工程科学学报，第37卷，第6期：714-720,2015年6月 Chinese Journal of Engineering,Vol.37,No.6:714-720,June 2015 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2015.06.006:http://journals.ustb.edu.cn 激光焊接速度对焊缝组织和硬度分布的影响 曹鑫源，罗奎林，陆永浩巴，李兆登 北京科技大学国家材料服役安全科学中心，北京100083 ☒通信作者，E-mail:lu_yonghao(@mater..usth.edu.cn 摘要利用激光焊接工艺焊接核级不锈钢，通过改变激光焊接速度得到不同的焊接接头.采用金相显微镜、扫描电子显微 镜等手段研究了熔深比、δ/y比、组织形貌以及焊缝中各相的成分.通过显微硬度测试了焊缝接头上硬度分布.随着焊接速 度的增加，焊缝熔深比线性增加，焊缝中8铁素体含量增加，岛状组织增多，板条状组织增多，蠕虫状组织减少，焊缝区的平均 硬度值增加 关键词不锈钢：激光焊：速度：显微组织；硬度 分类号TG142.71 Effect of welding speed on the microstructure and hardness distribution of laser beam welding joints CAO Xin-yuan,LUO Kui-in,LU Yong-hao,LI Zhao-deng School of National Center for Materials Service Safety,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:lu_yonghao@mater.ustb.edu.cn ABSTRACT Nuclear grade stainless steel welding joints were prepared by laser beam welding (LBW)at different welding speeds. Optical microscopy and scanning electron microscopy were subsequently used to study the weld penetration ratio,8/y ratio,micro- structure,and phase composition.The hardness distribution was examined with a micro-Vickers hardness tester.When this welding speeds up,the weld penetration ratio and 8-ferrite content within the welding seam increase,the island and lath-shaped microstruc- tures enlarge at the cost of the worm-ike one,and the average hardness value in the weld area becomes greater. KEY WORDS stainless steel;laser beam welding:speed;microstructure:hardness 传统焊接工艺在焊接不锈钢过程中不可避免会在 和合金@，对于核级不锈钢的激光焊接的研究则比较 母材中造成一个性能较差的热影响区，这个区域在后 少.本文主要研究了焊接速度对于不锈钢焊接接头组 期的服役过程中具有较高的蠕变失效和应力腐蚀断裂 织变化的影响，并对相应的硬度和残余应力分布进行 的风险”.激光焊接是利用激光的辐射能量来实现焊 了探讨. 接的工艺，具有高能量、高精度、低变形、高效率和高速 度特点P-习.激光焊中的深熔焊能够彻底焊透工件且 1实验方案 焊接速度快，是目前使用最广泛的激光焊接模式®，但 1.1实验材料和工艺参数 是不同的焊接速度对熔池的冷却速度有很大影响，使 本实验中采用的焊接材料为国产核电离心铸造一 凝固过程中的温度梯度/凝固速率比值改变，从而在焊 回路主管道材料Z3CN2009M,其成分如表1所示.焊 缝中得到不同的组织分布，对材料的各项性能产生影 接所用薄板的尺寸为300mm×75mm×2mm,从核电 响5a.目前大部分激光焊研究集中于高强度钢 主管道的内侧壁经线切割得到，300mm×75mm面垂 收稿日期：2014-0209 基金项目：国家科技重大专项(2011ZX06004-0090603)
工程科学学报，第 37 卷，第 6 期:714--720，2015 年 6 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 37，No． 6: 714--720，June 2015 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2015． 06． 006; http: / /journals． ustb． edu． cn 激光焊接速度对焊缝组织和硬度分布的影响 曹鑫源，罗奎林，陆永浩，李兆登 北京科技大学国家材料服役安全科学中心，北京 100083 通信作者，E-mail: lu_yonghao@ mater． ustb． edu． cn 摘 要 利用激光焊接工艺焊接核级不锈钢，通过改变激光焊接速度得到不同的焊接接头． 采用金相显微镜、扫描电子显微 镜等手段研究了熔深比、δ /γ 比、组织形貌以及焊缝中各相的成分． 通过显微硬度测试了焊缝接头上硬度分布． 随着焊接速 度的增加，焊缝熔深比线性增加，焊缝中 δ-铁素体含量增加，岛状组织增多，板条状组织增多，蠕虫状组织减少，焊缝区的平均 硬度值增加． 关键词 不锈钢; 激光焊; 速度; 显微组织; 硬度 分类号 TG142. 