Q960高强钢辅热搅拌摩擦焊接头组织演变与韧性

Microstructure evolution and toughness of auxiliary heating friction stir welded joints for Q960 high-strength steel

摘要

在搅拌摩擦焊接钢铁材料时添加辅热可有效减轻昂贵搅拌头的磨损。因此，采用底部辅热装置将Q960高强钢分别辅热至150 ℃和300 ℃后利用搅拌摩擦焊接技术完成钢板的焊接，并对焊缝微观组织和韧性进行分析。结果表明：底部添加辅热可有效消除板厚方向的温差，在150 ℃辅热时，Q960高强钢搅拌摩擦焊接头底部缺陷消失，但300 ℃辅热时，搅拌头下压力明显降低，接头底部又生成缺陷。辅热搅拌摩擦焊接时，接头峰值温度逐渐升高，冷却速度随辅热温度的提高而降低。150 ℃低温辅热时，析出物长大不明显，硬度略有降低，接头韧性明显改善；300 ℃高温辅热时，接头发生显著回火现象，析出物严重粗化，从而导致接头韧性急剧恶化。因此，低温辅热既可获得无缺陷接头，又可有效提高Q960高强钢接头韧性。

Abstract

The wear of expensive stirring tools can be effectively reduced by adding auxiliary heat in friction stir welding of steel materials. For this purpose， the Q960 high-strength steel is heated to 150 ℃ and 300 ℃ by a bottom preheating device， and the microstructural evolution and impact toughness of the welded joints are analyzed. The results indicate that the temperature difference in the direction of the plate thickness can be effectively eliminated by adding auxiliary heat at the bottom. At 150 ℃ auxiliary heating， the bottom defect of the friction stir welding joint of Q960 high-strength steel disappears；however， at 300 ℃ auxiliary heating， the downforce of the stirring tool is significantly reduced， and defects are formed at the bottom of the joint. In the process of friction stir welding with auxiliary heat， the peak temperature of the joint increases gradually， and the cooling rate decreases with the increase of the auxiliary heat temperature. At 150 ℃ low-temperature auxiliary heating， the growth of the precipitates is not obvious， the hardness is slightly reduced， and the impact toughness of the joint is obviously improved. At 300 ℃ high-temperature auxiliary heating， the joint will be tempered significantly， and the precipitates will be severely coarsened， which will lead to sharp deterioration of the impact toughness of the joint. Hence， low-temperature auxiliary heating can not only obtain defect-free joints， but also effectively improve the toughness of Q960 high-strength steel joints.

Graphical abstract

关键词

辅热搅拌摩擦焊接 / Q960高强钢 / 微观组织 / 析出物 / 韧性

Key words

auxiliary heating friction stir welding / Q960 high-strength steel / microstructure / precipitate / toughness

随着工业设计理念朝着减重、节能的方向发展，轻量化已成为工程机械发展的必然趋势，高强钢的使用也逐渐成为焦点^［1-2］。其中屈服强度960 MPa 级高强钢具有良好的综合性能和较高的附加值，成为目前工程机械用钢的重点开发品种^［3］。Q960高强钢强度高、淬硬性强，常规焊接方法焊接时，接头极易粗化，并生成高脆性的粗大马氏体，韧性恶化严重^［4］。目前，采用熔化焊接技术还无法实现Q960高强钢的高质量焊接。因此，探索和选择合适的焊接工艺方法十分有必要。

搅拌摩擦焊接 （friction stir welding， FSW） 是一种新型固相连接技术^［5-7］，焊接热输入较低、焊后变形小，避免了传统熔焊出现的气孔、裂纹^［8-9］等缺陷。低峰值温度，可有效抑制接头组织粗化、消除粗晶热影响区，并通过强塑性变形细化组织，使焊缝性能良好^［10-15］。但钢搅拌摩擦焊接时昂贵的搅拌头磨损严重，辅热可以降低搅拌摩擦焊接时的扭矩，减轻搅拌头磨损。高强钢搅拌摩擦焊接时，热影响区组织一般比较细小，韧性相对优异，而搅拌区峰值温度高，韧性易恶化，所以目前的研究都聚焦在如何提高接头搅拌区的韧性。辅热FSW技术是近年来的研究热点，它是在搅拌摩擦焊接过程中通过外部热源对焊件进行辅助加热，以达到降低搅拌头损耗、软化焊缝金属、提高材料变形速率的目的。因此本工作采用底部辅热垫板将Q960高强钢板辅热至固定温度后利用搅拌摩擦焊接技术完成焊接，以期在降低昂贵搅拌头磨损的同时解决Q960高强钢焊接接头韧性极易恶化的难题，为高强钢高质量连接提供新的思路。

