6mm厚304不銹鋼激光焊接接頭組織及力學(xué)性能研究

陳樹青，魏 昕，趙杰魁，王 豪，2

(1.廣東工業(yè)大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院，廣東 廣州 510006；2.廣州機(jī)械科學(xué)研究院，廣東 廣州 510700)

1 引言

不銹鋼通常由Fe-Cr、Fe-Cr-C、Fe-Cr-Ni為合金系所構(gòu)成合金鋼，其化學(xué)成分中含鉻量高于10.5%，由于其具有較高的含鉻量，容易在空氣中發(fā)生化學(xué)反應(yīng)生成一層惰性氧化物附著于表面，保護(hù)其內(nèi)部金屬不容易被氧化和腐蝕[1]。不銹鋼種類較多，奧氏體不銹鋼則屬于其中的一大類別，具有很強(qiáng)耐腐蝕性能，強(qiáng)度與低碳鋼相當(dāng)，廣泛應(yīng)用于船舶制造、封密容器、核電、汽車制造和食品醫(yī)療等領(lǐng)域[2]。

奧氏體不銹鋼因其具有熱膨脹系數(shù)大、導(dǎo)熱系數(shù)小等特點(diǎn)，焊接后焊件易產(chǎn)生以下問題：易由于焊接時(shí)熱量集中產(chǎn)生殘余應(yīng)力及變形、焊接效率低、熱裂紋、焊前/焊后處理工序多等［3-5］，難以滿足304不銹鋼高質(zhì)、高效的焊接要求。因此，針對不銹鋼的這種物理特性，現(xiàn)階段主要采用高能束焊接方式進(jìn)行焊接，這其中最常見的有電子束焊接、等離子焊接、激光焊接等。激光焊接作為當(dāng)今社會日漸興起的一種新型焊接技術(shù)，由于其具有焊接過程熱輸入量小、焊接速度快以及焊后工件變形小、成形好等優(yōu)點(diǎn)，已受到各行各業(yè)的廣泛應(yīng)用，有效解決了傳統(tǒng)焊接中常見的各類問題，如熱影響區(qū)大、焊接變形和晶粒粗化等焊接常見問題。由于焊縫的機(jī)械性能由其宏觀缺陷、微觀組織所決定，而機(jī)械性能又評估焊接接頭質(zhì)量的指標(biāo)。因此，為提高焊接的工藝性及獲得優(yōu)良的焊接接頭，很有必要對激光焊接接頭的微觀組織、力學(xué)性能進(jìn)行研究與分析。

2 焊接材料與試驗(yàn)方法

2.1 焊接材料

試板材料為304奧氏體不銹鋼，抗拉強(qiáng)度σb≥520MPa，焊接試板尺寸為(150×70×6)mm，不開坡口的平板對接焊，無需填充焊料，采用氮?dú)馔S氣體保護(hù)焊，流量為25 L/min，采用的焊接工藝參數(shù)為焊接功率為(2500～3300)W，焊接速度(5～25)mm/s。304不銹鋼的化學(xué)成分，如表1所示。試驗(yàn)材料的顯微組織，如圖1所示。由圖1可以看出，母材顯微組織為等軸奧氏體晶粒并伴有孿晶。在進(jìn)行焊接試驗(yàn)之前，為排除其他外界因素對實(shí)驗(yàn)結(jié)果造成影響，需要用砂紙對工件表面進(jìn)行打磨去除表面的氧化層，再用酒精或丙酮清洗表面的雜質(zhì)及油污。

表1 304不銹鋼化學(xué)成分比例Tab.1 Proportion of Chemical Components in 304 Stainless Steel

