唐文珅，楊新岐，李勝利，李會軍

(天津大學 材料科學與工程學院，天津 300354)

鐵素體不銹鋼(FSS)具有比奧氏體不銹鋼更低的成本及優(yōu)異的耐局部腐蝕性能，是一種節(jié)鎳環(huán)保經(jīng)濟型材料，近年來在汽車、建筑、家電及能源化工等領域得到廣泛應用，展現(xiàn)出無限的發(fā)展前景[1-2]。但是FSS采用熔焊方法焊接，存在熱影響區(qū)晶粒粗大、接頭脆化傾向嚴重、焊縫塑韌性較差等限制其大規(guī)模發(fā)展的問題[3]。

攪拌摩擦焊接是一種新型綠色固相焊接技術，熱輸入較低、焊件變形小、不需要填充材料、可避免使用傳統(tǒng)熔焊方法產(chǎn)生的大多數(shù)缺陷等優(yōu)點[4-7]。目前,隨著耐高溫耐磨損攪拌工具材料的開發(fā)，該項技術已實現(xiàn)不銹鋼、鈦合金及耐熱鋼等高熔點金屬的焊接，并且在使用傳統(tǒng)熔焊方法焊接存在較多問題或難以焊接的高熔點材料方面展現(xiàn)出優(yōu)勢。但是與鋁等輕質(zhì)合金相比，鋼的攪拌摩擦焊接工藝實驗更為復雜。一是因為不同鋼種的化學成分及所含合金元素具有多樣性，固態(tài)相變也十分復雜；二是因為不同材料攪拌工具的熱傳導系數(shù)、耐磨損性能及與鋼材的接觸界面摩擦因數(shù)均具有一定差異，很難歸納出具有較普遍適用的工藝參數(shù)范圍。

國內(nèi)外學者針對FSS的FSW技術已經(jīng)開展了一些研究。Park等[3]研究了430 FSS的FSW接頭的組織演變特征和力學性能，發(fā)現(xiàn)焊核區(qū)由于生成馬氏體和細化的鐵素體，強度顯著高于母材，但斷后伸長率僅達到母材的50%。Lakshminarayanan等[8]的研究表明，409M FSS的FSW接頭能夠保持良好的塑韌性。Cho等[9]發(fā)現(xiàn)409 FSS的FSW接頭焊核區(qū)組織得到顯著細化，且焊縫不會形成σ相。Bilgin等[10]的研究表明，攪拌工具的轉(zhuǎn)速和焊接速率等焊接參數(shù)對430 FSS的FSW接頭組織和力學性能有不同程度的影響。Han等[11]研究了18Cr-2Mo FSS的FSW接頭組織特征和力學性能，發(fā)現(xiàn)攪拌區(qū)小角度晶界顯著增加，且接頭具有相對優(yōu)異的沖擊韌性。但是上述研究未對FSS的FSW接頭低溫韌性進行評價，并且實驗鋼種主要集中在409和430等傳統(tǒng)FSS，而對于通過成分優(yōu)化獲得的新型低碳FSS的FSW研究報道較少。

本工作選擇鎢錸合金(W-25%Re)攪拌工具對T4003超純FSS進行FSW工藝實驗，研究焊接參數(shù)對接頭組織特征及常溫和低溫沖擊韌性的影響規(guī)律，為FSS的FSW技術實現(xiàn)工程化應用提供重要依據(jù)。

1 實驗材料與方法

實驗板材為4mm厚T4003 FSS，其化學成分如表1所示。將其加工成尺寸為200mm×200mm的試樣，焊接設備為FSW-RL31-010型攪拌摩擦焊機。攪拌工具的轉(zhuǎn)速ω為150，250r/min,焊接速率v為80，120mm/min。使用W-25%Re攪拌工具，軸肩端面為內(nèi)凹形，攪拌針為錐形平面。軸肩直徑為15mm，攪拌針根部直徑為5.14mm，頂端直徑為4.20mm，長為2.5mm。

表1 T4003不銹鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 1 Chemical compositions of T4003 stainless steel(mass fraction/%)

