Fe-Mn-Al-C低密度高強鋼焊接技術的研究與進展

萬亞雄， 唐立志， 武學俊， 章小峰， 張朋彥， 黃貞益

(1.安徽工業大學，冶金工程與資源綜合利用安徽省重點實驗室，安徽 馬鞍山 243032；2.安徽工業大學，冶金工程學院，安徽 馬鞍山 243032)

0 前言

隨著“減重、節能、降低碳排放量”等綠色制造理念的盛行，輕量化、高強塑積的Fe-Mn-Al-C高強鋼代替傳統鋼鐵成為第三代汽車用鋼的一個新的研究方向，引起了國內外學者的密切關注[1]。1933年Fe-Mn-Al-C系高強鋼的概念被提出，1958年被提出可以用于取代Fe-Cr-Ni系列不銹鋼，降低成本[2]。但直到2000年，該類鋼才被確定可用來實現汽車輕量化，其在汽車結構鋼方面的研究才被真正關注[3]。目前，Fe-Mn-Al-C高強鋼根據Al含量可分為兩類，分別為低Al系Fe-Mn-Al-C高強鋼(Al≤3%)和高Al系Fe-Mn-Al-C低密度鋼(3%≤Al≤12%)，有時為了更好地提高合金鋼的力學性能和工藝性能(如耐蝕性、抗裂性、焊接性等)，將基于以上成分體系，適當地添加Si，Cr，Cu，Ni，Nb等合金元素。

近年來，關于Fe-Mn-Al-C高強鋼的研究主要集中在成分設計、關鍵元素作用、工藝-組織控制、強韌性機制等方面，而對其成形性能，尤其是焊接性能的研究很少。Fe-Mn-Al-C高強鋼在焊接過程中，焊接接頭易產生Mn元素的燒損、生成脆性第二相以及形成焊接裂紋等缺陷，使其成為車身制造的薄弱點，影響汽車的安全使用。因此，作為最具潛力的汽車車身制造材料，了解和掌握材料的焊接性能和焊接工藝是不容忽視的。

Chou等人[4]對Fe-30Mn-10Al-xC(0.1%≤x≤0.6%)高強鋼的焊縫抗裂紋敏感性進行研究，發現隨著碳含量增加，奧氏體含量增加，Fe-30Mn-10Al-xC高強鋼在焊縫處形成在晶粒內部或晶間擴展的裂紋。韓志強等人[5]發現Fe-15Mn-2Al-0.6C鋼焊接后，其焊縫區的組織為粗大的奧氏體，且該區Mn元素燒損較明顯，整個焊接接頭的抗拉強度隨著應變速率的增加由負應變速率敏感性轉為正應變速率敏感性，塑性則呈先下降再升高又下降的變化趨勢，并且在各個應變速率下焊件都在焊縫處斷裂。

Fe-Mn-Al-C高強鋼因化學成分和組織性能與其他鋼材不同，其焊接難點及焊后性能也不同于一般鋼材。目前，國內外對Fe-Mn-Al-C高強鋼焊接性能和焊接工藝的研究報道較少，因此，文中將對現有的研究成果進行歸納總結，并在此基礎上進行展望。

1 Fe-Mn-Al-C高強鋼的組織性能特點

1.1 低Al系Fe-Mn-Al-C高強鋼的組織性能特點

低Al系Fe-Mn-Al-C高強鋼主要以Fe-Mn-Al-Si系和Fe-Mn-C系鋼為主。Fe-Mn-Al-Si系高強鋼以Fe-xMn-3Si-3A1為代表，Gr?ssel等人[3]對其微觀組織以及力學性能進行了深入的研究，發現該鋼的力學性能與微觀組織及形變機制有關。當Mn含量較低時，鋼中的變形機制以相變誘導塑性變形(γfcc→εhcp，γfcc→εhcp→αbcc)為主，生成的馬氏體使其強度升高而塑性降低；而當Mn含量較高時，鋼的塑性變形機制逐漸由相變誘導塑性變形轉變為孿生誘變塑性變形，鋼的塑性明顯提高。Fe-Mn-C系高強鋼的典型成分體系為Fe-23Mn-0.6C，代永娓等人[6- 8]對該鋼的組織性能進行了初步研究，發現塑性變形前室溫組織主要以單一且含有少量退火孿晶的奧氏體為主，而塑性變形后，基體組織中有馬氏體生成，且含有與母材取向不同的形變孿晶，這表明鋼在塑性變形過程中發生了TRIP和TWIP效應，最終在這兩種效應的共同作用下使其強塑積達到63.8 Gpa·%。

