宋世達(dá) 楊子威 錢美霞 王克鴻

摘要：采用激光-MIG復(fù)合焊對厚度6 mm的SUS304不銹鋼進(jìn)行拼接焊，比較不同焊接電流對接頭顯微組織及其性能的影響。EBSD分析顯示焊縫擇優(yōu)取向為<001>方向，焊接電流為220 A的接頭織構(gòu)取向強(qiáng)度大于焊接電流為180 A的。力學(xué)性能檢測表明接頭硬度變化范圍為170～195 HV。焊接電流為180 A時接頭的強(qiáng)度和塑性大于焊接電流為220 A時的接頭且低于母材。

關(guān)鍵詞：SUS304不銹鋼;激光-MIG復(fù)合焊;金相組織;力學(xué)性能

中圖分類號：TG456.7 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A 文章編號：1001-2303（2020）07-0059-06

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.07.09

0 前言

奧氏體不銹鋼具有良好的塑韌性、耐腐蝕性、無磁或弱磁性，是應(yīng)用最為廣泛的一種不銹鋼，主要用于制造耐腐蝕設(shè)備、運輸管道以及鐘表外殼制造等[1-2]。304不銹鋼作為奧氏體不銹鋼的一種，具有良好的焊接性能，近年來工業(yè)應(yīng)用對304不銹鋼制品焊接需求量越來越大[3-4]，因此對304不銹鋼焊接進(jìn)行研究十分重要。

MIG焊作為不銹鋼焊接常用方法[5]，具有明顯的優(yōu)勢，但其熱輸入較大，因此焊后板材變形較大，熱影響區(qū)域也較大[6]。激光焊接的能量密度高，與其他焊接方法相比，工件變形小，焊接深寬比（深度/寬度）最高可達(dá)10∶1，且焊縫強(qiáng)度高、焊接速度快[7]。然而激光束較窄，光斑直徑較小，采用激光自熔焊接時所允許的間隙量最大不超過板厚的10%，且最大值不能超過0.3 mm[8]，因此對工件加工的坡口和裝配精度要求較高，從而限制了其應(yīng)用。英國學(xué)者Steen[9]提出了激光-電弧復(fù)合焊，相比于純激光焊接具有一定的優(yōu)勢。激光-電弧復(fù)合焊為激光和電弧兩個獨立熱源，且兩個熱源相互影響，并向工件需焊接部位輸送焊絲，使焊絲熔化并填充間隙，與母材熔合，從而實現(xiàn)焊接[10-13]。

文中以6 mm厚304不銹鋼為研究對象，分析了激光-MIG復(fù)合焊在特定工藝參數(shù)下的微觀機(jī)理及其性能，對實際工程應(yīng)用具有一定的參考價值。

1 試驗材料及方法

采用304不銹鋼板材作為焊接試板，尺寸為300 mm×100 mm×6 mm，單面焊雙面成型。試驗用焊絲為ER308L，直徑φ1.0 mm。母材與焊絲的化學(xué)成分分別如表1、表2所示。

試驗所用激光-MIG復(fù)合焊接系統(tǒng)包括IPG公司的YLS-10000光纖激光器、福尼斯公司的TPS5000焊接電源以及水冷焊槍、德國KUKA公司的KR16機(jī)器人系統(tǒng)搭載Precitec公司的YW52焊接頭、上海孚太的VM191型二元氣體配比器。

2 試驗過程

采用負(fù)離焦對6 mm厚304不銹鋼板進(jìn)行無間隙單道對接焊，焊接方向為激光在前、電弧在后，焊槍與激光束夾角為45°，保護(hù)氣為氬氣（純度99%），氣體流量為20 L/min，外接保護(hù)氣和底部保護(hù)氣為質(zhì)量分?jǐn)?shù)99.9%的氬氣，氣體流量18 L/min，離焦量

-2 mm，光絲間距1 mm，主要焊接參數(shù)如表3所示。焊接后，利用線切割切取金相試樣和拉伸試樣，拉伸試樣尺寸如圖1所示。對焊縫形貌和組織進(jìn)行測試分析。金相試樣用10%草酸溶液進(jìn)行電化學(xué)腐蝕后，用日本奧林巴斯（Olympus）生產(chǎn)的GX41倒置及Quanta 250F場發(fā)射環(huán)境掃描電鏡觀察焊縫形貌，配套EBSD軟件為牛津儀器SEM AztecEnergy 軟件。

3 分析討論

3.1 焊接宏觀組織

焊縫宏觀形貌及截面形貌分別如圖2、圖3所示，可以看出，焊縫熔合良好，無氣孔、塌陷、毛邊等缺陷。經(jīng)測量，電流180 A的試樣焊縫正面熔寬為3.5 mm，焊縫余高1.7 mm;電流220 A的試樣焊縫正面熔寬4.2 mm，焊縫余高2.0 mm;改變焊接電流對焊縫根部基本不產(chǎn)生影響。焊縫上部主要受MIG電弧的影響，稱為弧焊特征區(qū)，焊縫下部主要受激光的影響，稱為激光特征區(qū)，兩個區(qū)域比例約為1∶2。