1 实验材料与方法

实验材料为8 mm厚的Q960高强钢板材，抗拉强度和屈服强度分别为1066、1068 MPa，化学成分如表1所示。图1为Q960高强钢母材SEM显微组织图，交货状态为调质热处理状态，显微组织主要为板条马氏体，板条界面清晰。焊接母材采用北京赛福斯特公司研制的数控静龙门搅拌摩擦焊机对钢板进行焊接，焊接方向平行于轧制方向，焊接过程采用自制可控温加热垫板对钢板进行加热，测温位置为靠近搅拌区的热影响区，温控仪读取测温数据，如图2所示。实验过程中保持焊接速度为60 mm/min，搅拌头旋转速率为475 r/min，对Q960钢板进行辅热处理，辅热温度为150 ℃和300 ℃，与室温条件下（即无辅热时）焊接形成对照。为方便阅读，3种焊接接头简称为接头475、接头475-150与接头475-300。搅拌摩擦焊接过程中使用钨铼合金（W-25%Re，质量分数，下同）搅拌头，搅拌针为带螺纹的圆锥形，轴肩直径为20 mm，搅拌针根部直径为9.25 mm，顶部直径为4.3 mm，针长约6 mm。

为了对焊接接头显微组织进行观察，用线切割机沿垂直焊缝方向切割尺寸为40 mm×10 mm的金相试样，经过砂纸粗磨、金刚石研磨膏抛光后，采用体积分数为4%硝酸酒精溶液进行腐蚀处理，腐蚀6 s左右至试样表面露出明显的碗状区域即可。采用LEICA DMI8A光学显微镜、场发射扫描电子显微镜对焊缝组织进行观察，采用电子背散射衍射技术统计大小角度晶界占比。采用半自动维氏硬度测试仪对试样进行硬度测试，以4.9 N作用力压入试样表面，保压时间为15 s，测试间距为0.2 mm，沿接头横截面中线进行测量。低温冲击试样尺寸为55 mm×10 mm×5 mm，将夏比V形缺口冲击试样垂直于搅拌摩擦焊方向切割，取靠近焊缝表面的厚度5 mm，焊接接头底部剩余的3 mm材料切除。夏比冲击试样的V形缺口位于搅拌区的中间位置，每个冲击试样在-20 ℃进行3次实验，并对结果取平均值。冲击试样尺寸示意图如图3所示。

2 实验结果与分析

2.1 焊缝形貌及接头显微组织分析

图4为焊接过程测温曲线，图5为不同辅热温度下焊接接头横截面形貌，图6为搅拌区顶部和底部的SEM显微组织。从接头横截面形貌图可以看出，焊缝区均呈现明显的“碗状”形貌，根据组织特征可以将焊接接头划分为母材（base metal，BM）、热影响区（heat affected zone，HAZ）以及搅拌区（stirring zone，SZ），搅拌区和热影响区之间没有明显的热机影响区（thermal mechanical affected zone， TMAZ）特征。AS（advancing side）为前进侧，RS（retreating side）为后退侧。在焊接速度60 mm/min、转速475 r/min时，从图4可以看出不添加辅热的钢板顶部和底部的温差很大（达到236.6 ℃）、冷却速度较快，且焊接过程中底部热输入不充足导致塑化材料流动填充不充分，最终在焊缝接头底部出现了明显的隧道型缺陷（图5（a）中线框所示）；辅热150 ℃时，从图4可以看出，底部垫板加热可以减小钢板顶部和底部的温差（只有81.7 ℃），使材料热输入变均匀得到成形良好的焊缝接头，未见明显焊接缺陷（如图5（b）所示）；当辅热温度升高至300 ℃时，钢板顶部和底部冷却速度均十分缓慢，此时的高温使材料严重软化导致焊接下压力不足从而使材料填充不充分，最终在焊缝底部出现不连续的孔洞缺陷（图5（c）中线框所示）。从图5还可以看出，随着辅热温度的升高，“碗状”区域的开口增大，深色热影响区面积也逐渐增大，这是因为辅热温度升高导致冷却速度降低，热作用时间范围增大，表面轴肩作用区边缘发生了与搅拌区相似的组织转变。无辅热条件下，焊接热输入主要源于钢板表面与搅拌头的摩擦产热，所以搅拌区顶部的峰值温度远高于底部，晶粒更容易长大，从图6（a-1），（a-2）可以看出，顶部马氏体晶粒尺寸明显大于底部；辅热条件下，焊接热输入来自搅拌头摩擦产热和底部辅热的相互作用，顶部和底部的温差减小，所以钢板整体受热比较均匀。从图6（b-1），（b-2）可以看出，低温辅热时接头生成尺寸相对较小的回火马氏体，且钢板顶部和底部的晶粒尺寸差别不明显，高温辅热时钢板顶部和底部的晶粒尺寸都比较大（如图6（c-1），（c-2）所示），这是因为钢板整体热输入增大，且冷却速度缓慢，导致晶粒长大明显。

