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(1.四川交通職業(yè)技術(shù)學(xué)院，成都 610031; 2.安徽工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，馬鞍山 243002)

0 引 言

800 MPa級微合金化碳錳鋼是一種應(yīng)用較廣的高層建筑用鋼，具有易焊接、抗震性好、力學(xué)性能良好等優(yōu)點(diǎn)。該微合金化碳錳鋼在使用時需要通過焊接來連接，如果焊接工藝選取不當(dāng)或者焊接工藝參數(shù)控制不好，會極大地影響焊接件的綜合力學(xué)性能，從而對整體結(jié)構(gòu)安全造成隱患[1]。雖然采用常規(guī)電弧焊、等離子焊等方法焊接微合金化鋼具有生產(chǎn)成本低、操作方便等優(yōu)點(diǎn)，但是熱影響區(qū)會產(chǎn)生軟化、晶粒顯著粗化等問題，難以獲得高質(zhì)量焊接接頭。激光焊接具有熱輸入小、加熱冷卻速率快以及熱影響區(qū)窄等優(yōu)勢[2]，可以有效解決上述問題。在激光焊接過程中，熱輸入是影響激光焊接接頭組織與性能的重要技術(shù)參數(shù)，通過調(diào)整焊接速度可以實(shí)現(xiàn)對熱輸入的控制。對800 MPa級微合金化碳錳鋼而言，當(dāng)焊接速度小于2 cm·s-1或者大于3 cm·s-1時，激光焊接接頭的成形質(zhì)量較差[3]，因此將焊接速度控制在2～3 cm·s-1(對應(yīng)熱輸入為1.27～1.90 kJ·cm-1)范圍內(nèi)進(jìn)行研究。作者在1.27,1.52,1.90 kJ·cm-1熱輸入下分別對800 MPa級微合金化碳錳鋼板進(jìn)行了激光對接焊，研究了熱輸入對焊接接頭顯微組織和力學(xué)性能的影響，為激光焊接工藝在微合金化鋼中的推廣應(yīng)用提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

母材為800 MPa級微合金化碳錳鋼板(厚度5 mm)，由唐山鋼鐵集團(tuán)有限責(zé)任公司生產(chǎn)；焊接材料為ER80-G焊絲，直徑1.4 mm，市售。母材和焊絲的化學(xué)成分如表1所示。根據(jù)國際焊接學(xué)會(IIW)推薦的碳當(dāng)量計算公式計算得到試驗(yàn)鋼板和焊絲的碳當(dāng)量分別為0.44和0.54。

表1 試驗(yàn)鋼板和焊絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of tested steel plate and welding wire (mass) %

應(yīng)用線切割方法將鋼板加工成尺寸為120 mm×75 mm×5 mm的試樣，經(jīng)打磨、清洗、吹干后，采用JKY/315009型高功率光纖激光器對120 mm長邊進(jìn)行對接焊(間隙為0 mm，無坡口)，激光功率3.8 kW，離焦量為-2 mm，焊接速度分別為2.0，2.5，3.0 cm·s-1，對應(yīng)的熱輸入為1.90，1.52，1.27 kJ·cm-1，保護(hù)氣為純度99.99%的高純氬氣，流量為22 L·min-1。

1.2 試驗(yàn)方法

在焊接接頭焊縫區(qū)取金相試樣，在砂紙上逐級打磨，經(jīng)拋光機(jī)拋光后，用4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液腐蝕，在SU5000型高新熱場式場發(fā)射掃描電鏡(SEM)上觀察顯微組織。使用Wilson402MVD型顯微維氏硬度計測試顯微硬度，載荷2.94 N，保載時間10 s，以焊縫為中心向兩側(cè)母材，每隔0.2 mm取點(diǎn)測試。根據(jù)GB/T 228.1-2010，在Instron 5965型萬能拉伸機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為3 mm·min-1，拉伸試樣的尺寸見圖1(a)，厚度為 3 mm，標(biāo)距為30 mm。根據(jù)GB/T 229-2007，在Instron ceast 9000系列擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行-40 ℃沖擊試驗(yàn)，沖擊試樣的尺寸見圖1(b)，開V型缺口，缺口分別位于母材和焊縫，缺口深度2 mm。用SU5000型高新熱場式場發(fā)射掃描電鏡觀察沖擊斷口形貌。

圖1 拉伸和沖擊試樣的形狀和尺寸Fig.1 Shapes and dimensions of tensile and impact specimens

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 宏觀形貌

由圖2可見：在不同熱輸入下，焊接接頭上下表面均較為平整，未見局部堆積、飛濺、未焊透和裂紋等缺陷；當(dāng)熱輸入為1.27，1.52 kJ·cm-1時，焊接接頭上下表面均未出現(xiàn)塌陷，成形較好，而當(dāng)熱輸入增加至1.90 kJ·cm-1時，焊接接頭上表面出現(xiàn)深度約為1 mm的塌陷，成形質(zhì)量相對較差；隨著熱輸入的增加，焊接接頭上下表面焊縫的寬度增加，且下表面焊縫寬度小于上表面的。這主要是因?yàn)樵诩す夂附舆^程中，焊縫的寬度與熱輸入有直接關(guān)系：在較低的熱輸入下，熔化的金屬較少，凝固后的焊縫寬度較小[3]。

