尹 杰，李俐群，馮杰才

(1.哈爾濱工業(yè)大學(xué)現(xiàn)代焊接與連接技術(shù)國家重點實驗室，哈爾濱15001;2.山推工程機械股份有限公司，山東濟寧272073)

采用激光填絲多層焊技術(shù)焊接中厚板，可以通過填充金屬來改變焊縫區(qū)的成分和組織，提高接頭性能，而且焊縫熱影響區(qū)和焊接變形也較小.特別是它可以利用中小功率的激光器來實現(xiàn)中厚板窄焊道的多層焊接，具有很大的應(yīng)用價值.目前國內(nèi)外對激光填絲多層焊工藝已經(jīng)開展了一定的研究，主要研究方向都集中在激光填絲焊工藝參數(shù)對焊縫成形的影響、光束與焊絲相互作用的機理及能量分配、以及對激光填絲焊焊縫組織的研究，也有部分研究成果已經(jīng)成功應(yīng)用于工業(yè)生產(chǎn)［1-4］.上海交通大學(xué)等［5］研究了船用鋼板的高功率CO2激光焊接工藝，實現(xiàn)14 mm厚10Ni3CrMoV鋼板的高功率激光T型結(jié)構(gòu)焊接.法國的 Frédéric Coste等學(xué)者［6］利用7kW YAG激光器對40 mm厚316 L板進行多層填絲焊接，認為采用小光斑直徑焊接可獲得高能量密度，降低焊絲對光束的反射，增大填充效率.芬蘭學(xué)者Tommi Jokinen等［7］利用3kW激光器對30 mm厚奧氏體不銹鋼板進行了窄間隙填絲多層焊研究，試驗結(jié)果表明，小坡口角度有利于焊縫成型穩(wěn)定性.德國漢諾威大學(xué)M.Onozuka等人［8］利用激光功率分別為3kW 和4kW 的雙YAG激光采用填絲多層焊工藝實現(xiàn)了40 mm厚核反應(yīng)堆真空管的焊接，材料為SS316L不銹鋼板.但是目前在高強鋼激光填絲焊接頭斷裂機制研究方面并未見有關(guān)報道.

基于上述現(xiàn)狀，本文重點對激光填絲多層焊接頭斷口特征和機制進行了研究和分析.

1 試驗

1.1 試驗材料

試驗材料采用16 mm厚11CrNi3MnMoV高強鋼，試件規(guī)格為140 mm×55 mm×16 mm，化學(xué)成分見表1.填充焊絲采用φ1.2 mm的高強鋼專用焊絲，牌號為10M960S，化學(xué)成分見表2.焊前用丙酮對試件進行化學(xué)清洗以除去試板表面的油污［1］.

表1 11CrNi3MnMoV高強鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%)

表2 高強鋼專用焊絲成分(質(zhì)量分數(shù)/%)

1.2 試驗條件

焊接試驗設(shè)備采用3 kW擴散冷卻CO2激光器、福尼斯KD4010型送絲機.工件正面氬氣保護，采用后送絲方式，激光雙光束采用并行模式，焦點間距為0.6 mm(能量比為1∶1)，焊接工藝參數(shù)范圍為:雙光束激光總功率2500 W-2700 W，焊接速度0.3 m/min-0.4 m/min，送絲角度為30°.

實施MIG多層焊對比試驗所采用的試件規(guī)格與要求均與激光填絲焊相同，焊接工藝參數(shù)為:電壓28 V，電流120 A，送絲速度4.5 m/min，焊速4 m/min.

焊后在型號為 CSS-44300，最大拉力為200 kN的電子萬能試驗機上對試件進行拉伸試驗，拉伸速率為2.0 mm/min，溫度25℃.然后利用型號HVS-5的數(shù)顯小負荷維氏硬度計對接頭頂層和中下層進行宏觀硬度測試，試驗加載壓力為5 000 N，加載時間20 s.

2 結(jié)果和分析

2.1 接頭特征

利用金相顯微鏡對試驗獲得的焊縫接頭進行顯微觀察，圖1為激光填絲多層焊接頭橫截面形貌，圖2為MIG多層焊后的接頭橫截面形貌.對比發(fā)現(xiàn)激光多層焊接頭相對于MIG焊具有如下明顯的特點.

圖1 激光填絲多層焊接頭形貌

圖2 MIG焊接頭形貌

1)接頭組織沿焊縫中心線且垂直熔合線對稱生長，沒有等軸晶生成.傳統(tǒng)弧焊利用窄間隙法雖然也能得到向中心對稱生長的焊后組織，但是在焊縫頂部存在一定量的等軸晶，如圖2所示，這樣就會導(dǎo)致焊縫性能的不均勻.同時對比兩種焊縫宏觀組織發(fā)現(xiàn)，MIG焊獲得的柱狀晶尺寸粗大，而激光熱絲焊的柱狀晶尺寸較小，這在一定程度上提高了激光填絲多層焊的接頭強度.