由于焊接过程中钢板所受温度不同，搅拌区底部、顶部温差不同以及焊后的冷却速度也不同，从而导致焊缝接头组织发生不同的转变。图7为不同辅热温度下接头搅拌区中心位置的SEM显微组织，图8为搅拌区中心位置原奥氏体晶界及大角度晶界图，其中黑色线条代表原奥氏体晶界，红色线条代表相邻晶粒位相差大于45°的大角度晶界。图7（a），（b）是不添加辅热时焊接接头的微观组织，此时焊接热输入相对较低，且钢板顶部和底部的温差较大，但原奥氏体晶粒仍发生了长大，在随后较快的冷速下生成交错排列的板条马氏体，内部有少量析出物。从图8（a）可以看到，此时原奥氏体晶粒尺寸较大，同一个奥氏体晶粒内会相变得到不同方向的马氏体板条束，不同板条束之间一般存在位相差大于45°的晶界，所以此时大角度晶界数量很多。辅热至150 ℃时，马氏体转变温度会提高，此时转变的马氏体在冷却过程中发生显著的自回火现象，接头生成尺寸相对较小的回火马氏体（如图7（c）所示），同时冷却速度下降，碳化物略有长大，密集分布在晶内，如图7（d）中圆圈所示。低温150 ℃辅热时，原奥氏体晶粒尺寸减小造成奥氏体强度升高，马氏体相变阻力增大，最终得到的马氏体板条束方向逐渐趋于一致^［16］，此时位相差45°以上的晶界数量减少（如图8（b）所示）。随着辅热温度升高到300 ℃，焊接高温会使金属变形速率增加，再结晶效果增强，是利于晶粒细化的，但是冷却速度十分缓慢，晶粒高温停留时间增加，晶粒更容易长大，从图7（e）看到晶粒尺寸又增大了，可见后者对晶粒尺寸的影响更大。同时高温转变的马氏体发生自回火，生成回火马氏体，其余部分组织会形成含有高位错密度的淬火马氏体，晶内有很多白色层片状的粗大析出物，尺寸约为1 μm，如图7（f）中圆圈所示。此时冷却速度过慢，板条束数量大大降低，而不同板条束之间一般存在位相差大于45°的晶界，因此，高温300 ℃辅热时接头大角度晶界数量显著降低（如图8（c）所示）。

图9为焊接搅拌头转速475 r/min参数下接头的显微硬度分布。从图中可以看出，不同辅热温度下接头显微硬度分布曲线整体呈现相似的变化趋势。其中无辅热条件下，焊缝接头的显微硬度平均值为327HV；辅热150 ℃条件下，焊缝接头的显微硬度平均值为321HV；辅热300 ℃条件下，焊缝接头的显微硬度平均值为282HV。由此可以看出，在不同辅热温度下焊接时，硬度曲线出现了分层，且在低温150 ℃辅热时硬度值降低的幅度较小，因为此时马氏体发生回火，软化程度较小；随着辅热温度升高到300 ℃，接头显微硬度大幅降低，硬度曲线分层明显，这是由于热输入增大，材料变形速率随之增加，位错、亚结构增多，加速形变奥氏体的消失，且高温利于晶粒长大，导致接头组织粗大，出现图7（f）中严重粗化的析出物，硬度随之降低。在搅拌区向母材过渡的区域，硬度曲线均表现为先增大后减小的趋势，这与李胜利等^［17］研究的结果一致。分析认为从搅拌区到母材先穿过高温热影响区再经历低温热影响区，高温热影响区主要为细小的马氏体和贝氏体，硬度值较大，而低温热影响区为回火索氏体和粒状贝氏体的混合组织，此区域硬度值低于母材。