1.2 高Al系Fe-Mn-Al-C高強鋼的組織性能特點

目前，高Al系Fe-Mn-Al-C低密度鋼根據化學成分和熱軋后組織的不同，主要分為4類，分別為鐵素體鋼、奧氏體鋼、以鐵素體為基體的雙相鋼和以奧氏體為基體的雙相鋼，不同種類高強鋼所對應的化學成分和力學性能見表1。

表1 Fe-Mn-Al-C高強鋼的分類

2 焊接難點

2.1 第二相的析出

Fe-Mn-Al-C高強鋼中最常見的析出相有κappa碳化物、Fe-Al系B2與DO3相、β-Mn等有序相，這些有序析出相的形態、數量及分布對鋼的組織和力學性能有重要的影響。高強鋼經焊接熱循環這一特殊的熱處理后，易在熱影響區析出第二相，影響焊接接頭的力學性能。Jeong S等人[21]研究了Fe-30Mn-xAl-0.8C(9%≤Al≤11%)合金鋼中κappa碳化物析出對焊接熱影響區組織和力學性能的影響，發現隨著Al元素的增加，κappa碳化物在奧氏體基體或晶界處析出，如圖1所示。κappa碳化物是一種E21型鈣鈦礦立方晶體結構，分子式為Fe3AlC[22]，其析出使熱影響區的抗拉強度和硬度增加，塑性降低，斷裂機制由韌性斷裂轉變為脆性斷裂。

圖1 Fe-31.4Mn-11.93Al-0.89C鋼中κ碳化物的析出圖[21]

此外，Fe-Mn-Al-C高強鋼經焊接熱循環后在熱影響區析出的κappa碳化物具有弱化晶界的作用，易使焊接熱裂紋在該區形成，影響焊接質量。 Kim等人[23]發現Fe-31.35Mn-11.39Al-O.89C高強鋼經焊接熱循環后，當峰值溫度為900 ℃和1 150 ℃時，在奧氏體中都有κappa碳化物析出，此時在奧氏體晶界處有較大的裂紋出現,如圖2所示[23]。

圖2 透射分析Fe-Mn-Al-C低密度高強鋼中碳化物的析出圖和裂紋的高倍圖

2.2 合金元素的揮發與偏析

Fe-Mn-Al-C高強鋼中Mn具有較高的飽和蒸氣壓，在焊接過程中易蒸發，使焊縫Mn含量減少，層錯能降低從而使鋼的焊接性能和焊接過程變得復雜；此外，Fe-Mn-Al-C高強鋼在焊接過程中，焊縫區還易發生元素的偏析現象，尤其是當合金成分不同的異種鋼進行焊接時，此現象更加明顯。謝盼等人[24]對Fe-29Mn-3Al-3Si和Fe-20Mn-3Al-3Si異種鋼進行焊接時發現，熔合線附近出現Fe和Mn的富集以及Al和Si的貧乏，使得整個焊縫區成分分布不均勻，影響焊接接頭質量。

2.3 熱影響區晶粒長大與軟化

Fe-Mn-Al-C高強鋼經焊接熱循環后，在熔合線兩側將形成一定寬度的熱影響區，有研究表明[25]：焊接熱循環過程中熱影響區將發生大晶粒吞并小晶粒的晶粒長大現象，假設晶粒長大是由擴散引起的，則晶粒長大的動力為晶界表面能的降低，其中，單位體積的晶粒長大驅動力為：

(1)