2)激光填絲多層焊熱影響區(qū)相對傳統(tǒng)弧焊要小得多，圖3為激光填絲多層焊接頭的HAZ形貌，其平均寬度為1.0 mm.

圖3 激光填絲焊HAZ形貌

圖4所示的是對工件實施MIG焊對比試驗所獲得接頭的HAZ形貌，其平均寬度在2.1 mm左右，是激光填絲焊的兩倍多.同時，兩種焊接方法獲得的接頭HAZ的組織有所不同.激光填絲焊HAZ的粗晶區(qū)很窄，寬度大約是0.2 mm，粗晶區(qū)與細晶區(qū)平均寬度比低于1∶2.5;而MIG焊HAZ中粗晶區(qū)很寬，大約在0.9 mm左右，粗晶區(qū)與細晶區(qū)寬度比接近1∶1.已發(fā)表研究［1］表明，激光焊接接頭粗晶區(qū)由細小的板條馬氏體組織組成，上述這些特征大大削弱了粗晶區(qū)對接頭性能存在的不利影響，極大改善了熱影響區(qū)的綜合性能，減少了裂紋的產(chǎn)生.

2.2 接頭力學(xué)性能

2.2.1 接頭拉伸性能

焊后對試件進行拉伸試驗，圖5為拉伸斷件的宏觀形貌，表3為拉伸試驗數(shù)據(jù).試驗結(jié)果分析表明:激光填絲多層焊接頭抗拉強度一般高于母材，斷在母材的幾率高達90%以上，即使斷在焊縫的試件，其抗拉強度仍可達到母材的97%左右.(母材抗拉強度值為700 MPa)

圖4 MIG焊HAZ形貌

圖5 拉伸斷裂形貌

表3 拉伸試驗數(shù)據(jù)(p/Mpa)

2.2.2 接頭的硬度分析

圖6所示的是硬度測試位置，圖7為硬度值分布曲線，其分別顯示了母材，HAZ和焊縫區(qū)的硬度變化分布.數(shù)據(jù)顯示，母材區(qū)的硬度值相對較低，在250 HV左右;從不完全正火區(qū)經(jīng)過細晶區(qū)和粗晶區(qū)到熔合線附近，硬度值會突然增大，在熔合區(qū)附近達到峰值硬度，可達371 HV，說明接頭HAZ由于受到激光焊接快速冷卻作用，在細晶區(qū)和粗晶區(qū)均生成細小的板條馬氏體組織［1］，產(chǎn)生硬度峰值，這就是焊接HAZ的硬化現(xiàn)象.焊縫組織同樣受到激光填絲焊的急熱急冷、短時保溫的熱循環(huán)作用，晶粒細化，細晶強化作用明顯，雖然相比熱影響區(qū)硬度值有所回落，但比母材區(qū)的硬度值要高，平均值在315 HV左右.這種窄間隙焊縫由于硬度普遍高于母材，相當于在焊接接頭中形成了一個“硬夾層”，當外加負載時，因焊縫硬夾層的拘束，拉伸試樣的縮頸變形首先出現(xiàn)在硬度相對較低而塑性較好的母材部位，這也是斷裂易發(fā)生在母材的一個原因.

2.3 接頭斷口特征

利用掃描電子顯微鏡對斷口進行觀察，圖8和圖9分別顯示了接頭與母材的斷口微觀形貌，我們發(fā)現(xiàn)，二者斷口表面均分布著一些圓形或橢圓形的凹坑-韌窩，這是金屬韌性斷裂最主要的微觀特征，由此可知，接頭的斷裂機制屬于韌窩斷裂.

對比母材斷口與接頭斷口中韌窩的大小和深淺發(fā)現(xiàn)，母材斷口的韌窩尺寸在6-8 μm之間，并且韌窩較淺，大小不太均勻，而接頭斷口處韌窩尺寸在15-20 μm之間，大小非常均勻，且孔洞較深.根據(jù)斷口學(xué)理論，韌窩的尺寸大小、深淺、數(shù)量及均勻性反映了材料的強韌性的優(yōu)劣.如果韌窩的的尺寸比較均勻，深淺一致，說明其塑性及強韌性比較均勻，且在斷裂條件相同時，韌窩尺寸越大，表示材料的塑性越好.反之，如果大小韌窩錯亂分布，深淺不一，則說明其塑韌性不均勻，存在薄弱點，容易發(fā)生斷裂.從斷口學(xué)角度解釋了斷裂主要發(fā)生在母材的原因.

