高氮鋼復(fù)合焊接接頭組織與力學(xué)性能研究

王力鋒 劉鳳德 劉雙宇 張 宏 劉薇娜 田淼磊,3

1.長春理工大學(xué)，長春，130022 2.長春奧普光電技術(shù)股份有限公司，長春，1300333.長城汽車股份有限公司，保定，071082

高氮鋼復(fù)合焊接接頭組織與力學(xué)性能研究

王力鋒1,2劉鳳德1劉雙宇1張 宏1劉薇娜1田淼磊1,3

1.長春理工大學(xué)，長春，130022 2.長春奧普光電技術(shù)股份有限公司，長春，1300333.長城汽車股份有限公司，保定，071082

熱輸入對焊接接頭組織與力學(xué)性能有重要影響。采用激光-電弧復(fù)合焊接方法，研究了不同電弧能量和激光能量下的接頭組織、焊縫氮含量、拉伸與沖擊性能及接頭顯微硬度。研究表明：焊縫組織為奧氏體+少量δ鐵素體，焊縫中析出的δ鐵素體隨熱輸入加大而增多；當(dāng)電流達(dá)到200 A后，熔池液態(tài)金屬中氮的溶解近于飽和，即使焊接電流增大，焊縫氮含量依然趨于恒定；而當(dāng)激光功率增至2.0 kW后，焊接過程中的匙孔維持在穩(wěn)定狀態(tài)，焊縫氮含量也近于恒定；拉伸斷裂位置均在焊縫區(qū)，當(dāng)焊接電流為200 A時(shí)，平均拉伸強(qiáng)度最高，達(dá)到967.58 MPa，當(dāng)激光功率為1.6 kW時(shí)，平均拉伸強(qiáng)度可達(dá)962.88 MPa；焊縫沖擊功隨激光功率的增大呈先降低后升高的變化趨勢，但隨電流的增大其變化趨勢相反；熔合線的沖擊功隨著焊接參數(shù)的變化呈現(xiàn)出相同的變化趨勢，焊縫和熔合線的最大平均沖擊功分別為47.60 J和62.85 J；拉伸和沖擊的斷裂形式均為韌性斷裂；焊縫區(qū)顯微硬度最低，導(dǎo)致拉伸測試時(shí)均斷裂于焊縫區(qū)。

激光-電弧復(fù)合焊接；高氮鋼；顯微組織；力學(xué)性能

0 引言

高氮鋼具有優(yōu)異的力學(xué)性能及耐腐蝕、耐氧化、耐磨損等性能。這些優(yōu)異的性能使其迅速成為造船、航空及兵器等領(lǐng)域裝備制造中的重要材料，而焊接技術(shù)是決定其推廣應(yīng)用的重要因素[1-4]。由于高氮鋼自身具有氮含量高的特點(diǎn)，焊接過程中常因母材氮析出而導(dǎo)致焊接氣孔問題，熱影響區(qū)氮化物析出是固溶氮的一種主要損失方式，并可誘發(fā)其他硬脆相的形成，從而弱化材料性能[5]，降低焊接接頭的綜合性能。

杜挽生等[6-7]的研究表明，高氮鋼焊縫與熱影響區(qū)的組織為奧氏體和δ鐵素體，碳化物Cr23C6析出增多，致使14 mm厚鋼板的熱影響區(qū)韌性下降；冷卻速度越大，高溫停留時(shí)間越長，δ鐵素體總量越多。李冬杰等[8]對高氮鋼焊縫沖擊斷口的分析表明，斷口開裂位置均在富含δ鐵素體區(qū)域呈大量短而深的裂縫及“骨架狀”撕裂的界面。趙琳等[9-10]研究了高氮鋼激光焊接的組織和性能，結(jié)果表明，焊縫和熱影響區(qū)組織為奧氏體和δ鐵素體，均沒有出現(xiàn)軟化區(qū)，隨著焊接峰值溫度降低，熱影響區(qū)顯微硬度逐漸減小，且其顯微硬度均高于母材硬度，但隨著冷卻速度的增大，熱影響區(qū)粗晶區(qū)的沖擊吸收功先升后降，出現(xiàn)了兩處脆化區(qū)，熱輸入減小，焊縫區(qū)平均硬度增大，而韌性提高。Lamboliev等[11]采用CO2激光焊接18%Cr-0.6%N-12%Mn的高氮鋼時(shí)發(fā)現(xiàn)，采用N2保護(hù)時(shí)焊縫中的氮含量較Ar保護(hù)時(shí)的高，且接頭中氮含量高的具有較好的拉伸性能。Yasuyuki等[12]研究2 mm厚高氮鋼攪拌摩擦焊接接頭性能發(fā)現(xiàn)，焊接速度為100 mm/min時(shí)，焊接接頭具有優(yōu)良的力學(xué)性能。