為觀察接頭微觀組織，沿垂直于焊縫方向制備尺寸為25mm×10mm的金相試樣，經(jīng)打磨、拋光后采用維列拉腐蝕劑(苦味酸1g+鹽酸5mL+酒精100mL)進行腐蝕處理。采用OLYMPUS GX51光學顯微鏡和Hatchis-4800掃描電鏡進行接頭組織特征觀察;采用截線法統(tǒng)計焊接接頭攪拌區(qū)(stir zone, SZ)的晶粒平均尺寸；采用HVS-1000型數(shù)顯顯微硬度計對焊縫區(qū)顯微硬度進行測試，載荷為0.98N，加載時間為15s。V型缺口沖擊韌度試樣的加工尺寸為55mm×10mm×2.5mm，為得到設計厚度，試樣從焊板下表面磨掉1mm左右，從焊板上表面磨掉0.5mm左右，V型缺口分別開在接頭熱影響區(qū)和焊縫中心處，其張開方向與焊縫平行，沖擊試樣尺寸如圖1所示。實驗儀器為ZBC2752型擺錘試驗機，實驗溫度分別為20℃和-20℃。

圖1 沖擊試樣尺寸 (a)熱影響區(qū);(b)攪拌區(qū)Fig.1 Dimensions of the impact test samples (a)HAZ;(b)SZ

2 結果與分析

2.1 接頭微觀組織

圖2為T4003不銹鋼FSW接頭宏觀形貌(ω=250r/min，v=120mm/min)，黑色實線表示攪拌針靜態(tài)位置?？梢姾附咏宇^主要包括焊縫區(qū)和母材區(qū)(base materials，BM)，焊縫區(qū)又可分為SZ，TMAZ和HAZ。圖2中a，c分別表示SZ頂部(距焊縫表面1mm)和中部(距焊縫表面2mm)的區(qū)域，b為前進側(advancing side，AS)TMAZ與HAZ的過渡區(qū)域，d為AS的TMAZ，e為BM。

圖2 T4003不銹鋼FSW接頭宏觀形貌(250r/min，120mm/min)Fig.2 Macroscopic morphology of FS-welded T4003 stainless steel joints (250r/min，120mm/min)

文獻證實[8-9,12]，K因子(Kaltenhauser factor)能夠較準確地預測鐵素體不銹鋼FSW接頭SZ的鐵素體(Ferrite，F(xiàn))含量。計算公式為：

K=[Cr+6Si+8Ti+4Mo+2Al+4Nb]- [2Mn+4Ni+40(C+N)]

(1)

實驗表明[8-9]：當K≤7.5時，焊縫中幾乎不形成鐵素體。由式(1)計算得T4003不銹鋼的K因子為7.06(<7.5)。通過FSW焊縫峰值溫度計算公式[13-14],可預測出不同焊接參數(shù)下接頭SZ的最高溫度皆大于T4003不銹鋼的完全奧氏體化溫度，即接頭SZ室溫組織應全部為馬氏體(martensite，M)。

圖3為對應圖2焊接接頭不同區(qū)域的金相圖及SEM圖。由金相圖可知，SZ和內(nèi)側TMAZ的組織較BM得到一定程度的細化。觀察SEM圖可知，SZ和內(nèi)側TMAZ的組織由F和M雙相組織構成。這與上述SZ組織的預測結果不符，文獻[15]也得到類似實驗結果。金屬固態(tài)相變理論認為，M相變過程中，若奧氏體晶粒較為細小，在其晶界處可能生成F[16]。如圖3(c-2)所示，T4003不銹鋼的母材為單一F組織。FSW過程中，隨著溫度逐漸升高，達到T4003不銹鋼的完全奧氏體化溫度，F(xiàn)轉(zhuǎn)變?yōu)閱我粖W氏體；由于焊接接頭SZ經(jīng)受劇烈的塑性變形，在隨后冷卻過程中會促使奧氏體在發(fā)生M相變之前經(jīng)歷動態(tài)再結晶過程，生成非常細小的再結晶奧氏體，F(xiàn)在其晶界處形核長大，剩余奧氏體發(fā)生M相變[15]，從而T4003不銹鋼FSW接頭SZ的室溫組織為細小等軸F和由再結晶奧氏體轉(zhuǎn)變而來的細小近似等軸的M構成(圖3(a-2))。