2.2 顯微組織

由圖3可見，由于熱影響區(qū)粗晶區(qū)冷卻速率較快，在3種熱輸入下焊接接頭熱影響區(qū)粗晶區(qū)的組織都為板條馬氏體(LM)，原始奧氏體晶界如圖中白色線條所示。根據(jù)GB/T 6394-2002，對距表面1.5 mm處的熱影響區(qū)粗晶區(qū)的晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計。當(dāng)熱輸入為1.27，1.52，1.90 kJ·cm-1時，熱影響區(qū)粗晶區(qū)的平均晶粒尺寸分別為9.3，10.6，12.1 μm。

圖2 不同熱輸入下激光焊接接頭的宏觀形貌Fig.2 Macroscopic morphology of laser welded joints under different heat inputs： (a,d,g) profile; (b,e,h) upper surface and (c,f,i) lower surface

圖3 不同熱輸入下激光焊接接頭熱影響區(qū)粗晶區(qū)的顯微組織Fig.3 Microstructures of coarse-grained heat affected zone of laser welded joints under different heat inputs

由此可見，隨著熱輸入的增加，熱影響區(qū)粗晶區(qū)的晶粒尺寸不斷增大，這主要是因?yàn)闊彷斎氲脑黾犹岣吡朔逯禍囟龋娱L了高溫停留時間，從而使晶粒發(fā)生粗化[4]。

由圖4可見：在3種熱輸入下，焊接接頭熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)的顯微組織均由尺寸約3 μm的細(xì)晶鐵素體(F)和在鐵素體晶界處的馬氏體-奧氏體(M-A)組元組成；隨著熱輸入的增加，熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)的晶粒尺寸并未明顯增大，且都明顯小于粗晶區(qū)的，這主要是因?yàn)榧?xì)晶區(qū)遠(yuǎn)離焊縫，受熱輸入的影響較小[5]。

由圖5可見，在3種熱輸入下，焊接接頭熱影響區(qū)混晶區(qū)的組織均由尺寸不等的鐵素體和M-A組元組成，且都沿鋼板軋制方向呈帶狀分布，這主要是因?yàn)檐堉茙系娜毕菽軌虺蔀樾魏它c(diǎn)和擴(kuò)散通道。在熱影響的作用下，碳元素沿軋制帶擴(kuò)散至奧氏體中，冷卻時析出細(xì)小的鐵素體，而沒有溶入奧氏體的鐵素體發(fā)生粗化[6]，從而形成尺寸不等的鐵素體。當(dāng)熱輸入增加至1.9 kJ·cm-1時，M-A組元明顯粗化。

圖4 不同熱輸入下激光焊接接頭熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)的顯微組織Fig.4 Microstructures of fine-grained heat affected zone of laser welded joints under different heat inputs

圖5 不同熱輸入下激光焊接接頭熱影響區(qū)混晶區(qū)的顯微組織Fig.5 Microstructures of mixed-grained heat affected zone of laser welded joints under different heat inputs

由圖6可以看出，當(dāng)熱輸入為1.27，1.52 kJ·cm-1時，焊縫區(qū)組織都為板條馬氏體，較低熱輸入下的板條馬氏體的交織程度相對較輕；當(dāng)熱輸入增至1.90 kJ·cm-1時，除板條馬氏體外，焊縫中還形成了少量粒狀貝氏體(GB)以及在原奧氏體晶界處的鐵素體組織。在較低熱輸入(1.27，1.52 kJ·cm-1)下，焊縫冷卻速率較快，凝固過程中的鐵、碳原子來不及擴(kuò)散而形成了板條馬氏體組織；在較高熱輸入(1.90 kJ·cm-1)下，焊縫冷卻速率變慢，碳原子擴(kuò)散能力增強(qiáng)，導(dǎo)致在奧氏體晶界形成了鐵素體以及沿晶界向內(nèi)生長的粒狀貝氏體[7]。

圖6 不同熱輸入下激光焊接接頭焊縫區(qū)的顯微組織Fig.6 Microstructure of weld zone of laser welded joints under different heat inputs

2.3 顯微硬度

圖7中BM為母材，HAZ為熱影響區(qū)，WS為焊縫區(qū)。由圖7可見:在3種熱輸入下，焊接接頭的截面硬度分布均呈馬鞍形，焊縫硬度最高，其次為熱影響區(qū)的，其中熱影響區(qū)粗晶區(qū)的硬度高于細(xì)晶區(qū)的(靠近焊縫為粗晶區(qū))；隨著熱輸入的增加，焊縫區(qū)和熱影響區(qū)粗晶區(qū)的顯微硬度呈現(xiàn)逐漸減小的趨勢。結(jié)合圖4、圖6分析可知：隨著熱輸入的增加，焊縫中出現(xiàn)了硬度相對較低的鐵素體和粒狀貝氏體，導(dǎo)致焊縫硬度降低；粗晶區(qū)中的組織雖然都是板條馬氏體，但是其晶粒長大，造成硬度減小[8]。

