Investigation on microstructure and properties of U71Mn steel joints by Flash-Friction hybrid welding
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摘要:
闪光对焊在焊接钢轨时易在焊缝中心产生氧化夹杂缺陷以及软化层，严重降低了接头力学性能，针对上述问题，开发了闪光-摩擦复合焊， 并基于不同的顶锻距离对U71Mn钢进行了焊接工艺研究.结果表明，焊接接头成形良好，接头组织主要分为母材(base material， BM)、热影响区(heat-affected zone， HAZ)、热力影响区(thermo-mechanically affected zone， TMAZ)以及焊核区(weld zone， WZ)，其中，在焊接热输入以及摩擦顶锻的作用下，TMAZ及WZ晶粒发生细化，同时，在线性摩擦的作用下，WZ未出现明显的高铁素体含量的软化层组织.接头显微硬度呈M形分布，最高硬度位于TMAZ，接头抗拉强度随顶锻距离的增加呈先上升后下降趋势，最高抗拉强度约为900.3 MPa，达到母材的89.1%，其断裂形式为准解理断裂.
Abstract:Flash butt welding, when applied to rail welding, is prone to the formation of oxidized inclusion defects and softening layers at the weld, significantly impairing the mechanical properties of the joints. To address these issues, this study proposed a novel flash-friction hybrid welding(F-FHW) method and explored the welding process for U71Mn steel based on varying upsetting distances. The results revealed that the welded joint was well formed and the joint structure was mainly divided into base material (BM), thermo-mechanically affected zone (TMAZ), heat-affected zone (HAZ) and weld zone (WZ). Notably, the grains in the TMAZ and WZ were refined under the combined influence of welding heat input and friction upsetting. Additionally, under the action of linear friction, the softening layer with elevated ferrite did not appear in the WZ. The microhardness of the joints displayed an M-shaped distribution, with the highest hardness located at TMAZ. The tensile strength of the joint initially increased and then decreased as the upsetting distance extended. The maximum tensile strength of the joints was approximately 900.3 MPa, achieving 89.1% of the BM, and its fracture form is quasi-cleavage fracture.
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Keywords:
- flash-friction hybrid welding /
- U71Mn steel /
- microstructures /
- mechanical property
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0. 序言
轨道交通作为城市化建设推进的纽带，其稳定性、高效及安全性越来越受到重视，钢轨作为铁路基础设施的重要组成部分，实现高效、连续、高质量的焊接对于铁路系统发展至关重要[1-2].U71Mn钢作为一种中锰低合金钢，具有较高的强度、硬度以及良好的耐磨性，被广泛应用于铁路钢轨制造[3].
对于U71Mn钢轨的焊接方式目前主要为闪光焊和气压焊[4]，但这两种焊接方式均存在一定不足，例如， 罗欢[5]采用闪光对焊对U71Mn钢轨进行焊接，发现接头处晶粒出现异常生长并且焊缝中心出现大量富含铁素体的组织，这归因于焊缝中心区温度较高导致C元素烧损，由于铁素体组织多在晶界处析出，为裂纹的萌生及拓展提供了更有利的条件，因此严重降低了接头的力学性能；于雪梅等人[6]分析了U71Mn钢气压焊接头的断裂行为，发现磷元素的过度偏析加速了裂纹源生成，最终导致接头失效.有关研究表明，上述焊接方法导致接头性能失效的本质是由于焊接过程中热输入较高且分布不均匀[7]，此外，焊接过程中产生的氧化物及杂质难以排除也是导致U71Mn钢接头性能降低的另一个主要原因[8]，因此，亟待开发一种新的焊接方法来调控焊接热输入，改善接头组织均匀性，提升U71Mn钢的焊接质量.
文中开发了闪光-摩擦复合焊(flash-friction hybrid welding，F-FHW)，通过进行闪光焊的同时使被焊工件往复摩擦，改善传统闪光焊“外冷内热”的温度分布形式，并利用往复摩擦的挤压作用排除氧化物及杂质，同时，对该工艺下的U71Mn钢接头宏/微观组织及力学性能进行了系统的分析，为实际生产应用提供理论基础，该研究对轨道交通行业的快速发展具有重要的意义.
1. 试验方法
1.1 试验材料
试验选用尺寸为100 mm × 16 mm × 16 mm的U71Mn钢，其主要化学成分见表1.被焊工件待焊区横截面尺寸为16 mm × 16 mm，焊接前，使用砂纸打磨焊接区域，并用丙酮清洗以防止油污染和氧化物的不利影响.