圖4為T4003不銹鋼FSW接頭SZ頂部及中部的顯微組織，其晶粒平均尺寸如表2所示。當攪拌工具的轉(zhuǎn)速保持一定時，不同焊接速率下接頭SZ頂部位置的組織形貌較為相似。當焊接速率保持一定，轉(zhuǎn)速從150r/min增加到250r/min時，SZ頂部M的生成量略有增加，晶粒平均尺寸增大1.79～1.94μm。分析認為，F(xiàn)SW過程中，高轉(zhuǎn)速意味著較大的熱輸入和較快的冷卻速率，即高轉(zhuǎn)速下FSW接頭的峰值溫度較高且冷卻過程中生成M的傾向較大。高轉(zhuǎn)速焊接過程中，當SZ頂部組織完全奧氏體化后，較高溫度下再結晶奧氏體粗化，使得F的形核位置減少且尺寸增大，剩余奧氏體增多，從而M的生成量增加。轉(zhuǎn)速為150r/min時，隨焊接速率從80mm/min增加至120mm/min，SZ頂部的F有增多趨勢(圖4(a-1)，(a-2))；轉(zhuǎn)速為250r/min時，焊接速率的變化對SZ頂部F的生成量幾乎無影響(圖4(a-3)，(a-4))。分析認為，轉(zhuǎn)速一定，高焊速意味著SZ承受較劇烈的塑性變形，使得再結晶奧氏體晶粒更為細化，生成的F數(shù)量增加，相對生成的M數(shù)量減少；轉(zhuǎn)速為150r/min時，焊速的增加對SZ再結晶奧氏體晶粒的細化作用較強，隨轉(zhuǎn)速增加至250r/min，焊接熱輸入的增加使得這種細化作用逐漸減弱。

圖3 T4003不銹鋼FSW接頭金相圖(1)和SEM圖(2)(250r/min，120mm/min) (a)攪拌區(qū);(b)熱力影響區(qū);(c)母材Fig.3 OM images(1) and SEM images(2) of FS-welded T4003 FSS joints(250r/min，120mm/min) (a)SZ;(b)TMAZ;(c)BM

當攪拌工具的轉(zhuǎn)速一定時，不同焊接速率下接頭中部的組織特征存在一定差異。由于中部距離焊縫表面2mm，受到軸肩的摩擦熱作用不明顯，所以中部組織較頂部更為細小。當轉(zhuǎn)速保持一定，與頂部相比，SZ中部的F增多，M減少。轉(zhuǎn)速為150r/min時，晶粒平均尺寸減小1.09～1.10μm；轉(zhuǎn)速為250r/min時，晶粒平均尺寸減小2.07～2.12μm。當轉(zhuǎn)速保持一定，隨著焊接速率從80mm/min增加到120mm/min時，接頭中部生成的F有增多趨勢，晶粒平均尺寸減小0.24～0.45μm。綜上，T4003不銹鋼FSW接頭SZ組織沿試樣厚度方向存在一定程度的非均質(zhì)性，且隨著攪拌工具轉(zhuǎn)速的降低及焊接速率的增大，非均質(zhì)性越發(fā)顯著。

圖4 T4003不銹鋼FSW接頭攪拌區(qū)顯微組織 (a)頂部；(b)中部； (1)150r/min,80mm/min;(2)150r/min,120mm/min;(3)250r/min,80mm/min;(4)250r/min,120mm/minFig.4 Microstructures of SZ in the FS-welded T4003 FSS joints (a)top;(b)middle； (1)150r/min,80mm/min;(2)150r/min,120mm/min;(3)250r/min,80mm/min;(4)250r/min,120mm/min

