPa 断后伸长率A(%) 强塑积(Rm·A)/(GPa·%) 母材 307 ± 3 855 ± 10 63.0 ± 2.0 53.9 ± 0.20 850 308 ± 2 887 ± 12 72.5 ± 3.0 64.3 ± 0.36 950 311 ± 3 908 ± 11 74.5 ± 2.0 67.6 ± 0.22 1050 314 ± 4 900 ± 13 75.5 ± 2.5 68.0 ± 0.33 1150 310 ± 3 887 ± 13 67.5 ± 3.0 59.9 ± 0.39 1250 310 ± 4 881 ± 13 75.0 ± 3.0 66.1 ± 0.39
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