71 Effect of welding speed on the microstructure and hardness distribution of laser beam welding joints CAO Xin-yuan，LUO Kui-lin，LU Yong-hao ，LI Zhao-deng School of National Center for Materials Service Safety，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: lu_yonghao@ mater． ustb． edu． cn ABSTRACT Nuclear grade stainless steel welding joints were prepared by laser beam welding (LBW) at different welding speeds． Optical microscopy and scanning electron microscopy were subsequently used to study the weld penetration ratio，δ /γ ratio，microstructure，and phase composition． The hardness distribution was examined with a micro-Vickers hardness tester． When this welding speeds up，the weld penetration ratio and δ-ferrite content within the welding seam increase，the island and lath-shaped microstructures enlarge at the cost of the worm-like one，and the average hardness value in the weld area becomes greater． KEY WORDS stainless steel; laser beam welding; speed; microstructure; hardness 收稿日期: 2014--02--09 基金项目: 国家科技重大专项(2011ZX06004--009--0603) 传统焊接工艺在焊接不锈钢过程中不可避免会在 母材中造成一个性能较差的热影响区，这个区域在后 期的服役过程中具有较高的蠕变失效和应力腐蚀断裂 的风险［1］． 激光焊接是利用激光的辐射能量来实现焊 接的工艺，具有高能量、高精度、低变形、高效率和高速 度特点［2 － 3］． 激光焊中的深熔焊能够彻底焊透工件且 焊接速度快，是目前使用最广泛的激光焊接模式［4］，但 是不同的焊接速度对熔池的冷却速度有很大影响，使 凝固过程中的温度梯度/凝固速率比值改变，从而在焊 缝中得到不同的组织分布，对材料的各项性能产生影 响［5 － 6］． 目前大部分激光焊研究集中于高强度钢［7 － 9］ 和合金［10］，对于核级不锈钢的激光焊接的研究则比较 少． 本文主要研究了焊接速度对于不锈钢焊接接头组 织变化的影响，并对相应的硬度和残余应力分布进行 了探讨． 1 实验方案 1. 1 实验材料和工艺参数 本实验中采用的焊接材料为国产核电离心铸造一 回路主管道材料 Z3CN20--09M，其成分如表1 所示． 焊 接所用薄板的尺寸为 300 mm × 75 mm × 2 mm，从核电 主管道的内侧壁经线切割得到，300 mm × 75 mm 面垂
曹鑫源等：激光焊接速度对焊缝组织和硬度分布的影响 ·715 直于管道直径.用SC砂纸对薄板的表面进行打磨一 直到400°，以保证焊接的表面平整均匀. 表1核电主管道不锈钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the nuclear grade main pipe stainless steel 号 C Si Mn P Cr Ni Cu Co Nb+Ta B Mo N Ti 0.021.071.020.0170.002320.168.930.0630.0260.0500.00010.220.0460.0022 激光焊接薄板时使用SLCF-X1225型大功率C02 图1为四种焊接速度下焊接接头横截面的宏观形 激光焊接机，焊接过程用氩气保护，气体流量为20 貌.衡量激光焊质量的一个重要标准是熔深比（熔深 Lmin,功率恒定为2.5kW,离焦量为0mm,光斑直 除以熔宽).在统计熔深比值时，每个焊接速度试 径为0.2mm.板件上不开坡口，两端约束，丙酮清洗后 样测量三处，取平均值，最终得到熔深比随焊接速度的 干燥备用.焊接时采用自熔焊接，不填充焊料，在表面 变化，如图2所示. 沿板件长度方向直接焊接.选择的焊接速度参数列于 从图1可以看出，由于焊接热输入量的变化使接 表2. 头处熔融的金属体积发生改变，导致接头截面面积变 化，由于实验材料厚度相同，熔深基本不变，但熔宽的 表2激光焊接速度和热输入量参数 Table 2 Laser beam welding speeds and heat input parameters 变化较明显，因此熔深比的变化主要与熔宽有关.焊 接速度最快时接头焊缝区窄，熔宽小，焊缝呈Y型；焊 试样 焊接速度/(mmin~l) 热输入量/(km) 接速度最慢时焊缝区宽，熔宽大，焊缝呈X型. Q 0.86 1.75 从图2中数据分析得到熔深比P随焊速r的变化 Q23 1.20 1.25 关系为 Q3 1.50 1.00 P=0.387r+0.488, (1) 0 2.00 0.75 其中误差R2=0.977. 式(1)表明熔深比与焊速关系处于线性增加阶 1.2实验方法 段，说明整个焊接模式是深熔焊而不是热导焊四.在 (1)焊缝接头组织观察.在制取焊缝接头试样 本文中，焊速最快的Q熔宽最小，有最高的熔深比：而 时，首先去掉起焊和收焊部位，然后在焊板上等距的三 焊速最慢的Q熔宽最大，熔深比小于1.一般来说，熔 个位置取样.焊缝组织试样尺寸为10mm×10mm×2 深比越低，匙孔效应逐渐转退化为热传导模式，导 mm,组织观察面（焊缝的横截面）为l0mm×2mm面. 致效率下降，受热区域过大，焊缝接头将出现飞溅、凹 试样用SiC砂纸经粗磨后逐步精磨至2000，然后进行 陷等缺陷.对于本文来说，熔宽越大，受热区域越大， 电解抛光、化学侵蚀和蒸馏水洗净后干燥备用.