1引言

近年来,激光焊接作为一种新型的焊接方法,以其焊接速度快、热输入小、焊接变形小、深宽比大以及准直性高、方向性高等特点,广泛应用于航空航天、造船、化工和医学等领域[1],被认为是21世纪最有发展前景的制造技术之一[2]。但受核电产品特殊结构和要求的限制,到目前为止在核电产品上应用相对较少。本文结合核电某产品制造需求,开展了10mm不锈钢激光自熔焊工艺研究,通过对焊接参●数的选择和调试,最终得到了良好的焊缝成形,由此确定了合理的焊接工艺参数,并对该焊接参数下的焊接接头变形量进行了测量,对宏观、微观组织结构以及力学性能等进行了分析。

2试验母材和条件

本试验所选用的母材为06Cr19Ni10奥氏体不锈钢,轧制退火态,金相组织为奥氏体+铁素体+碳化物+氮化物,其化学成分(见表1),试板厚度为10mm,尺寸为150mm×500mm,对接焊缝为I型坡口。焊接位置为平焊位,坡口错边、间隙均小于0.1mm。焊接前试板采用丙酮清▓洗去除表面的油脂。

试验过程中采用以IPGYLS-10000W激光器为核心的激光焊接系统。激光器最大输出功率为10000W,其机械系统部分采用六自由度机械手,型号为KUKA RH6OHA,激光通过光纤传输并反射聚焦后到达工件。焊接过程中工作台静止,由机械手带动激光相对运动来实现。

3焊接参数的确定

对于激光自熔焊而言,主要的工艺参数为:激光功率、焊接速度、离焦量、保护气体等。各参数∮的主要作用如下:

3.1焊接功率:在其它不变的情况下,焊接功率越大,熔深越大。本试验中,为了保证工件的一次成形,选用激光功率为10kW

3.2离焦量:激光焦点相对于被焊工件表面的位置,焦点在工件表面以下是为正,在工件表面以上时为负。当正负离焦量相等时,工件表面的激光功率密度相等,但获得的熔池形状不同,在正离焦的情况下可以获得更大的熔深。

3.3焊接速度:焊接速度与熔深成反比,焊接速度越快,熔深越小;焊接速度越慢,熔深越大。但焊接速度太快会导致工件内部产生的气体无法逸出,气孔产生的几率增大;而焊接速度太慢则会导致焊缝成形较差。

3.4焊接气体:激光焊接过程中使用辅助气体主要有三个作用:①使熔池在焊接过程中免受氧化;②保护聚焦透镜免受金属蒸汽污染和液体熔滴的溅射;③抑制等离子体,提高达到工件表面的激光能量和能量密度。焊接过程中经常使用的气体包括ArHeCO2N2。对于等离子抑制效果,He>N2>Ar>CO2

本试验中采用N2作为焊接气体,Ar作为背面保护气体。

针对10mm不锈钢对接焊,选用激光功率10kW,保护气体N2,分别对焊接速度和离焦量进行了焊接参数调试,并得到不同的焊缝表面状态(见表2)。

通过上述试验结果可以看出,在焊「接功率保持10kW不变的前提下,离焦量较小时,虽然焊接速度较快,但焊缝成形不理想;适当增大离焦量,焊接速度减小,得到的焊缝成形较好。因此通过多次试验,对于10mm不锈钢板对接,选择并确定如下工艺参数:焊接功率:10kW,离焦量:+18mm,焊接速度:

720mm/min,焊接气体:N2,气体流量:10L/min

4试验过程

4.1工件的制备:试件经等离子下料和加工铣削成10mm×150mm×500mm,并用酒精擦拭工件待焊表面坡口。

4.2装配:将工件装配至平台上,并进行刚性固定,保证工件错边量s1m m(见图1

4.3定位焊:为防止焊接过程中焊接件末端变形变大,对试板中部和尾部采用小功率激光进行定位焊,每点长度约50mm

4.4试板焊接:采用已经确定好的焊接参数进行试板的焊接,试板焊接表面状态较好(见图2)。对于10mm的不锈钢板,在不开坡口的情况下,采用功率为10kW的激光设备实现了一次穿透成形,无需填充金属,焊接速度较快。

焊道较窄,表面较平滑。

4.5试板横向收缩和角变形测量:在焊前和焊后分别测量工件起始侧、中部、结束侧试板↘宽度,得到激光自熔焊试件横向收缩量,最大0.4mm。同时测量工件焊后角变形量为0.5~0.6mm,起始端和结束端工件错边量几乎为0。与目前常用的其它常规熔焊(如机械TIG、手工TIG、手工电弧焊等)相比,试板横向收缩和角变形小很多。