高強鋼在焊接過程中，晶界表面能的驅動力減小，由式(1)可知，晶粒有長大傾向，而粗大的晶粒是惡化熱影響區力學性能的主要原因。尤其對于熔化極氣體保護焊，焊后熱影響區較寬，晶粒長大明顯，其軟化現象較嚴重。米振莉等人[26]分別使用激光焊和TIG焊對Fe-Mn-C系高強鋼進行焊接，發現該鋼經TIG焊后，熱影響區更寬，晶粒尺寸更大，顯微硬度更低。

3 主要焊接方法

和其他連接方式相比，焊接可使被焊材料達到原子級的緊密結合，形成永久性的連接。目前，Fe-Mn-Al-C高強鋼的焊接方法主要包括：激光焊、鎢極惰性氣體保護焊、熔化極氣體保護焊、電阻點焊、電子束焊及攪拌摩擦焊。

3.1 激光焊

激光焊具有焊接能量高、熱影響區小、晶粒長大不明顯、焊縫質量高及零件變形小等優點，目前該焊接方法已在汽車車身的制造中得到了廣泛的應用，比如一汽大眾生產的開迪、速騰、邁騰車型共采用激光焊縫1600余條，焊縫累計長度近70 m[27]。Fe-Mn-Al-C高強鋼作為最具潛力的汽車用鋼，激光焊接也是其應用較廣泛的一種焊接方法。

影響激光焊接頭質量的因素主要包括：焊接速度、焊接熱輸入、對接間隙、激光光斑模式、保護氣體等。王濤[28]研究了焊接速度和焊接熱輸入對低Al系高強鋼激光焊接性能的影響，發現焊接速度對實驗鋼焊接接頭形貌、焊縫內部微織構、樹枝晶晶粒尺寸及熱影響區粗化程度有顯著的影響；且隨著焊接熱輸入的增加，焊縫樹枝晶二次枝晶間距略有減小，而<001>//RD絲織構的強度和比例逐漸增加。

Fe-Mn-Al-C高強鋼在激光焊過程中會產生合金元素的揮發、溶質原子偏析等現象，且該焊接方法冷卻速度快，焊縫熔深大，在快速加熱和凝固的過程中易促進焊接接頭內應力和氣孔的產生，影響焊接接頭質量。Ku等人[29]發現高Al系Fe-Mn-Al-C高強鋼激光焊接后，其焊接熔池的邊緣和中心處都存在一定程度的成分偏析，塑性變形后，焊材的屈服強度高于母材，而抗拉強度、斷后伸長率以及不同溫度下的沖擊吸收能量都低于母材。李輝等人[30]研究了低Al系Fe-Mn-Al-C高強鋼激光焊接接頭的微觀組織、成分和力學性能，發現焊縫和熱影響區的組織都為奧氏體，其中焊縫奧氏體為具有擇優取向的柱狀晶，而熱影響區的晶粒尺寸和母材相當，并未發生明顯的長大現象，熔合區的Mn元素存在明顯的顯微偏析；塑性變形后，焊材都在焊縫處斷裂，其強度和母材相當，但斷后伸長率顯著低于母材，其主要原因是激光焊接過程中在焊縫處形成的氣孔所致。研究表明[31]，對于激光焊中形成的氣孔，可通過調節激光輸出功率，控制激光輸出波形和震蕩頻率，抑制液態金屬波沿徑向的往復振蕩等來改善。

激光焊過程中，第二相的析出對焊接接頭性能的影響也不容忽視。馬麗莉[32]對低Al系高強鋼焊件的拉伸變形行為和沖擊性能進行研究，發現當拉伸速度為0.4～40 mm/min時，母材和焊件的力學性能相當，強塑積可達到40～50 GPa·%；當沖擊溫度為23 ℃，-20 ℃，-117 ℃時，焊件均表現出良好的沖擊韌性，但溫度為-196 ℃時，沖擊吸收能量明顯下降，斷口上觀察到脆性斷裂的特征。其主要是當沖擊溫度為-196 ℃時，焊縫樹枝晶界處的(Fe,Mn)3C脆性相在沖擊變形過程中使沖擊裂紋沿晶擴展所致。對于激光焊過程中析出的第二相，可選擇恰當的焊后熱處理，使其在晶內析出，晶內細小的第二相對材料的屈服強度和韌性有著重要的作用。