电解 缺陷越多：熔宽越小，表面受热影响范围越小，熔池内 抛光液为4%高氯酸乙醇溶液，电解电压为20V,电解 部的匙孔效应明显，熔池壁融合良好，但熔宽太小 时间为20s.侵蚀剂为焦亚硫酸钠(1g)+13%盐酸+ (Q,)会导致局部出现未焊透现象.综上所述，Q2和Q3 三氯化铁(3g)水溶液. 的焊接效果较好. (2)焊缝接头维氏显微硬度分布.实验按照国标 2.2对δ/y比例和组织形貌的影响 GB/T2654一2008《焊接接头硬度实验方法》进行，试 凝固的速度会强烈影响焊缝的凝固模式，使焊缝 样准备工作同金相试样.采用Leica VMHT30M显微 在凝固时的转变程度发生改变.采用体视法测量焊缝 硬度仪进行测量，载荷为1.96N.显微硬度值在接头 中8铁素体含量，每个试样中采集30个视场，利用m- 横截面的中层采集，共三道硬度值，每道之间的间距为 agetool软件进行两相统计，得到的结果如图3所示 150um,每一道各68个硬度值，中间60个采集点的间 从图3中看出，焊缝中δ铁素体含量随着焊接速 距90um,两端8个点的间距为200um,测量总长度为 度的加快而增加，即随着熔池的冷却速度越快，δ铁素 6.10mm,以焊缝为中心等距分为二边，每边均为3.05 体含量增加.当焊接速度增加到2m'min时，焊缝中 mm. 的8铁素体积分数达到19.4%：而其他三个焊接速度 2实验结果及讨论 则由于热输入量增加，熔池的冷却速度降低，组织通过 两相区的时间更长，δ→y反应过程中的扩散过程进行 2.1对熔深比的影响 更充分，导致剩余δ铁素体含量减少 在焊接完成之后，发现Q的焊缝出现咬边现象， 激光焊接速度不仅对δ铁素体含量影响大，同时 Q,的焊缝局部出现未焊透现象，而Q,和Q,接头无明显 对焊缝中的组织也有明显作用.图4是Q,~Q,的金相 缺陷，焊接效果较好 组织，图中深色部分是δ铁素体，浅色部分为Y奥
曹鑫源等: 激光焊接速度对焊缝组织和硬度分布的影响 直于管道直径． 用 SiC 砂纸对薄板的表面进行打磨一 直到 400# ，以保证焊接的表面平整均匀． 表 1 核电主管道不锈钢的化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of the nuclear grade main pipe stainless steel % C Si Mn P S Cr Ni Cu Co Nb + Ta B Mo N Ti 0. 02 1. 07 1. 02 0. 017 0. 0023 20. 16 8. 93 0. 063 0. 026 0. 050 0. 0001 0. 22 0. 046 0. 0022 激光焊接薄板时使用 SLCF--X1225 型大功率 CO2 激光焊 接 机，焊 接 过 程 用 氩 气 保 护，气 体 流 量 为 20 L·min － 1 ，功率恒定为 2. 5 kW，离焦量为 0 mm，光斑直 径为 0. 2 mm． 板件上不开坡口，两端约束，丙酮清洗后 干燥备用． 焊接时采用自熔焊接，不填充焊料，在表面 沿板件长度方向直接焊接． 选择的焊接速度参数列于 表 2． 表 2 激光焊接速度和热输入量参数 Table 2 Laser beam welding speeds and heat input parameters 试样 焊接速度/(m·min － 1 ) 热输入量/(kJ·cm － 1 ) Q1 0. 86 1. 75 Q2 1. 20 1. 25 Q3 1. 50 1. 00 Q4 2. 00 0. 75 1. 2 实验方法 (1) 焊缝接头组织观察． 在制取焊缝接头试样 时，首先去掉起焊和收焊部位，然后在焊板上等距的三 个位置取样． 焊缝组织试样尺寸为 10 mm × 10 mm × 2 mm，组织观察面(焊缝的横截面)为 10 mm × 2 mm 面． 试样用 SiC 砂纸经粗磨后逐步精磨至 2000# ，然后进行 电解抛光、化学侵蚀和蒸馏水洗净后干燥备用． 电解 抛光液为 4% 高氯酸乙醇溶液，电解电压为 20 V，电解 时间为 20 s． 侵蚀剂为焦亚硫酸钠(1 g) + 13% 盐酸 + 三氯化铁(3 g)水溶液． (2) 焊缝接头维氏显微硬度分布． 实验按照国标 GB/T 2654—2008《焊接接头硬度实验方法》进行，试 样准备工作同金相试样． 采用 Leica VMHT 30M 显微 硬度仪进行测量，载荷为 1. 96 N． 显微硬度值在接头 横截面的中层采集，共三道硬度值，每道之间的间距为 150 μm，每一道各 68 个硬度值，中间 60 个采集点的间 距 90 μm，两端 8 个点的间距为 200 μm，测量总长度为 6. 10 mm，以焊缝为中心等距分为二边，每边均为 3. 05 mm． 2 实验结果及讨论 2. 1 对熔深比的影响 在焊接完成之后，发现 Q1的焊缝出现咬边现象， Q4的焊缝局部出现未焊透现象，而 Q2和 Q3接头无明显 缺陷，焊接效果较好． 图 1 为四种焊接速度下焊接接头横截面的宏观形 貌． 衡量激光焊质量的一个重要标准是熔深比(熔深 除以熔宽) ［11］． 在统计熔深比值时，每个焊接速度试 样测量三处，取平均值，最终得到熔深比随焊接速度的 变化，如图 2 所示． 从图 1 可以看出，由于焊接热输入量的变化使接 头处熔融的金属体积发生改变，导致接头截面面积变 化，由于实验材料厚度相同，熔深基本不变，但熔宽的 变化较明显，因此熔深比的变化主要与熔宽有关． 焊 接速度最快时接头焊缝区窄，熔宽小，焊缝呈 Y 型;焊 接速度最慢时焊缝区宽，熔宽大，焊缝呈 X 型． 从图 2 中数据分析得到熔深比 P 随焊速 r 的变化 关系为 P = 0. 387r + 0. 488， (1) 其中误差 R2 = 0. 977． 式(1) 表明熔深比与焊速关系处于线性增加阶 段，说明整个焊接模式是深熔焊而不是热导焊［11］． 在 本文中，焊速最快的 Q4熔宽最小，有最高的熔深比;而 焊速最慢的 Q1熔宽最大，熔深比小于 1． 一般来说，熔 深比越低，匙孔效应逐渐转退化为热传导模式［11］，导 致效率下降，受热区域过大，焊缝接头将出现飞溅、凹 陷等缺陷． 对于本文来说，熔宽越大，受热区域越大， 缺陷越多;熔宽越小，表面受热影响范围越小，熔池内 部的匙 孔 效 应 明 显，熔 池 壁 融 合 良 好，但 熔 宽 太 小 (Q4 )会导致局部出现未焊透现象． 