3.2 焊縫微觀組織

母材顯微組織如圖4所示，304不銹鋼組織為等軸的奧氏體晶粒，其中存在以等軸的奧氏體晶粒為基體沿軋制方向分布的條帶狀δ鐵素體，且存在大量孿晶。

根據(jù) Hammar & Svensson[17]，不銹鋼焊縫的凝固模式為A（全奧氏體）、FA（初始析出相為鐵素體，凝固終了前形成一些奧氏體）、AF（奧氏體+共晶鐵素體）、F（鐵素體）[18]，其中常規(guī)不銹鋼為FA和AF凝固模式，即：

FA：L→L+δ→L+δ+γ→δ+γ→γ

AF：L→L+γ→L+δ+γ→γ+δ

焊縫顯微組織如圖5所示。由圖5可知，焊縫主要由柱狀晶構(gòu)成，在焊接過程中，高溫?zé)嵩慈刍覆男纬扇鄢?，根?jù)凝固學(xué)原理，結(jié)晶等溫面方向與焊縫熔合線方向垂直，因此，熔池在冷卻過程中，晶粒垂直于熔合線向焊縫中心生長，形成柱狀晶。304不銹鋼原以FA方式凝固，首先析出δ鐵素體，剩余液相與δ鐵素體發(fā)生包晶反應(yīng)生成奧氏體，最后形成δ+γ的固態(tài)組織，但焊接是一個快速冷卻的過程，會發(fā)生FA→AF凝固模式的轉(zhuǎn)變[18-19]，亞溫奧氏體取代δ鐵素體直接從液相中析出，剩余液相與奧氏體發(fā)生包晶反應(yīng)，最后形成鐵素體與奧氏體的共晶組織。

利用反極圖不僅可以直觀地表征晶粒取向分布情況，同時也可以看出織構(gòu)強(qiáng)度，20%～50%的材料性能（接頭的強(qiáng)度、硬度、塑性等）受織構(gòu)的影響。弧焊特征區(qū)反極圖如圖6所示，激光特征區(qū)反極圖如圖7所示，可以看出，晶粒擇優(yōu)取向明顯且擇優(yōu)生長方向為<001>方向。焊接電流為220 A的弧焊特征區(qū)織構(gòu)強(qiáng)度大于焊接電流為180 A的弧焊特征區(qū)，但激光特征區(qū)織構(gòu)強(qiáng)度兩者相差不大。這是因為焊接電流變化只改變MIG電弧的功率，焊接電流增大，熱輸入增大，織構(gòu)強(qiáng)度越大，晶粒競爭生長方式越明顯，而MIG電弧由于自身限制，能量無法傳遞到焊縫下部，焊縫下部仍然以激光熱源為主導(dǎo)，熱輸入基本相同，因此焊縫下部織構(gòu)強(qiáng)度相差不大。

3.3 顯微硬度分析

焊縫不同區(qū)域的顯微硬度如圖8所示?？梢钥闯觯缚p顯微硬度在175～195 HV之間，低于母材的250 HV。焊接熱輸入越大，其織構(gòu)強(qiáng)度越大，焊縫晶粒取向越明顯，晶粒尺寸越大。根據(jù)Hall-Petch關(guān)系可知，對于一般晶粒尺寸材料，晶粒越小，其性能越好，而焊縫均為柱狀晶，母材為均勻的等軸晶，所以焊縫硬度低于母材。

3.4 拉伸性能分析

焊接接頭的拉伸試樣如圖9所示?？梢钥闯觯附与娏鳛?80 A和200 A的接頭均斷裂在焊縫處，其延伸率明顯小于母材。焊縫和母材的應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖10所示，可以看出，母材強(qiáng)度大于兩種電流下的焊接接頭，而從試樣的放置示意圖（見圖11）可知，拉伸方向（RD）與焊縫織構(gòu)方向（TD）相垂直，這是由于焊接電流為220 A的接頭織構(gòu)強(qiáng)度大，焊縫晶粒主要沿著<001>方向生長，晶粒取向不均勻，從而導(dǎo)致接頭力學(xué)性能不均勻，在單向拉伸變形中晶粒協(xié)調(diào)性差，從而導(dǎo)致強(qiáng)度變差。拉伸試樣的斷口如圖12所示，斷口主要由細(xì)小的韌窩組成，均為韌性斷裂。

4 結(jié)論

采用激光-MIG復(fù)合焊對接焊6 mm厚304不銹鋼。得出以下結(jié)論：

（1）對于激光-MIG復(fù)合焊，改變工藝參數(shù)中的電流僅會改變焊縫熔寬與余高，焊縫根部熔寬基本不發(fā)生變化。

（2）焊縫晶粒均沿著<001>方向生長，隨著焊接電流的增大，弧焊特征區(qū)織構(gòu)強(qiáng)度增大，晶粒取向逐漸不均勻。

（3）焊接電流增大，弧焊特征區(qū)的晶粒尺寸和織構(gòu)強(qiáng)度增大，硬度減小，接頭的強(qiáng)度與塑性下降。

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