表 1 U71Mn化学成分(质量分数，%)Table 1. Chemical compositions of U71MnC Si Mn S P V Fe 0.65 0.25 1.2 0.03 0.03 0.03 余量 1.2 试验设备
焊接设备采用自主开发的F-FHW复合焊机，如图1所示，主要由电力控制柜及闪光-摩擦复合焊接设备本体组成.焊接工艺参数如下：焊接顶锻力设置为15吨，焊接电压为5 V，动架前进和后退速度均设为0.4 mm/s，焊接过程中，被焊工件振动速度为5 mm/s， 顶锻时间为25 s，顶锻距离分别设为3，6，9 mm.焊后利用线切割法制备金相样品，然后经过机械研磨和抛光，用4%的硝酸进行蚀刻，分别使用体积显微镜和LEICA DMI5000蔡司光学显微镜(optical microscope， OM)观察样品的焊缝形成和微观结构，用FEI ZBC 2302N-3D扫描电子显微镜(scanning electron microscope， SEM)进一步观察焊接接头的微观组织和断裂形态.根据国家标准GB/T 6397—1986《金属拉伸试验试样》加工3个拉伸试样并在室温条件下拉伸，拉伸速度为5 mm/min，根据国家标准GB/T 2650—1989《金属冲击试验试样》加工V型缺口标准冲击试样，规格为55 mm × 10 mm × 10 mm，利用FM-810显微硬度仪沿着接头中心进行硬度测试，压头停留时间和负载分别为10 s和2.94 N
2. 试验结果与分析
2.1 焊缝成形
图2为U71Mn钢F-FHW接头焊缝成形特征，接头中心处出现较大的黑色毛刺，产生此现象的主要原因是焊接过程中被焊工件接触区产生较高的焊接热输入并发生热软化，随着焊接过程的进行，热软化现象逐渐严重.此时，工件接触部位的摩擦作用使材料不断外溢，并最终在焊接顶锻力的作用下迅速挤压形成毛刺，随着顶锻距离的增加，挤压作用更加明显，这导致接头整体长度进一步缩短.图3为不同焊接参数下F-FHW接头的宏观形貌，由于被焊工件同时受到高温、顶锻力挤压及往复摩擦，因此接头的显微组织具有一定差异性，可以分为WZ、TMAZ、HAZ和BM.当顶锻距离为3 mm和6mm时，焊后接头成形较好，无裂纹孔洞等焊接缺陷，随着顶锻距离进一步增加，较大的顶锻量使材料被大量挤出，造成出现微小孔洞缺陷.不同顶锻距离作用下，接头TMAZ范围没有明显差异，并且毛刺宽度变化不明显，这表明溢出的材料随着闪光飞溅，不会产生过多残留.
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图 2 不同顶锻距离F-FHW的焊缝成形Figure 2. Weld formation in F-FHW with different upset distances. (a) 3 mm; (b) 6 mm; (c) 9 mm![]()
图 3 不同顶锻距离接头宏观形貌(mm)Figure 3. Macroscopic-morphology of joints with different upset distances. (a) 3 mm; (b) 6 mm; (c) 9 mm2.2 接头微观组织
图4为U71Mn钢F-FHW接头微观组织特征，其中，BM区基本未受到焊接过程影响，其微观组织主要由珠光体组成见图4(a).图4(b)为接头HAZ，可以发现即使受到了焊接热循环的影响，但由于温度并未达到相变温度，因此组织结构没有发生显著变化.TMAZ位于HAZ和WZ中间见图4(c)，该区域同时受到焊接热循环和机械摩擦的作用，此时晶粒形态发生轻微改变，并且分布少量白色带状组织，对带状组织进行放大观察可知该区为典型条状马氏体结构，这是由于TMAZ焊接热输入较高且冷却时温度梯度较大，导致少量组织发生相变.值得一提的是新生成的马氏体呈线性条纹斜向分布，这是顶锻过程中材料向两侧挤压时发生流动的结果.图4(d)为WZ中心区形貌，可以看出WZ组织较为均匀，根据其放大形貌可以看出WZ组织主要为珠光体组织，仅在晶界处分布少量片层状铁素体(如箭头所示).根据之前的研究[9-10]，闪光焊(flash welding，FW)接头WZ主要为铁素体和珠光体组成，铁素体含量约为30%，而F-FHW焊后的接头仅出现少量铁素体组织，上述微观组织表明F-FHW方法在提升U71Mn接头组织均匀性方面具有积极的作用.
