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 Im￾agetool 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·