2.4 拉伸和沖擊性能

母材的室溫抗拉強(qiáng)度為815 MPa，屈服強(qiáng)度為742 MPa，伸長率為22%，-40 ℃沖擊功為20.5 J。在3種熱輸入下，焊接接頭的室溫拉伸斷裂位置均位于母材區(qū)。由表2可以看出，在3種熱輸入下，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度均高于母材的，斷后伸長率與母材的相當(dāng)或略低于母材的；隨著熱輸入的增加，焊接接頭的屈服強(qiáng)度增大，而抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率變化較小；隨著熱輸入的增加，焊縫區(qū)的沖擊功先增大后降低，當(dāng)熱輸入為1.52 kJ·cm-1時最大;當(dāng)熱輸入為1.27 kJ·cm-1時焊縫的沖擊功低于母材的。

圖7 不同熱輸入下激光焊接接頭的截面顯微硬度分布Fig.7 Cross-section microhardness distribution of laser weldedjoints under different heat inputs

表2 不同熱輸入下激光焊接接頭的拉伸和沖擊性能Table 2 Tensile and impact properties of laser welded jointsunder different heat inputs

2.5 沖擊斷口形貌

由圖8可以看出，在焊接接頭焊縫區(qū)的沖擊斷口上均存在纖維區(qū)和放射區(qū)(如位置A所示)，且在斷口邊緣處出現(xiàn)了剪切唇(如位置B所示)，未見脆性斷裂區(qū)的存在，呈現(xiàn)韌性斷裂特征。

圖8 不同熱輸入下激光焊接接頭焊縫區(qū)的沖擊斷口宏觀形貌Fig.8 Macroscopic morphology of impact fracture in weldzone of laser welded joints under different heat inputs

由圖9可以看出:當(dāng)熱輸入為1.27 kJ·cm-1時，焊縫區(qū)沖擊斷口中可見少量細(xì)小的等軸狀韌窩以及大量尺寸較大且較淺的拋物線狀韌窩，這是因?yàn)樵谳^小的熱輸入下，熔池凝固時的冷卻速率較快，組織均勻性相對較差[9]，導(dǎo)致形成了尺寸不一的韌窩；當(dāng)熱輸入增加至1.52 kJ·cm-1時，沖擊斷口可見大量細(xì)小韌窩，說明焊縫的韌性很好，這是因?yàn)榇藷彷斎脒m中，焊接熔池的冷卻速率適宜，焊縫區(qū)硬脆性較小[10]；當(dāng)熱輸入增加至1.90 kJ·cm-1時，沖擊斷口由等軸狀韌窩和拋物線狀韌窩組成，且等軸狀韌窩的分布較為均勻，拋物線狀韌窩的尺寸有所減小，這說明焊縫的沖擊韌性比熱輸入為1.27 kJ·cm-1時的好，這是因?yàn)榇藭r的熱輸入較高，焊接熔池冷卻速率較慢，使得焊縫組織中除形成板條馬氏體外，還形成了韌性相對較好的粒狀貝氏體+鐵素體組織[11]。

3 結(jié) 論

(1) 在3種熱輸入下，激光焊接接頭焊縫區(qū)的上下表面較為平整，未見局部堆積、飛濺、未焊透和裂紋等缺陷,但當(dāng)熱輸入為1.90 kJ·cm-1時，焊縫區(qū)出現(xiàn)了塌陷。

(2) 熱輸入對焊接接頭不同區(qū)域顯微組織的影響很小，3種熱輸入下焊縫區(qū)和熱影響區(qū)粗晶區(qū)的顯微組織均為板條馬氏體，熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)的為細(xì)晶鐵素體和M-A組元，混晶區(qū)由尺寸不等的鐵素體和M-A組元組成；隨著熱輸入的增加，熱影響區(qū)粗晶區(qū)的晶粒尺寸增大，細(xì)晶區(qū)的晶粒尺寸未明顯增大。

(3) 在3種熱輸入下，激光焊接接頭的截面硬度分布均呈馬鞍形，焊縫區(qū)的硬度最高，熱影響區(qū)的次之，其中熱影響區(qū)粗晶區(qū)的硬度高于細(xì)晶區(qū)的；熱輸入對焊接接頭拉伸性能的影響較小，接頭均在母材區(qū)發(fā)生斷裂；在3種熱輸入下激光焊接后，焊接接頭焊縫區(qū)的沖擊斷口都為韌性斷口，隨著熱輸入的增加，焊縫區(qū)的沖擊功先增大后降低，當(dāng)熱輸入為1.52 kJ·cm-1時最大，為23.4 J。