圖1 304不銹鋼顯微組織Fig.1 Microstructures of 304 Stainless Steel

2.2 試驗(yàn)方法

本試驗(yàn)采用中國武漢銳科生產(chǎn)的RFL-C3300激光器，波長為1080nm，焊接頭準(zhǔn)焦直徑為125nm，聚焦直徑為200nm，最大輸出功率為3300W，配合發(fā)那科機(jī)器人(型號為FANUC M-20iA)構(gòu)成機(jī)器人焊接系統(tǒng)實(shí)現(xiàn)厚度為6mm的不銹鋼鋼板焊接，如圖2所示。焊接完成獲得為全熔透焊縫，并對304不銹鋼焊接接頭的微觀組織特點(diǎn)、力學(xué)性能及斷口特征進(jìn)行了研究、分析。

圖2 激光焊接系統(tǒng)Fig.2 Laser Welding System

在金相試樣制取中，沿垂直于焊縫的方向截取試樣，如圖3所示，尺寸為(25×20×6)mm，按照標(biāo)準(zhǔn)金相制作方法制取金相樣件，腐蝕液選擇王水溶液(濃鹽酸：濃硝=3：1)，腐蝕時(shí)間為30s左右。隨后，在光學(xué)顯微鏡和超景深下觀察焊接接頭的顯微組織。采用顯微硬度計(jì)(型號為HV-1000)對焊接接頭顯微硬度進(jìn)行測量，加載載荷和加載時(shí)間分別200g和10s，測量點(diǎn)位置距離表面3mm，并從母材至焊縫中心依次間隔0.1mm。為了比較激光對接焊接頭與母材的拉伸性能，將激光焊的對接試件和母材參照GB/T2651－2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)》標(biāo)準(zhǔn)加工，采用WDW3100型電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸測試(抗拉強(qiáng)度取3個同參數(shù)試樣的平均值)，拉伸試樣尺寸，如圖4所示。

圖3 顯微組織觀察截面示意圖Fig.3 Schematic Diagram of the Microstructure Observation Section

圖4 拉伸試樣尺寸Fig.4 Tensile Specimen Size

3 試驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 焊接接頭微觀組織及形成緣由

表2 焊接工藝參數(shù)Tab.2 Welding Process Parameters

圖5 304不銹鋼焊縫表面形貌及接頭宏觀形貌Fig.5 Surface Morphology and Macro Morphology of 304 Stainless Steel Weld

本試驗(yàn)采用的焊接工藝參數(shù)由表2給出，焊后的304不銹鋼焊縫表面、接頭宏觀形貌，如圖5所示。由圖可見，得到的焊縫不僅完全熔透且成型良好，宏觀形貌呈“丁”字型，且無氣孔、裂紋、咬邊、飛濺等常見缺陷。從宏觀上看，焊接接頭可以分為焊縫區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)。其中，熱影響區(qū)不明顯，沒有明顯的晶粒粗化現(xiàn)象，焊縫上部、中部、底部都可見柱狀晶，其垂直于接頭熔合線向焊縫中心生長，到焊縫中心相遇而停止生長。

母材的微觀組織為單相塊狀的等軸奧氏體晶粒，與焊縫組織截然不同，如圖6所示。這是由于在焊過程中，焊接區(qū)域經(jīng)歷了一個快速加熱而后迅速冷卻過程，導(dǎo)致了焊后焊縫的微觀組織發(fā)生了變化。焊縫熔合線附近微觀組織，如圖7所示。從圖可看出，在熔合線附近出現(xiàn)了垂直于熔合線的方向生長的柱狀晶區(qū)域，柱狀晶區(qū)域的放大圖。如圖8所示。其金相組織由鐵素體與奧氏體組成，造成這樣結(jié)晶形態(tài)主要是由熔池結(jié)晶過程中散熱方向決定的，熔池金屬在凝固過程中通過依附于未熔化母材晶粒表面形核，由于熔池只受單一熱源的影響且熔池的最大溫度梯度方向大致與熔合線垂直，所以晶粒垂直于熔池壁往焊縫中心生長，最終形成圖8所看到的平行柱狀晶[6]。