2.2 焊接接头搅拌区韧性分析

图10为不同辅热温度下，接头搅拌区中心位置-20 ℃的冲击韧性。从图中可以看出，在不添加辅热的情况下，搅拌区中间位置的韧性为118.43 J/cm²；150 ℃辅热时，搅拌区中间位置韧性为132.77 J/cm²，达到母材的83%；300 ℃辅热时，搅拌区中间位置冲击韧性仅为6.5 J/cm²。结合图7和图8分析认为，无辅热时接头组织主要为板条马氏体，晶内有少量碳化物析出且尺寸很小，位错运动易受到溶质原子和第二相粒子的阻碍，所以韧性较为理想；低温150 ℃辅热时，马氏体发生自回火，焊缝接头发生软化，同时晶内碳化物尺寸并没有严重长大，加之此时大角度晶界也较多，塑性变形抗力减小，此时韧性表现为最佳；高温300 ℃辅热时，冷却速度过慢导致杂质元素向原奥氏体晶界偏聚，内部的晶格畸变导致材料的塑性变形抗力增加，同时碳化物急剧长大粗化，发生严重的“回火脆性”，此时韧性急剧恶化。

图11为不同辅热温度下冲击断口的微观形貌。从图11（a）可以看出，无辅热时断裂形式为韧性断裂，此时断口横截面出现了许多大小、深浅不一的韧窝，且发生了塑性变形，韧性较为理想；图11（b）是辅热150 ℃时的断口形貌，为更细小的微孔坑，此时内部夹杂物和析出相会发生位错塞积，产生应力集中形成显微孔洞，最终相互吞并形成韧窝，结合图8（b）中显示大角度晶界数量较多，晶粒之间彼此咬合、交错分布，裂纹的扩展需要不断改变方向和路径，即裂纹扩展需要更大的能量，也就增大了裂纹扩展的阻力，所以此时韧性最佳；从图11（c）的断口形貌可以看到，单个及数个相连的小面，其断裂方式是脆性准解理断裂，伴有从小平面中心向四周发散的河流花样，形状短而弯曲且支流少，最终形成撕裂棱，从图8（c）看到此时位相差在45°以上的晶界数量急剧减少，裂纹只需稍微偏转就能沿下一个晶界扩展^［18］，所以导致韧性极大降低。

3 结论

（1）采用底部辅热的方法可以成功实现Q960高强钢的搅拌摩擦焊接，整体焊接过程高效、便捷，可在减轻搅拌头磨损的同时调控接头组织演变过程，是十分具有潜力的焊接方式。

（2）采用底部辅热可有效减小板厚方向的温差，辅热150 ℃时，接头底部缺陷消失，辅热300 ℃时，搅拌头下压力减小，接头底部又生成缺陷。添加辅热接头峰值温度提高不明显，冷却速度随辅热温度的升高而降低。

（3）无辅热时，接头组织主要为不同方向的马氏体板条束，内部有少量析出物；辅热150 ℃时，原奥氏体晶粒尺寸减小，板条束方向逐渐趋于一致，且接头马氏体发生显著的回火，硬度有所下降，同时碳化物略有长大；辅热300 ℃时，冷却速度大大降低，接头硬度显著降低，碳化物粗化严重。

（4）低温辅热时，接头组织发生软化，韧性明显提高；高温辅热时，接头内部组织碳化物严重长大，导致接头韧性急剧恶化。因此，低温辅热既可以减轻搅拌头磨损，又可以提高接头韧性。

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基金资助

广西自然科学基金(2021GXNSFBA196061)

广西科技基地和人才专项(2018AD19173)