综上所述，Q2和 Q3 的焊接效果较好． 2. 2 对 δ/γ 比例和组织形貌的影响 凝固的速度会强烈影响焊缝的凝固模式，使焊缝 在凝固时的转变程度发生改变． 采用体视法测量焊缝 中 δ-铁素体含量，每个试样中采集30 个视场，利用 Imagetool 软件进行两相统计，得到的结果如图 3 所示 从图 3 中看出，焊缝中 δ-铁素体含量随着焊接速 度的加快而增加，即随着熔池的冷却速度越快，δ-铁素 体含量增加． 当焊接速度增加到 2 m·min － 1 时，焊缝中 的 δ-铁素体积分数达到 19. 4% ;而其他三个焊接速度 则由于热输入量增加，熔池的冷却速度降低，组织通过 两相区的时间更长，δ→γ 反应过程中的扩散过程进行 更充分，导致剩余 δ-铁素体含量减少． 激光焊接速度不仅对 δ-铁素体含量影响大，同时 对焊缝中的组织也有明显作用． 图 4 是 Q1 ～ Q4的金相 组织，图 中 深 色 部 分 是 δ-铁 素 体，浅 色 部 分 为 γ-奥 ·715·
·716· 工程科学学报，第37卷，第6期 (a) 500um 500um (d) 熔宽 熔深 熔深 500um 500μm 图1焊缝接头横藏面宏观组织形貌.(a)Q:(b)Q2:(c)Q:(d)Q4 Fig.1 Macroscopic cross-section morphology of the weld joints:(a)Q (b)Q2 (c)Q3:(d)Q 1.6 20 1.27 1.2 1.04 0.99 15 Q. 0.81 送 Q 0.8 10 0.4 0 0.86 .20 1.50 2.00 0.8 1.2 1.6 2.0 焊接速度m·min-) 焊接速度m·min 图2不同焊接速度下的焊缝熔深比 图3焊缝中8铁素体含量随焊接速度变化 Fig.2 Weld penetration ratio at different welding speeds Fig.3 8-ferrite content in the weld seam at different welding speeds 氏体 冷却速度逐渐加快，焊缝组织的凝固过程在8y两相 在图4中，激光焊缝组织中有板条状和岛状两类 区停留的对应时间缩短.由于δy固态转变由扩散 组织，其中板条状组织是魏氏体奥氏体+铁素体，岛状 过程控制，快的冷却速度导致8相没有足够的时间转 组织则是铁素体+岛状奥氏体.从图中可以看出，焊 化成更多的Y相，从而在凝固初期已经在铁素体晶界 缝中存在大量的魏氏体组织2围，枝晶状组织发达. 处形核的魏氏体奥氏体板条未能长大，从而使板条状 在焊速最慢(Q)时，组织中剩余的铁素体较少，奥氏 组织更加细化 体组织粗化，有大量的魏氏体奥氏体，奥氏体板条间间 从图6中看出，随着焊接速度的不断加快，岛状组 隙很小；在焊速最高(Q)时，焊缝中存在较多的残余 织增多，同时奥氏体岛状颗粒细化，8的含量越来越 铁素体，并出现较多的岛状组织. 多.这是由于结晶初期在铁素体晶粒内均匀形核的奥 为了进一步研究焊缝中的板条状和岛状组织的结 氏体颗粒在快速冷却的条件下，其固态相变受到抑制， 构，用扫描电镜对这两种组织进行了分析，如图5和图 导致颗粒未能长大，从而高温δ铁素体在室温的残留 6所示.从图5中可以看出，随着焊接速度的加快，板 量更多，最后得到的组织形貌为铁素体基体+奥氏体 条状组织中魏氏体奥氏体板条变窄，铁素体板条变宽 岛状颗粒组织 从FeCr-Ni伪二元相图分析，随焊接速度不断增加， 仔细观察焊缝组织发现，在焊缝的局部区域出现
工程科学学报，第 37 卷，第 6 期 图 1 焊缝接头横截面宏观组织形貌． (a) Q1 ; (b) Q2 ; (c) Q3 ; (d) Q4 Fig． 1 Macroscopic cross-section morphology of the weld joints: (a) Q1 ; (b) Q2 ; (c) Q3 ; (d) Q4 图 2 不同焊接速度下的焊缝熔深比 Fig． 2 Weld penetration ratio at different welding speeds 氏体． 在图 4 中，激光焊缝组织中有板条状和岛状两类 组织，其中板条状组织是魏氏体奥氏体 + 铁素体，岛状 组织则是铁素体 + 岛状奥氏体． 从图中可以看出，焊 缝中存在大量的魏氏体组织［12 － 13］，枝晶状组织发达． 在焊速最慢(Q1 ) 时，组织中剩余的铁素体较少，奥氏 体组织粗化，有大量的魏氏体奥氏体，奥氏体板条间间 隙很小;在焊速最高(Q4 ) 时，焊缝中存在较多的残余 铁素体，并出现较多的岛状组织． 为了进一步研究焊缝中的板条状和岛状组织的结 构，用扫描电镜对这两种组织进行了分析，如图 5 和图 6 所示． 从图 5 中可以看出，随着焊接速度的加快，板 条状组织中魏氏体奥氏体板条变窄，铁素体板条变宽． 从 Fe--Cr--Ni 伪二元相图分析，随焊接速度不断增加， 图 3 焊缝中 δ-铁素体含量随焊接速度变化 Fig． 3 δ-ferrite content in the weld seam at different welding speeds 冷却速度逐渐加快，焊缝组织的凝固过程在 δ--γ 两相 区停留的对应时间缩短． 由于 δ→γ 固态转变由扩散 过程控制，快的冷却速度导致 δ 相没有足够的时间转 化成更多的 γ 相，从而在凝固初期已经在铁素体晶界 处形核的魏氏体奥氏体板条未能长大，从而使板条状 组织更加细化． 从图 6 中看出，随着焊接速度的不断加快，岛状组 织增多，同时奥氏体岛状颗粒细化，δ 的含量越来越 多． 这是由于结晶初期在铁素体晶粒内均匀形核的奥 氏体颗粒在快速冷却的条件下，其固态相变受到抑制， 导致颗粒未能长大，从而高温 δ-铁素体在室温的残留 量更多，最后得到的组织形貌为铁素体基体 + 奥氏体 岛状颗粒组织． 仔细观察焊缝组织发现，在焊缝的局部区域出现 ·716·