表2 焊接接頭SZ晶粒平均尺寸Table 2 Average grain size of SZ in the welded joints

圖5為T4003不銹鋼FSW接頭前進側TMAZ過渡區(qū)域的金相顯微組織。一般來講，F(xiàn)SW過程中TMAZ經(jīng)受的峰值溫度及塑性變形程度皆低于SZ。所以T4003不銹鋼FSW接頭TMAZ高溫組織應處于F和A雙相區(qū)，即其室溫組織也是由F和M雙相組織構成。根據(jù)不同的組織特征，TMAZ可分為內(nèi)側TMAZ和外側TMAZ。內(nèi)側TMAZ的組織呈細小等軸狀(圖3(b-1))；外側TMAZ的組織由拉長的變形晶粒組成。當攪拌工具的轉(zhuǎn)速為150r/min時，前進側TMAZ組織呈現(xiàn)大梯度過渡趨勢，變形晶粒明顯拉長，焊接速率的變化對這一特征無明顯影響(圖5(a)，(b))。當轉(zhuǎn)速增加至250r/min時，由于焊接熱輸入增加，接頭溫度分布梯度逐漸減小，前進側TMAZ組織過渡平緩，變形晶粒無明顯拉長特征(圖5(c))。HAZ組織與BM相似，焊接參數(shù)的改變對HAZ幾乎無影響。

2.2 接頭顯微硬度

圖6為T4003不銹鋼FSW接頭顯微硬度的分布曲線。如圖6(a)所示，SZ和TMAZ由于組織得到細化及生成M產(chǎn)生明顯淬硬現(xiàn)象。當攪拌工具的轉(zhuǎn)速從150r/min增加至250r/min時，焊接接頭最高硬度呈現(xiàn)升高趨勢，其中后退側(retreating side,RS)TMAZ的硬度升高尤為明顯，焊縫區(qū)硬度分布趨于均勻，最高硬度為290HV，約為母材的1.87倍。保持攪拌工具的轉(zhuǎn)速一定，隨著焊接速率從80mm/min增加至120mm/min，接頭最高硬度略有下降。前進側TMAZ過渡至HAZ的硬度降低趨勢隨轉(zhuǎn)速的增加趨于平緩，這與上述焊接參數(shù)對AS過渡區(qū)組織的影響規(guī)律相吻合。HAZ的硬度值高于162HV，BM的硬度平均值約為155HV。分析認為FSW過程中，T4003不銹鋼焊接接頭HAZ可能有少量納米級析出相彌散生成，使其硬度略高于BM。

圖5 T4003不銹鋼FSW接頭前進側TMAZ過渡區(qū)金相顯微組織 (a)150r/min,80mm/min;(b)150r/min,120mm/min;(c)250r/min,120mm/minFig.5 OM microstructures of TMAZ transition zone on the AS in the FS-welded T4003 FSS joints (a)150r/min,80mm/min;(b)150r/min,120mm/min;(c)250r/min,120mm/min

如圖6(b)所示，當轉(zhuǎn)速為150r/min時，從接頭SZ頂部開始，隨距離增大，硬度呈下降趨勢，且隨著焊接速率從80mm/min升高至120mm/min時，接頭整體硬度降低；當轉(zhuǎn)速增加至250r/min，從接頭SZ中部開始，隨距離的增大，硬度呈下降趨勢，且接頭SZ頂部和中部的硬度十分接近，此時焊接速率的變化對其幾乎無影響,這主要是由于T4003不銹鋼FSW接頭SZ組織沿厚度方向存在非均質(zhì)性所致。

圖6 T4003不銹鋼FSW接頭顯微硬度分布 (a)沿橫截面橫向中線；(b)沿橫截面豎向中線Fig.6 Microhardness distributions in the FS-welded T4003 FSS joints (a)transverse midline along the cross section;(b)vertical midline along the crosssection