5试验结果与Ψ 分析

5.1宏观和微观检验

对焊缝和母材分别进行宏观金相(见图3)和微观金相检验(见图4)。从宏观金相照片可以看出,实现了10mm不锈钢的一次性穿透。

从图4中的微观金相照片可以看出,母材显微组织结构基↓本为奥氏体,其中含有少量的沿轧制方向排列的残留高温铁素体。焊缝显微组织结构为奥氏体+针状铁素体,呈明显的枝状晶结构,而且枝状晶的伸长方向是指向焊缝中心的,晶粒尺寸相对于母材明显减『小,热影响区相对较窄。这是由于激光焊接熔池比较小,而且冷却速度快,在冷却过程中熔池内部几乎是同时冷却的,在焊缝的中部容易出现等轴晶,而且焊缝中心位置通过母材的传热比焊缝边缘更慢,冷却和凝固也最慢,从而使得枝状晶的生长方向指向了焊缝的中心。而在熔合线附近,刚开始时结晶速度极快,后结晶速度减慢,出现树枝晶组织。同时采用激光焊接方法,激光束能量非常集中,焊后冷却速度又很快,凝固过程通常在几十个毫秒内完成,所以形成的热影响区很小。

5.2接头显微硬度分布

按照GB/T4340.1-2009分别对06Cr19Ni10奥氏体不锈钢激光焊接接头焊缝中部横向和焊缝中心纵向的显微硬度分布进行测试(见表3)。从表3可以看出,接头各区域(包括焊缝和热影响区)的显▅微硬度均高于母材,形成“软++软”的硬度分⌒ 布结构。同时焊缝■中心硬度值相对于表面较高,这是由于激光穿透焊时,等离子体对焊缝正面的加热作用受到轴向保护气的抑制被削弱,而焊缝背面等离子体和高温金属蒸气在背面保护气的衬托下起到①热沉的作用,对焊缝背面进行持久加热,使得焊缝上部冷却速度明显快于焊缝下部,因此焊缝上部的硬度值高于焊缝下部。

5.3晶间腐蚀

在试验件焊缝上、下表面分别取晶间腐蚀试样,试件尺寸为2mm×10mm×76.2mm,按照ASTMA262E法在铜-16%硫酸铜-硫酸溶液中进行,试样经675±5℃,保温1小时的敏化处理,试样经弯曲后均未出现晶间腐蚀倾向(见图5)。

5.4接头力学性能

按照相※关标准,对不锈钢自熔焊试件进行室温拉伸、高温拉伸、弯曲、CV冲击等力学性能检验。

5.4.1室温拉伸性能

对激光自熔焊试件进行焊接接头全厚度的室温拉伸试样(见图6),试样厚度为10mm,覆盖整个试件厚度,得到相应的试验数据(见表4)。

由图可以看出,试样断裂位置均断在焊缝,说明焊缝的强度低于母材。通过表4可以看出,焊缝室温抗拉强度低于母材25MPa,达到母材强度的96%,而屈服强度相对于母材略高,伸长率和断面收缩率相对于母材略低。

5.4.2高温拉伸性◤能

10mm激光自熔焊焊接接头按照ASTME21进行350℃高温拉伸试样,并得到焊缝和母材室温拉伸性能值(见表5)。从表5可以看出,焊缝高温拉伸强度相对于母材较小,高温抗拉强度值较母材低23MPa,屈服强度较母材都有所增大,伸长率和断面收缩率相对□于母材较低。

5焊缝和母材室温拉伸性能

5.4.3弯曲

在焊态下,焊缝按照AWSB4.0M分别进行了2组面弯和2组背弯(见图7),试样尺寸10mm×30mm×200mmD=4t,可以看出,焊缝弯曲拉伸面上未出现任何裂纹,均合格。

5.4.4冲击

按照AWSB4.0M对焊缝、热影响区、母材分别进行室温冲击试验,由于试板本身较薄(为10mm),因此冲击试样尺寸选择为5mm×10mm×55

mm,并得到冲击功值(见表6)。由表6可知,焊缝和热影响区冲击功值相对母材稍低一些,但均大于标准规定的,满足相关技术条件要求。

6结论

6.1针对10mm不锈钢试件,采用激光自熔焊可以实现一次性焊透,焊缝成形良好。确定的工艺参数如下:焊接功率10kW,离焦量+18mm,焊接速度720mm/min,焊接气体N2,气体流量10L/min

6.2与其它常规熔焊相比,激光自熔焊试件焊缝变形相对较小,横向收缩量为↓0.4mm,角变形量为0.5~0.6mm

6.3焊缝显微组织结构为奥氏体+针状铁素体,呈明显的枝状晶结构,而且枝状晶的伸长方向是指向焊缝中心的,晶粒尺寸相对于母材明显减小,热影响区相对较窄。

6.4接头各区域(包括焊缝和热影响区)的显微硬度均高于母材,形成“软++软”的硬度分布结构。

6.5接头室温拉伸和高温拉伸强度稍低于母材,室温拉伸强度可达到母材的96%左右,冲击功值相对于母材较低,弯曲、晶间腐蚀等性能均合格。