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图 4 顶锻距离为6 mm接头不同区域微观组织形貌Figure 4. Microstructural morphology of joints in different regions with an upset distance of 6 mm. (a) BM; (b) HAZ; (c) TMAZ; (d) WZ为了进一步证明接头WZ组织均匀性较高，利用SEM和EDS对WZ进行进一步分析，测试位置如图5所示.根据接头WZ组织在SEM下的衬度不同，分别选取A，B，C及D区进行EDS点分析，结果见表2.WZ主要元素包括C，Si，Mn及Fe，A ~ D区的元素比例接近，表明上述4个区域组织虽然形态有所区别，但成分几乎不发生变化，未发生元素偏析的现象，垂直于焊缝方向进行EDS线扫描分析，可以发现整个接头组织元素过渡均匀，可以推断，F-FHW接头WZ组织是均匀的.
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图 5 SEM形貌及EDS结果Figure 5. SEM morphology and EDS results. (a) SEM morphology and measurement location; (b) EDS line scan results表 2 EDS点扫描区域元素比例(%)Table 2. EDS point scanning area element ratio元素 C Si O Mn Fe A 3.76 0.65 2.8 0.66 92.13 B 3.94 0.82 1.49 0.99 92.76 C 3.09 0.67 2.64 0.80 92.79 D 2.99 0.65 0.96 0.75 94.65 2.3 晶粒形态
图6为F-FHW3个代表性区域的IPF，其中，工件的轧制方向垂直于焊接方向，图中黑线及白线分别代表高角度晶界(high-angle grain boundaries，HABs)和低角度晶界(low-angle grain boundaries，LABs). 可以看出，BM组织主要由大尺寸的片层状晶粒组成，相比之下，TMAZ和WZ主要由小尺寸片层状晶粒及细小晶核组成，同时TMAZ和WZ晶粒内部具有大量的小角度晶界，表明这两个区域在焊接过程中发生了严重的塑性变形.
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图 6 接头不同区域晶粒形态Figure 6. Grain morphologies of the F-FHW joints in rarious zones. (a) BM; (b) TMAZ; (c) WZ图7为不同区域的晶粒尺寸分布，BM、TMAZ及WZ的晶粒尺寸分别为40.0 μm ± 27.1 μm、22.6 μm ± 18.8 μm以及34.8 μm ± 25.3 μm，表明即使TMAZ和WZ受到了较高的焊接热输入，但在顶锻作用下，晶粒依然发生了变形细化.根据You等人[11-12]研究在较高焊接热输入及较大应变的共同作用下，材料极易触发动态再结晶并发生晶粒细化，F-FHW过程同时具备高温电阻加热、互相摩擦以及顶锻作用，因此F-FHW接头的微观结构变化是可以理解的，但由于WZ处于整个接头的最高温区，WZ晶粒再结晶后会受热发生二次生长，因此晶粒尺寸高于TMAZ.
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图 7 接头不同区域晶粒尺寸分布Figure 7. Grain size distribution in different areas of the F-FHW joint. (a) BM; (b) TMAZ; (c) WZ2.4 接头显微硬度
不同参数下F-FHW的显微硬度如图8所示，硬度曲线整体呈M形分布，硬度最低点位于WZ，约为308 HV.由微观组织结果可知，WZ在焊接热输入及应变作用下发生再结晶，晶粒细化，然而在部分晶界处依然析出少量的铁素体，导致其硬度低于BM及HAZ，接头硬度最高值位于TMAZ约为372 HV，根据图4(c)及图7(b)的结果，TMAZ晶粒进一步细化且分布少量条状马氏体，因此该区域显微硬度获得进一步提升[13].