2.3 接頭沖擊韌性

表3所列為T4003不銹鋼FSW接頭常溫及低溫沖擊吸收功Ak?？梢姾附訁?shù)和溫度對T4003不銹鋼FSW接頭沖擊吸收功有明顯影響。常溫沖擊實驗(20℃)表明：不同焊接參數(shù)下,接頭HAZ的沖擊吸收功可達BM的90%～92%，接頭SZ的沖擊吸收功可達BM的85%～103%。低溫沖擊實驗(-20℃)表明：不同焊接參數(shù)下,接頭HAZ的沖擊吸收功可達BM的87%～97%，接頭SZ的沖擊吸收功可達BM的82%～95%。

表3 T4003不銹鋼FSW接頭沖擊吸收功Table 3 Impact absorption energy of FS-welded T4003 FSS joints

雖然攪拌區(qū)具有明顯淬硬傾向，但沖擊韌性并沒有明顯降低，焊縫區(qū)仍具有較好強韌匹配。但總體來說，不同焊接參數(shù)下T4003不銹鋼FSW接頭HAZ的沖擊吸收功稍低于母材，這可能是HAZ存在析出相等異質(zhì)顆粒所致；SZ低溫沖擊吸收功較常溫略有下降，而HAZ幾乎不受溫度影響；轉(zhuǎn)速為150r/min、焊接速率為120mm/min時，接頭常溫及低溫沖擊吸收功最佳，其中常溫下SZ的沖擊吸收功高于母材，說明基體組織具有合適比例的低碳M和F時其沖擊韌性比基體組織全部為F時更好。

圖7為T4003不銹鋼FSW接頭沖擊斷口形貌。可見微觀斷口呈現(xiàn)韌窩特征，斷裂模式為韌性斷裂。BM與接頭HAZ的沖擊斷口形貌較為相似，呈現(xiàn)大直徑撕裂或拉長韌窩和小直徑等軸韌窩混合特征[17]，其中常溫下接頭HAZ微觀斷口中的韌窩相對較小且較淺(圖7(b))，其沖擊吸收功最低；接頭SZ的沖擊斷口呈現(xiàn)大小不等的等軸韌窩特征，其中常溫下接頭SZ斷口中的韌窩多而深(圖7(d))，對應沖擊吸收功最高。

圖7 T4003不銹鋼FSW接頭沖擊斷口形貌(150r/min，120mm/min) (a)BM(20℃)；(b)HAZ(20℃)；(c)HAZ(-20℃)；(d)SZ(20℃)；(e)SZ(-20℃)Fig.7 Impact fractographies of FS-welded T4003 FSS joints(150r/min，120mm/min) (a)BM(20℃)；(b)HAZ(20℃)；(c)HAZ(-20℃)；(d)SZ(20℃)；(e)SZ(-20℃)

3 結論

(1)T4003鐵素體不銹鋼FSW接頭SZ和TMAZ由F和M雙相組織構成，HAZ組織與BM相似。

(2)焊接接頭SZ組織沿試樣厚度方向存在非均質(zhì)性，且隨轉(zhuǎn)速的降低及焊接速率的增加越發(fā)顯著；轉(zhuǎn)速為150r/min時，AS組織過渡梯度較大，變形晶粒明顯拉長，幾乎不受焊接速率變化的影響；轉(zhuǎn)速為250r/min時，AS組織過渡平緩，無明顯變形拉長特征；接頭HAZ幾乎不受焊接參數(shù)變化的影響。

(3)焊接接頭SZ和TMAZ產(chǎn)生明顯淬硬現(xiàn)象，最高硬度為290HV，約為母材的1.87倍，HAZ硬度略高于母材；隨轉(zhuǎn)速升高，接頭最高硬度呈升高趨勢，焊縫硬度分布趨于均勻。

(4)焊接參數(shù)和溫度對接頭的沖擊吸收功有明顯影響：常溫(20℃)下，熱影響區(qū)為母材的90%～92%，攪拌區(qū)為母材的85%～103%；低溫(-20℃)下，熱影響區(qū)為母材的87%～97%，攪拌區(qū)為母材的82%～95%，表明焊縫區(qū)仍具有較好強韌匹配。