3.2 鎢極惰性氣體保護焊

鎢極惰性氣體保護電弧焊是在惰性氣體保護下，利用鎢電極與母材金屬之間產生的電弧熱來熔化母材和焊絲的一種焊接方法。該方法不存在電極金屬的過渡問題，電弧現象簡單，焊接工藝過程的再現性強，焊接質量穩定。但用該工藝對Fe-Mn-Al-C高強鋼焊接時，形成的熱影響區較寬，晶粒長大明顯，其軟化現象嚴重，且市場上所用焊絲的成分、組織及力學性能與母材匹配程度低，不利于優質焊縫的形成。

吳志強等人[33]對Fe-25Mn-8/10A1-1C異種高強鋼焊接時，發現其焊縫區組織為典型的柱狀晶結構，熱影響區組織則因鋼種成分的差異而存在一定的區別，其中8Al鋼為單相奧氏體，而10Al鋼則為少量的帶狀鐵素體+等軸狀奧氏體；整個焊接接頭的硬度分布不均勻，其中焊縫區最低，熱影響區次之，母材區最高，這主要是焊接所用焊絲為低碳鋼，其合金含量與母材匹配程度低，產生的固溶強化作用遠低于母材所致，而熱影響區硬度較低是因該區晶粒長大使其細晶強化作用小于母材所致。

3.3 熔化極氣體保護電弧焊

熔化極氣體保護電弧焊采用明弧焊，電弧熱量集中，熔池和熱影響區較小，不使用焊劑，無熔渣，適合全位置焊接，該工藝經常被用于汽車車身中異種高強鋼的焊接。

Majlinger等人[34]采用熔化極氣體保護焊對Fe-15Mn-1Al-0.51C-0.46Si TWIP鋼和Fe-2.1MnB-0.25Al-0.27C-1.52Si TRIP鋼進行焊接，焊絲為奧氏體不銹鋼焊絲。焊后觀察到靠近TWIP鋼一側的熱影響區晶粒較大，而靠近TRIP鋼一側的熱影響區晶粒尺寸隨著距離焊縫中心不同的位置而呈現出一種變化的趨勢；經過拉伸變形后，焊材的抗拉強度和斷后伸長率都低于母材，其斷裂總是通過韌性斷裂模式在焊道內發生，且在斷裂表面上未檢測到微觀焊接缺陷。

3.4 電阻點焊

電阻點焊因具有操作簡單、效率高、熱量集中、加熱時間短、焊接變形小且焊后板件強度高等優點，成為白車身制造的主要焊接工藝，并且已在汽車車身制造中得到了廣泛的應用，，同時這也是當前汽車用高強鋼的只要焊接方法[35]。點焊工藝參數對點焊熔核質量有較大影響，焊接時間對焊點力學性能和質量的影響最為顯著，其次為焊接電流和焊接壓力，電阻點焊的熔核形成過程和焊接工藝參數評價如圖3所示。

圖3 電阻點焊熔核過程和工藝參數評價

鄭曉飛等人[36]研究了焊接熱量、通電時間和加壓時間Fe-23.53Mn-1.42Al-0.79Si-0.3C高強鋼焊接接頭性能的影響，分析了最佳工藝參數下焊接接頭的顯微組織、顯微硬度和斷口形貌，發現當焊接熱量為2.1 kJ、通電時間為1.9 s、加壓時間為 5 s 時，接頭成形良好，抗剪力達到4.939 kN；熔核區平均硬度為259.9 HV，明顯高于母材；焊點中的裂紋為沿晶裂紋，斷口外圍為韌性斷裂，而中心則為脆性撕裂。

Fe-Mn-Al-C高強鋼采用電阻點焊時，因鋼質較硬，使焊接飛濺傾向增加，焊點更易產生縮孔等缺陷。Razmpoosh 等人[37]采用該方法對Fe-31Mn-3Al-3Si高強鋼焊接時，發現隨著熱輸入的增大，焊接材料產生噴濺，焊縫中逐漸出現縮孔。研究表明[38]可通過合理地控制焊接電流、電極力和焊接時間來減小點焊過程中的飛濺問題。