圖6 硬度測試位置

圖7 接頭硬度分布

利用SEM觀察到了接頭韌窩斷口上的第二相粒子和沉淀相，如圖10和圖11所示，且發(fā)現(xiàn)并非每個韌窩都包含一個粒子或沉淀相，因為它們分布在兩個匹配的斷口上［9］.

利用能譜分析儀對接頭韌窩斷口中的第二相粒子進行成分分析，如圖12和圖13所示，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，其成分主要是焊絲和母材中所含的合金元素.圖12中所示的第二相粒子其主要成分即為Fe、Mn、Ca的硫化物.

圖8 接頭SEM斷口形貌

圖9 母材SEM斷口形貌

圖10 母材斷口上的第二相粒子

圖11 接頭斷口上的第二相粒子

這些第二相粒子在韌窩斷裂中起著重要作用.研究表明，能否在質(zhì)點處萌生裂紋，和質(zhì)點-基體結(jié)合致密程度有關(guān).結(jié)合緊固則不易產(chǎn)生裂紋，反之，則容易萌生裂紋.總之，第二相顆粒與基體界面聚合力的減弱或者第二相顆粒的斷裂都可能造成初生空洞的萌發(fā)［9］.

圖12 放大后的第二相粒子形貌

圖13 能譜分析元素含量分布

觀察斷口的具體形貌，我們能夠找到裂紋萌生和擴展直至斷裂的整個過程，如圖14所示.當材料承受拉伸載荷時，若應(yīng)力超過材料的屈服強度則開始發(fā)生塑性變形，產(chǎn)生頸縮形成三向應(yīng)力狀態(tài).中心軸向應(yīng)力隨著頸縮的進展不斷增大.在三向應(yīng)力作用下，沉淀相或第二相粒子與金屬在界面處分離產(chǎn)生微孔，或第二相粒子本身破碎形成裂紋.這些大量的微孔在外力作用下不斷長大擴展，相鄰幾個顯微空洞之間的基體橫截面在不斷縮小，直至彼此連接形成韌窩，相鄰的韌窩孔壁結(jié)合連接，小韌窩聚合形成大韌窩最終導(dǎo)致斷裂，如圖15所示，即為大量相鄰小韌窩擴展聚合形成大韌窩后留下的痕跡.

圖14 韌窩斷裂過程示意圖

圖15 韌窩擴展斷裂痕跡

對少部分斷裂位置發(fā)生在接頭的試件進行斷口顯微觀察發(fā)現(xiàn)，斷裂的主要原因是接頭存在側(cè)壁未熔合缺陷.圖16和圖17所示的是利用能譜分析儀(EDS)對接頭未熔合處物質(zhì)進行成分分析的結(jié)果.

圖16 能譜分析位置

圖17 能譜分析曲線

圖16中矩形框區(qū)域的黑褐色物質(zhì)主要由Fe和O元素組成，由此推斷導(dǎo)致未熔合產(chǎn)生的因素之一便是在焊縫金屬和母材界面處產(chǎn)生了鐵的氧化物.分析認為，焊接過程中在焊縫金屬和母材界面處熔融態(tài)的金屬遇到了氧氣，生成了較大面積的鐵的氧化物.從斷口外觀上看，未熔合缺陷處呈現(xiàn)黑褐色和黃褐色，這與鐵的氧化物的典型顏色相符.

在焊縫金屬與母材界面處還發(fā)現(xiàn)一層脆硬性物質(zhì)，如圖18所示.圖19是對其進行能譜分析得到的結(jié)果.能譜分析顯示這層物質(zhì)主要是Si和Mn的氧化物，還含有少量的Ti、Al和Fe元素的氧化物.這些氧化物也在一定程度上影響了未熔合缺陷的產(chǎn)生.

圖18 能譜分析位置

圖19 能譜分析曲線

3 結(jié)論

1)激光填絲多層焊接頭組織沿垂直于熔合線中心對稱生長，沒有等軸晶生成;HAZ僅為1 mm左右，粗晶區(qū)與細晶區(qū)平均寬度比低于1∶2.5;接頭抗拉強度普遍高于母材，接頭平均硬度值高出母材30%左右;末層焊道硬度高于內(nèi)層焊道;最高硬度值出現(xiàn)在熔合區(qū)附近.

2)接頭斷裂機制為韌窩斷裂，斷口處韌窩相對母材大且深，大小均勻，尺寸在15～20 μm左右;能譜分析發(fā)現(xiàn)接頭韌窩斷口中第二相粒子成分與母材和焊絲中的合金元素有關(guān).

3)接頭斷裂的影響因素主要是存在側(cè)壁未熔合缺陷，導(dǎo)致其產(chǎn)生的原因是焊接過程中焊縫金屬和母材界面處生成了較大面積的鐵的氧化物和其它合金元素(如Mn、Si)的氧化物.

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