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图 8 振动速度为5 mm/s，顶锻时间为25 s，不同顶锻距离下的接头显微硬度分布Figure 8. Microhardness distribution of the joint at different upsetting distances (vibration speed 5 mm/s, upsetting time 25 s)2.5 拉伸性能及断口形貌
图9为不同焊接参数下U71Mn 钢F-FHW 接头的拉伸性能，随着顶锻距离的增加，接头抗拉强度表现出先上升后下降的变化趋势. U71Mn钢母材的抗拉强度为
1010.2 MPa，断后伸长率为 15.3%. 当顶锻距离为6 mm 时，抗拉强度达到最高900.3 MPa， 约为母材的89.1%，对应的断后伸长率为3.2%.当接头顶锻距离增加至9 mm 时接头抗拉强度迅速下降至750.5 MPa，这可归因于焊缝中心处的微孔洞在拉伸应力的作用下率先产生裂纹并迅速扩展[14].![]()
图 9 振动速度为5 mm/s，顶锻时间为25 s，不同顶锻距离下的接头抗拉强度及断后伸长率Figure 9. Tensile strength of the joint at different upsetting distances (vibration speed 5 mm/s, upsetting time 25 s)图10为U71Mn钢F-FHW接头详细的断裂位置以及断口形貌，可以看出上述焊接参数获得的F-FHW接头均断裂在焊缝区见图10(a)，并均表现出脆性断裂的形貌特征.当顶锻距离为3 mm时，断口显示为河流状花样的解理断裂特征；进一步增加至顶锻距离为6 mm，除了河流状花样外，断口处还出现少量韧窝及撕裂棱，为准解理断裂；当顶锻距离为9 mm时，断口处出现了扁平块状形貌，通过EDS结果见图10(d)中位置A可以推断，该区域富集大量的氧化物，这是由于顶锻距离过大使材料大量外溢，形成细小微孔洞后被氧化所导致，这种氧化物的存在严重地降低了接头的力学性能[15].
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图 10 接头断裂位置及不同顶锻量的断口形貌Figure 10. Fracture location and morphology of F-FHW joints. (a) Joint fracture location; (b) Upset distance of 3 mm; (c) Upset distance of 6 mm; (d) Upset distance of 9 mm3. 结论
(1)采用F-FHW获得了表面成形良好，无缺陷的U71Mn钢接头，闪光-摩擦的复合过程可以使焊接过程中的氧化物及软化层外溢，保证接头组织均匀性，提升接头力学性能.
(2)焊接接头主要为BM、TMAZ、HAZ以及WZ，其中TMAZ和WZ在焊接热输入和摩擦顶锻共同作用下发生晶粒细化.
(3) F-FHW接头的最大强度约为900.3 MPa，相当于母材强度的89.1%，接头断裂位置位于WZ区，断裂机制为准解理断裂，接头的最高显微硬度位于TMAZ，归因于晶粒细化及条形马氏体分布的结果.
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图 2 不同顶锻距离F-FHW的焊缝成形
Figure 2. Weld formation in F-FHW with different upset distances. (a) 3 mm; (b) 6 mm; (c) 9 mm
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图 3 不同顶锻距离接头宏观形貌(mm)
Figure 3. Macroscopic-morphology of joints with different upset distances. (a) 3 mm; (b) 6 mm; (c) 9 mm
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图 4 顶锻距离为6 mm接头不同区域微观组织形貌
Figure 4. Microstructural morphology of joints in different regions with an upset distance of 6 mm. (a) BM; (b) HAZ; (c) TMAZ; (d) WZ
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图 5 SEM形貌及EDS结果
Figure 5. SEM morphology and EDS results. (a) SEM morphology and measurement location; (b) EDS line scan results
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图 6 接头不同区域晶粒形态
Figure 6. Grain morphologies of the F-FHW joints in rarious zones. (a) BM; (b) TMAZ; (c) WZ
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图 7 接头不同区域晶粒尺寸分布
Figure 7. Grain size distribution in different areas of the F-FHW joint. (a) BM; (b) TMAZ; (c) WZ
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图 8 振动速度为5 mm/s，顶锻时间为25 s，不同顶锻距离下的接头显微硬度分布
Figure 8. Microhardness distribution of the joint at different upsetting distances (vibration speed 5 mm/s, upsetting time 25 s)
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图 9 振动速度为5 mm/s，顶锻时间为25 s，不同顶锻距离下的接头抗拉强度及断后伸长率
Figure 9. Tensile strength of the joint at different upsetting distances (vibration speed 5 mm/s, upsetting time 25 s)
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图 10 接头断裂位置及不同顶锻量的断口形貌
Figure 10. Fracture location and morphology of F-FHW joints. (a) Joint fracture location; (b) Upset distance of 3 mm; (c) Upset distance of 6 mm; (d) Upset distance of 9 mm
表 1 U71Mn化学成分(质量分数，%)
Table 1 Chemical compositions of U71Mn
C Si Mn S P V Fe 0.65 0.25 1.2 0.03 0.03 0.03 余量 
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表 2 EDS点扫描区域元素比例(%)
Table 2 EDS point scanning area element ratio
元素 C Si O Mn Fe A 3.76 0.65 2.8 0.66 92.13 B 3.94 0.82 1.49 0.99 92.76 C 3.09 0.67 2.64 0.80 92.79 D 2.99 0.65 0.96 0.75 94.65
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