3.5 電子束焊

電子束焊是一種能量密度高、焊接效果好、熱影響區窄、適應范圍廣的現代化焊接方法。其在真空環境下進行焊接可避免由環境污染引起焊材脆裂現象的發生，提高焊材的力學性能。雖然該方法可得到高質量的接頭，但需真空環境，且焊前裝配精度高，很大程度限制了其在Fe-Mn-Al-C高強鋼中的應用。

電子束焊后熱影響區較窄，裂紋敏感性較小，但凝固過程中過冷度和冷卻速度較大，所以凝固過程和凝固后形成的組織成為影響Fe-Mn-Al-C高強鋼焊接接頭性能的主要因素。Ku等人[29]研究了Fe-28Mn-5Al-1C高強鋼電子束焊后焊接接頭的組織和性能，發現其整個焊縫奧氏體組織以具有擇優取向的柱狀晶的形式存在，這些柱狀晶垂直于熔合線向焊縫中心生長和聚集，最后使焊縫在中心形成一條明顯的分界線。通過硬度測量和蠕變斷裂測試發現，焊縫的中心區域硬度低、蠕變斷裂壽命短且斷裂延展性差，這主要是由焊縫的微觀組織所導致，熱影響區硬度最高是焊接過程中該區產生的殘余應力較大，促進了應變誘導孿晶在該區的形成所致。

3.6 攪拌摩擦焊

攪拌摩擦焊是一種固態連接技術，焊接熱源為焊具和工件產生的摩擦熱和焊件在焊接過程中產生的塑性變形熱。該工藝焊接質量好、無需焊絲和保護氣體、焊件尺寸精度高，屬于一種綠色焊接方法。焊接過程如圖4所示。但該方法和弧焊相比，缺乏焊接的柔性，焊接接頭的磨損相對較大，成本較高。

攪拌摩擦焊用于Fe-Mn-Al-C高強鋼的焊接時，焊接過程溫度低，可在一定程度上抑制馬氏體的析出，且可細化焊接接頭的晶粒。一般情況下，焊縫區的晶粒結構演變通常用動態再結晶來解釋。Lee等人[39]研究了Fe-8Mn-0.2C-3A1-1.3Si鋼經該工藝焊接后，其焊接接頭的組織性能，發現因該工藝焊接溫度低(<780 ℃)，焊縫區保留了母材的原始組織，分別為(δ+α)鐵素體和奧氏體，但是各個相所占的比例有所變化。塑性變形后，焊材的屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率都優于母材，這主要是在焊接過程中發生了奧氏體的回復和再結晶所致。Torganchuk等人[40]對Fe-12.6Mn-0.49C-0.3Si-1.62Al鋼在最佳焊接參數下的微觀組織進行分析，發現焊接過程中的組織演變是由不連續和連續重結晶之間的關系所致。

圖4 攪拌摩擦焊的工藝流程圖

4 結論與展望

目前，Fe-Mn-Al-C高強鋼的焊接方法主要有激光焊、鎢極惰性氣體保護焊、熔化極氣體保護焊，電阻點焊、電子束焊和攪拌摩擦焊，對比Fe-Mn-Al-C高強鋼的各種焊接工藝，各有所長，但其作為車身制造的潛力化材料，鋼板的點焊和激光焊為其主要的焊接方法。未來隨著汽車輕量化技術的發展，Fe-Mn-Al-C高強鋼、鎂合金、鋁合金等輕質材料的應用也會越來越廣泛，鋼/鋁、鋼/鎂等異質金屬間的焊接需求也越來越多，為了克服主流焊接工藝的不足，激光-電弧復合焊、激光釬焊、攪拌摩擦焊等新焊接工藝的應用將日益廣泛。并且未來關于Fe-Mn-Al-C高強鋼的焊接工藝，主流研究應集中于如何更好地控制Fe-Mn-Al-C高強鋼在焊接過程中第二相的析出、焊接裂紋和焊縫成分偏析的產生等方面。