圖6 母材顯微組織Fig.6 Microstructure of Parent Material

圖7 焊縫熱影響區(qū)顯微組織Fig.7 Microstructure of Heat Affected Zone of Weld

圖8 焊縫上部邊緣顯微組織Fig.8 Microstructure of the Upper Edge of the Weld Seam

焊縫區(qū)中心的微觀組織。如圖9所示。焊縫中心由等軸樹枝晶組成。這主要是由于激光焊接是一個能量集中的加熱過程，作用面積小，輸入量較傳統(tǒng)焊接方式小，焊縫區(qū)域快速加熱而后快速冷卻，晶粒來不及長大，造就了焊縫晶粒尺寸相比于母材晶粒明顯變小。

圖9 焊縫中心顯微組織Fig.9 Microstructure of Weld Center

而從上面金相圖我們可以觀察到焊縫不同區(qū)域出現(xiàn)了不同的結(jié)晶形態(tài)。根據(jù)金屬凝固學(xué)，金屬的結(jié)晶后的形態(tài)取決于熔池金屬的結(jié)晶速度R和溶質(zhì)的濃度C0和金屬熔池的溫度梯度G[7]，金屬結(jié)晶形態(tài)與溫度梯度G、結(jié)晶速度V的關(guān)系圖，如圖10所示。在熔合線往焊縫中心一側(cè)，由于熔池金屬靠近母材，未熔化的母材金屬具有較高的導(dǎo)熱率，導(dǎo)致在焊縫邊緣具有較大的溫度梯度G及較小的結(jié)晶速率V，過冷度較小，促使柱狀晶的形成。隨著熔池液態(tài)金屬向焊縫中心不斷凝固結(jié)晶，熔池溫度梯度G不斷減小且晶粒結(jié)晶速率V加快，加上在焊縫金屬的凝固過程中，雜質(zhì)元素被排擠到焊縫中心而引起區(qū)域偏析，增加溶質(zhì)的濃度C0，過冷度的增加，促進(jìn)了等軸晶的形成[8]。

圖10 結(jié)晶形態(tài)與G和R的關(guān)系Fig.10 Relationship between Crystalline Morphology and G and R

從圖8可以看出，HAZ由一條明顯的熔合線與焊縫分開，與圖6母材晶粒的大小相比，熱影響區(qū)的晶粒粗化現(xiàn)象并不明顯，這與以往對文獻(xiàn)[9-10]的研究表現(xiàn)出寬廣、晶粒粗大的熱影響區(qū)有很大的不同，極大的提高了焊件的機(jī)械性能和腐蝕性能。這主要是由于激光焊接過程中，熱輸入量少且焊接速度快，熔池尺寸小，使得熔池?zé)崃康纳⑹俣取⒗鋮s速度極快，熱影響區(qū)晶粒來不及長大，晶粒粗化不明顯。文獻(xiàn)[11-12]的研究中，同樣也出現(xiàn)了熱影響區(qū)晶粒粗化不明顯的現(xiàn)象。