曹鑫源等：激光焊接速度对焊缝组织和硬度分布的影响 ·717 100m 100m 100m 100μm 图4焊接接头焊缝区的金相组织.(a)Q:(b)Q2:(c)Q3:(d)Q4 Fig.4 Optical microstructures of the weld seams in the weld joints:(a)Q (b)Q2:(c)Q3:(d)Q 10 jm 10μm 10m 10m 图5焊缝中板条状组织形貌.(a)Q1:(b)Q2:(c)Q3:(d)Q4 Fig.5 SEM images of lath-haped microstructures in the weld seams:(a)Q:(b)Q2:(c)Q3:(d)Q 蠕虫状组织，如图7所示.在0.86m·min焊接速度 区域，魏氏体奥氏体以块状转变方式在铁素体晶界处 条件下得到的焊缝中组织除了大量魏氏体奥氏体组织 形核长大，并以板条状形态向铁素体内部长大，板条与 外，还出现了较多的蠕虫状组织四.这种组织通常在 晶界呈一定角度：进一步冷却到两相区，奥氏体开始在 具有较高热输入量的条件下才会出现，说明此时熔池 铁素体内部形核长大成岛状颗粒，同时板条进一步长 的降温速度已经较慢，接近高能量焊接.随着焊速增 大：继续冷却到室温，两相的数量发生变化，但形态改 加(Q,到Q,),蠕虫状组织趋于不明显，蠕虫状铁素体 变不大 逐渐变细小，其分布从连续的网状变为不连续的块状. 2.3对显微硬度的影响 综上所述，激光焊接时组织形成过程为：凝固时， 焊接热流会对靠近焊缝的基体内造成较大的影 铁素体先结晶析出：快速冷却到三相区中温度较低的 响，形成热影响区.在热影响区内，组织会发生变化
曹鑫源等: 激光焊接速度对焊缝组织和硬度分布的影响 图 4 焊接接头焊缝区的金相组织． (a) Q1 ; (b) Q2 ; (c) Q3 ; (d) Q4 Fig． 4 Optical microstructures of the weld seams in the weld joints: (a) Q1 ; (b) Q2 ; (c) Q3 ; (d) Q4 图 5 焊缝中板条状组织形貌． (a) Q1 ; (b) Q2 ; (c) Q3 ; (d) Q4 Fig． 5 SEM images of lath-shaped microstructures in the weld seams: (a) Q1 ; (b) Q2 ; (c) Q3 ; (d) Q4 蠕虫状组织，如图 7 所示． 在 0. 86 m·min － 1 焊接速度 条件下得到的焊缝中组织除了大量魏氏体奥氏体组织 外，还出现了较多的蠕虫状组织［3］． 这种组织通常在 具有较高热输入量的条件下才会出现，说明此时熔池 的降温速度已经较慢，接近高能量焊接． 随着焊速增 加(Q1到 Q4 )，蠕虫状组织趋于不明显，蠕虫状铁素体 逐渐变细小，其分布从连续的网状变为不连续的块状． 综上所述，激光焊接时组织形成过程为:凝固时， 铁素体先结晶析出;快速冷却到三相区中温度较低的 区域，魏氏体奥氏体以块状转变方式在铁素体晶界处 形核长大，并以板条状形态向铁素体内部长大，板条与 晶界呈一定角度;进一步冷却到两相区，奥氏体开始在 铁素体内部形核长大成岛状颗粒，同时板条进一步长 大;继续冷却到室温，两相的数量发生变化，但形态改 变不大． 2. 3 对显微硬度的影响 焊接热流会对靠近焊缝的基体内造成较大的影 响，形成热影响区． 在热影响区内，组织会发生变化， ·717·
·718· 工程科学学报，第37卷，第6期 10m 10m d 10m 10m 图6焊缝中岛状组织形貌.(a)Q:(b)Q2:(cQ3:(d)Q, Fig.6 SEM images of island microstructures in the weld seams:(a)Q:(b)Q2:(c)Q3:(d)Q (a) b 10m 10 um 104m 10m 图7焊缝中蠕虫状组织形貌.(a)Q1:(b)Q2:(c)Q:(d)Q4 Fig.7 SEM images of worm-ike microstructures in the weld seams:(a)Q:(b)Q2:(c)Q3:(d)Q 并有碳化物出现.更重要的是，由于焊接时受热不均、 变化，得到的维氏显微硬度值结果如图8和图9所示 变形和相变，将会在焊缝中产生残余应力.在热影响 图8为焊接速度对硬度分布的影响，其中横坐标 区内紧邻焊缝区的一侧，会有拉应力存在，这一拉应力 为焊缝接头中各位置距焊缝中心的距离。从中可以看 将会导致应力腐蚀现象. 出，激光焊缝区的硬度值远高于母材中的硬度值.究 根据文献报道，在进行硬度测量时，残余应力的存 其原因，一方面是由于激光焊接时速度非常快回，熔池 在会影响压痕深度和接触面积，从而对测量值产生影 冷凝速度可达到6900K·s1阿，焊缝晶粒细化效果非 响，采用维氏硬度可以对残余应力的小大进行表 常明显，导致焊缝中的晶粒比基体中的晶粒小很多，焊 征5.利用维氏显微硬度值定性地表征焊接接头 缝的显微硬度HV比基体高约80：另一方面，焊接的不 处的残余应力大小，并给出显微硬度随着焊接速度的 均匀性会在焊缝中产生较大的残余应力，导致焊缝
工程科学学报，第 37 卷，第 6 期 图 6 焊缝中岛状组织形貌． (a) Q1 ; (b) Q2 ; (c) Q3 ; (d) Q4 Fig． 6 SEM images of island microstructures in the weld seams: (a) Q1 ; (b) Q2 ; (c) Q3 ; (d) Q4 图 7 焊缝中蠕虫状组织形貌． (a) Q1 ; (b) Q2 ; (c) Q3 ; (d) Q4 Fig． 7 SEM images of worm-like microstructures in the weld seams: (a) Q1 ; (b) Q2 ; (c) Q3 ; (d) Q4 并有碳化物出现． 更重要的是，由于焊接时受热不均、 变形和相变，将会在焊缝中产生残余应力． 在热影响 区内紧邻焊缝区的一侧，会有拉应力存在，这一拉应力 将会导致应力腐蚀现象［14］． 根据文献报道，在进行硬度测量时，残余应力的存 在会影响压痕深度和接触面积，从而对测量值产生影 响，采用 维 氏 硬 度 可 以 对 残 余 应 力 的 小 大 进 行 表 征［15 － 16］． 利用维氏显微硬度值定性地表征焊接接头 处的残余应力大小，并给出显微硬度随着焊接速度的 变化，得到的维氏显微硬度值结果如图 8 和图 9 所示． 图 8 为焊接速度对硬度分布的影响，其中横坐标 为焊缝接头中各位置距焊缝中心的距离． 从中可以看 出，激光焊缝区的硬度值远高于母材中的硬度值． 究 其原因，一方面是由于激光焊接时速度非常快［2］，熔池 冷凝速度可达到 6900 K·s － 1［17］，焊缝晶粒细化效果非 常明显，导致焊缝中的晶粒比基体中的晶粒小很多，焊 缝的显微硬度 HV 比基体高约 80;另一方面，焊接的不 均匀性会在焊缝中产生较大的残余应力［15］，导致焊缝 ·718·
曹鑫源等：激光焊接速度对焊缝组织和硬度分布的影响 ·719· 240a) 11熔合区！1 2406) 熔合区 220 热彰响区 220 200 200 ·热影响区 热影响区 热影响区 180 180 母材 焊缝 160 母材 160 母胡 焊缝 母材 1404-3-2-101 23 14043-210123 离mm 离fmm 240c 熔合区 2404(d 熔合区燃合区 220 220 热影响区 200 200 热影响区， 热影响区 热影响区 180 180 母材 160母材 母材 160 焊缝 母材 「焊缝！ -3 -2 -1012 140 3 -3 -2-101 距离/mm 距离/mm 图8焊缝接头区硬度值分布.(a)Q1:(b)Q2:(c)Q3:(d)Q4 Fig.8 Hardness distribution of the weld seams in the weld joints:(a)Q (b)Q2:(c)Q::(d)Q 区的硬度和母材的硬度差别很大. 硬度值上升. 从图8(a)~(d)看出，对Q试样，从焊缝区到基 3结论 体区的硬度呈缓慢下降.Q2、Q,和Q:熔合区硬度高而 范围窄，从焊缝到基体的硬度下降变化剧烈.另外，在 (1)随着焊接速度增加，焊缝熔宽减小，焊缝熔深 Q,~Q,的硬度分布中，在熔合区和热影响区内存在一 比呈线性增加.综合来看，中等焊接速度时焊接效果 个明显的硬度软化区，其宽度为0.27~0.85mm,其硬 较好. 度低于熔合区和热影响区的硬度 (2)焊缝中δ铁素体含量随着焊接速度增加而增 图9为焊缝中焊缝区和热影响区的平均硬度值. 加.焊缝中存在大量魏氏体奥氏体组织.焊缝的组织 可以看出，随着焊速增加，熔合区和热影响区的硬度值 一般由岛状组织、板条状组织以及少量的蠕虫状组织 组成.随着焊接速度增加，岛状组织增多，奥氏体颗粒 增加.究其原因，随着焊速的增加，热输入量减少，熔 池中8y的转变被抑制，起到强化作用的硬相8铁 变小，板条状组织变多，奥氏体板条变细，蠕虫状组织 素体含量增多（图5），使得焊缝区和热影响区的平均 减少，残留期间的铁素体较多.在组织中，岛状组织和 240 板条组织总是同时出现 (3)焊缝区硬度明显高于母材和热影响区的硬 度.随着焊接速度增加，焊缝区和热影响区内的平均 焊缝区 220 硬度值增加.在熔合线和热影响区之间，存在一个明 显的硬度软化区，其宽度为0.27~0.85mm. 参考文献 热影响区 [MePherson N A,Chi K,Baker T N.Submerged arc welding of ● 180 stainless steel and the challenge from the laser welding process.J Mater Process Technol,2003,134(2):174 0.8 1.01.21.41.61.82.0 焊接速度mmin) 2]Haga C.Ohta A.Hiraoka K.Welding in research project on fron- tier structural materials.J Jpn Weld Soc,1997,66(8):43 图9焊接速度对焊缝区和热影响区的硬度的影响 Liu QB.Laser Processing Technology and Its Applications.Bei- Fig.9 Effect of welding speed on the hardness in the weld seam and jing:Metallurgical Industry Press,2007 the heat affected zone (刘其斌.激光加工技术及其应用.北京：治金工业出版社
曹鑫源等: 激光焊接速度对焊缝组织和硬度分布的影响 图 8 焊缝接头区硬度值分布． (a) Q1 ; (b) Q2 ; (c) Q3 ; (d) Q4 Fig． 8 Hardness distribution of the weld seams in the weld joints: (a) Q1 ; (b) Q2 ; (c) Q3 ; (d) Q4 区的硬度和母材的硬度差别很大． 从图 8(a) ～ ( d)看出，对 Q1试样，从焊缝区到基 体区的硬度呈缓慢下降． Q2、Q3和 Q4熔合区硬度高而 范围窄，从焊缝到基体的硬度下降变化剧烈． 另外，在 Q1 ～ Q4的硬度分布中，在熔合区和热影响区内存在一 个明显的硬度软化区，其宽度为 0. 27 ～ 0. 85 mm，其硬 度低于熔合区和热影响区的硬度． 图 9 焊接速度对焊缝区和热影响区的硬度的影响 Fig． 9 Effect of welding speed on the hardness in the weld seam and the heat affected zone 图 9 为焊缝中焊缝区和热影响区的平均硬度值． 可以看出，随着焊速增加，熔合区和热影响区的硬度值 增加． 究其原因，随着焊速的增加，热输入量减少，熔 池中 δ→γ 的转变被抑制，起到强化作用的硬相 δ-铁 素体含量增多(图 5)，使得焊缝区和热影响区的平均 硬度值上升． 3 结论 (1) 随着焊接速度增加，焊缝熔宽减小，焊缝熔深 比呈线性增加． 综合来看，中等焊接速度时焊接效果 较好． (2) 焊缝中 δ-铁素体含量随着焊接速度增加而增 加． 焊缝中存在大量魏氏体奥氏体组织． 焊缝的组织 一般由岛状组织、板条状组织以及少量的蠕虫状组织 组成． 随着焊接速度增加，岛状组织增多，奥氏体颗粒 变小，板条状组织变多，奥氏体板条变细，蠕虫状组织 减少，残留期间的铁素体较多． 在组织中，岛状组织和 板条组织总是同时出现． (3) 焊缝区硬度明显高于母材和热影响区的硬 度． 随着焊接速度增加，焊缝区和热影响区内的平均 硬度值增加． 