3.2 焊接接頭的硬度試驗(yàn)結(jié)果與分析

硬度測量圖，如圖11所示。304奧氏體不銹鋼激光焊接接頭厚度1/2處的顯微硬度分布曲線，如圖12所示。從曲線圖可以看出，焊接接頭的硬度分布并不均勻，顯微硬度場大致呈“n”形分布。與母材相比，焊縫區(qū)硬度明顯增高，其中母材、焊縫和熱影響區(qū)的平均硬度分別為231HV、263HV和228HV，這是由于接頭硬度與金屬材料的晶粒大小、合金元素含量等因素有關(guān)，晶粒越細(xì)小，晶界越多，對位錯運(yùn)動的阻礙能力越強(qiáng)，抵抗塑性變形能力就愈強(qiáng)[1]，從而使該區(qū)域顯微硬度增高。從上面的金相組織圖可以看出，焊縫區(qū)的晶粒較母材和熱影響區(qū)明顯變小，硬度也就最高，同時(shí)焊縫中心硬度相較于焊縫的其他區(qū)域略高，這是由于熔池中的合金元素、雜質(zhì)元素受到向依附熔合線生長的柱狀晶排擠而聚集到焊縫中心，引起區(qū)域偏析，溶質(zhì)的溶度C0增大，焊縫中心合金元素融入固溶體發(fā)生固溶強(qiáng)化使得焊縫中心的硬度增大。從圖12還可以看出，熱響區(qū)硬值較母材變化不明顯。這主要是由于激光焊接過程中，由于熱輸入量少且焊接速度快，熔池尺寸小，使得熔池?zé)崃康纳⑹俣取⒗鋮s速度極快，熱影響區(qū)晶粒來不及長大，從而未出現(xiàn)晶粒粗化的趨勢，硬度值變化不明顯。以上所得結(jié)果正與揭示了晶粒尺寸與硬度之間緊密關(guān)系的Hall-Petch公式相吻合[14]。

圖11 激光焊焊縫硬度測試圖Fig.11 Test Chart of Hardness of Laser Welding Seam

圖12 顯微硬度分布圖Fig.12 Microhardness Distribution Diagram

3.3 焊接接頭的抗拉強(qiáng)度

表3 拉伸試驗(yàn)統(tǒng)計(jì)表Tab.3 Statistical Table of Tensile Test

選擇最優(yōu)工藝參數(shù)的焊接件與母材進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，統(tǒng)計(jì)其延伸率、抗拉強(qiáng)度，并與母材進(jìn)行對比，驗(yàn)證是否滿足要求。試驗(yàn)中，需要對母材室溫拉伸試件、焊接完成后試件各制備3個，將拉伸數(shù)據(jù)求平均值以提高試驗(yàn)的準(zhǔn)確性與可靠性，試驗(yàn)統(tǒng)計(jì)結(jié)果，如表3所示。焊接件拉伸試驗(yàn)所得到的結(jié)果，如圖13所示。反映了焊件在外在拉力作用下從塑性變形直至到斷裂的整個過程。

圖13 焊接件拉伸曲線圖Fig.13 Drawing Curve of Welding Parts

從表3試驗(yàn)數(shù)據(jù)可以看出，母材的抗拉強(qiáng)度為729.9MPa，延伸率為56.1%，采用最優(yōu)參數(shù)下的焊接試件抗拉強(qiáng)度達(dá)711.5MPa，平均延伸率為55.2%，達(dá)到母材抗拉強(qiáng)度的97.5%，接近于母材的強(qiáng)度，屈服力稍低于母材，焊接接頭的斷裂位置均為焊縫區(qū)，這是因?yàn)樵诤附舆^程中焊縫區(qū)雖形成了較小晶粒，但是由于焊件是無填充金屬焊接，存在輕微的凹陷，容易造成應(yīng)力集中。

4 結(jié)論

(1)304奧氏體不銹鋼激光焊接焊縫區(qū)域?yàn)橹鶢罹c等軸晶組織，在焊縫邊緣形成了垂直于熔合線方向生長的柱狀晶，焊縫中心則為較邊緣柱狀晶細(xì)小的等軸晶，熱影響區(qū)并不明顯，晶粒未發(fā)生明顯粗化。(2)通過對焊接接頭水平方向進(jìn)行硬度測試，測試結(jié)果表明，焊縫區(qū)域整體顯微硬度高于母材，焊縫顯微硬度場均大致呈“n”形分布這主要跟金屬材料的晶粒大小、合金元素含量等因素有關(guān)。(3)通過對焊接試樣與母材進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，所得焊接試樣斷于焊縫處，拉伸強(qiáng)度為711.5MPa，其強(qiáng)度可達(dá)到母材的97.5%，接近于母材，平均延伸率為55.2%，表現(xiàn)出良好的機(jī)械性能。