在熔合线和热影响区之间，存在一个明 显的硬度软化区，其宽度为 0. 27 ～ 0. 85 mm． 参 考 文 献 ［1］ McPherson N A，Chi K，Baker T N． Submerged arc welding of stainless steel and the challenge from the laser welding process． J Mater Process Technol，2003，134(2): 174 ［2］ Haga C，Ohta A，Hiraoka K． Welding in research project on frontier structural materials． J Jpn Weld Soc，1997，66(8): 43 ［3］ Liu Q B． Laser Processing Technology and Its Applications． Beijing: Metallurgical Industry Press，2007 (刘其斌． 激光加工技术及其应用． 北京: 冶金工业出版社， ·719·
·720· 工程科学学报，第37卷，第6期 2007) [11]Mackwood A P,Crafer R C.Thermal modelling of laser welding 4]You D Y,Gao X D.The research status and prospect of laser and related processes:a literature review.Opt Laser Technol, welding technology.Weld Technol,2008,37(4):5 2005,37(2):99 (游德勇，高向东.激光焊接技术的研究现状与展望.焊接技 02] Katayama S,Fujimoto T,Matsunawa A.Correlation among so- 术，2008,37(4)：5) lidification process,microstructure,microsegregation and solidifi- 5]Yu Y N.Fundamentals of Materials Science.Beijing:Higher Ed- cation cracking susceptibility in stainless steel weld metals (ma- ucation Press,2005 terials,metallurgy weldability).Trans JWRI,1985,14(1): (余永宁.材料科学基础.北京：高等教有出版社，2005) 123 [6]Huang R,Kang L,Ma X.Microstructure and phase composition [13]Elmer J,Allen S,Eagar T.Microstructural development during of a lowpower YAG laser-MAG welded stainless steel joint.J solidification of stainless steel alloys.Metall Trans A,1989,20 Mater Eng Perform,2008,17(6):928 (10):2117 Gu Z,Yu S,Han L,et al.Influence of welding speed on micro- [14]Mi G M.Residual Stress and Countermeasures.Beijing:China structures and properties of ultra-high strength steel sheets in laser Machine Press,1983 welding.1 SIJ Int,2012,52(3):483 (米谷茂.残余应力的产生和对策.北京：机械工业出版社， [8]Santillan Esquivel A,Nayak S Xia MS,et al.Microstructure, 1983) hardness and tensile properties of fusion zone in laser welding of [15]Sun Y,Zhang D,Wu L J,et al.Influence of residual stress on advanced high strength steels.Can Metall 0,2012,51(3):328 indentation hardness.J East China Univ Sci Technol,2012,38 ]Gu Z W,Yu S B,Han L J,et al.Effect of welding speed on mi- (5):652 crostructure and micro hardness of the weld seam of laser welded (孙渊，张栋，午丽娟，等。材料残余应力对硬度测试影响程 ultra-high strength steel.J Jilin Unir Eng Technol Ed,2012,42 度的分析.华东理工大学学报：自然科学版，2012,38(5)： (3):656 652) (谷诤巍，于思彬，韩立军，等.激光焊接速度对超高强度钢 [16]Huber N,Heerens J.On the effect of a general residual stress 焊缝微观组织和显微硬度的影响.吉林大学学报：工学版， state on indentation and hardness testing.Acta Mater,2008,56 2012,42(3):656) (20):6205 [10]Li M,Li Z,Zhao Y,et al.Influence of welding parameters on [17]Zambon A,Ferro P,Bonollo F.Microstructural,compositional weld formation and microstructure of dual-aser beams welded T- and residual stress evaluation of CO laser welded superaustenitic joint of aluminum alloy.Ade Mater Sci Eng,2011,2011:225 AISI 904L stainless steel.Mater Sci Eng A,2006,424(2):117
工程科学学报，第 37 卷，第 6 期 2007) ［4］ You D Y，Gao X D． The research status and prospect of laser welding technology． Weld Technol，2008，37(4): 5 (游德勇，高向东． 激光焊接技术的研究现状与展望． 焊接技 术，2008，37(4): 5) ［5］ Yu Y N． Fundamentals of Materials Science． Beijing: Higher Education Press，2005 (余永宁． 材料科学基础． 北京: 高等教育出版社，2005) ［6］ Huang R，Kang L，Ma X． Microstructure and phase composition of a low-power YAG laser--MAG welded stainless steel joint． J Mater Eng Perform，2008，17(6): 928 ［7］ Gu Z，Yu S，Han L，et al． Influence of welding speed on microstructures and properties of ultra-high strength steel sheets in laser welding． ISIJ Int，2012，52(3): 483 ［8］ Santillan Esquivel A，Nayak S S，Xia M S，et al． Microstructure， hardness and tensile properties of fusion zone in laser welding of advanced high strength steels． Can Metall Q，2012，51(3): 328 ［9］ Gu Z W，Yu S B，Han L J，et al． Effect of welding speed on microstructure and micro hardness of the weld seam of laser welded ultra-high strength steel． J Jilin Univ Eng Technol Ed，2012，42 (3): 656 (谷诤巍，于思彬，韩立军，等． 激光焊接速度对超高强度钢 焊缝微观组织和显微硬度的影响． 吉林大学学报: 工学版， 2012，42(3): 656) ［10］ Li M，Li Z，Zhao Y，et al． Influence of welding parameters on weld formation and microstructure of dual-laser beams welded Tjoint of aluminum alloy． Adv Mater Sci Eng，2011，2011: 225 ［11］ Mackwood A P，Crafer R C． Thermal modelling of laser welding and related processes: a literature review． Opt Laser Technol， 2005，37(2): 99 ［12］ Katayama S，Fujimoto T，Matsunawa A． Correlation among solidification process，microstructure，microsegregation and solidification cracking susceptibility in stainless steel weld metals (materials，metallurgy ＆ weldability)． Trans JWRI，1985，14(1): 123 ［13］ Elmer J，Allen S，Eagar T． Microstructural development during solidification of stainless steel alloys． Metall Trans A，1989，20 (10): 2117 ［14］ Mi G M． Residual Stress and Countermeasures． Beijing: China Machine Press，1983 (米谷茂． 残余应力的产生和对策． 北京: 机械工业出版社， 1983) ［15］ Sun Y，Zhang D，Wu L J，et al． Influence of residual stress on indentation hardness． J East China Univ Sci Technol，2012，38 (5): 652 (孙渊，张栋，午丽娟，等． 材料残余应力对硬度测试影响程 度的分析． 华东理工大学学报: 自然科学版，2012，38(5): 652) ［16］ Huber N，Heerens J． On the effect of a general residual stress state on indentation and hardness testing． Acta Mater，2008，56 (20): 6205 ［17］ Zambon A，Ferro P，Bonollo F． Microstructural，compositional and residual stress evaluation of CO2 laser welded superaustenitic AISI 904L stainless steel． Mater Sci Eng A，2006，424(2): 117 ·720·