目前，高氮鋼焊接技術(shù)的研究仍以傳統(tǒng)熔化焊為主，激光及其復(fù)合焊接、攪拌摩擦焊接等先進(jìn)連接技術(shù)已開始應(yīng)用于高氮鋼焊接中[13-14]，焊縫氮含量損失、碳化物或氮化物析出以及焊接氣孔問題仍有待深入研究。本文采用YAG激光-MIG電弧復(fù)合焊接方法進(jìn)行焊接，研究了焊接接頭組織與顯微硬度及接頭的拉伸、沖擊性能，并分析了其斷裂機(jī)理，旨在為激光-電弧復(fù)合焊接在高氮鋼焊接領(lǐng)域的應(yīng)用奠定基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料及方法

采用TRUMPF公司HL4006D型Nd:YAG激光器和松下 YD-350AG2HGE型MIG/MAG焊機(jī)組成的旁軸復(fù)合焊接系統(tǒng)進(jìn)行焊接，試驗(yàn)材料為8 mm厚高氮奧氏體不銹鋼，其主要化學(xué)成分見表1，填充材料為φ1.2 mm的奧氏體不銹鋼焊絲。

表1 高氮鋼主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %

采用電弧在前、激光在后的旁軸復(fù)合形式進(jìn)行焊接，試件尺寸為8 mm×400 mm×100mm，坡口角度為30°，鈍邊為5 mm，對接間隙為0.5 mm。焊槍與激光束夾角為30°，熱源間距為3 mm，離焦量為-2 mm，焊接速度為0.8 m/min，電弧保護(hù)氣體為流量為18 L/min的5%CO2+95%Ar，焊絲伸出長度為 12 mm，A1～A4的激光功率為2.4 kW，A5～A8的電弧參數(shù)為220 A/24.8 V(電流I/電壓U)，其他主要參數(shù)見表2。

表2 主要試驗(yàn)參數(shù)

試驗(yàn)編號(hào)電弧參數(shù)I/U(A/V)線能量(J/cm)試驗(yàn)編號(hào)激光功率P(kW)線能量(J/cm)A1180/23.24932A51.65292A2200/24.05400A62.05592A3220/24.85892A72.45892A4240/25.66408A82.86192

利用數(shù)碼顯微鏡和Leica DM2700M型金相顯微鏡觀察接頭形貌與顯微組織，采用Instron 5982試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸測試，夏比V形缺口低溫沖擊(-40 ℃)則通過SANS ZBC2452試驗(yàn)機(jī)完成，同一試板選取2個(gè)試樣，測試后取其平均值。斷口觀察設(shè)備為日本電子株式會(huì)社(JEOL)生產(chǎn)的JSM-6510LA型掃描電子顯微鏡(SEM)。利用TCH-600氧氮?dú)浞治鰞x進(jìn)行焊縫氮含量測定。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 接頭組織與焊縫氮含量分析

2.1.1 典型接頭顯微組織分析

圖1所示為不同焊接電流時(shí)的接頭截面形貌，焊縫截面呈“高腳杯”狀，激光作用明顯，焊縫下部為典型的匙孔形焊縫形貌，各區(qū)域分布界限分明。

(a)A1,I=180 A (b)A2,I=200 A

(c)A3,I=220 A (d)A4,I=240 A

圖2所示為不同激光功率下的接頭截面形貌，焊縫截面仍呈“高腳杯”狀，當(dāng)激光功率為1.6 kW時(shí)，焊縫未熔透，隨著激光能量的增大不僅熔透而且焊縫形貌也發(fā)生了改變，“上肥下瘦”的特征漸強(qiáng)。

(a)A5,P=1.6 kW (b)A6,P=2.0 kW

(c)A7,P=2.4 kW (d)A8,P=2.8 kW

由圖1和圖2可知，試驗(yàn)中的工藝參數(shù)能夠獲得成形良好的焊接接頭，經(jīng)X射線探傷顯示，焊縫中存在少量的焊接氣孔，一般位于焊縫近熔合線附近，其中A8試板焊縫氣孔率最低，僅為0.14%。

焊縫是由母材和焊絲經(jīng)電弧與激光共同作用而熔化并發(fā)生冶金反應(yīng)，冷卻后形成的鑄態(tài)組織。由于熔化與凝固過程短暫，致使接頭成分、組織與性能呈非均勻性分布。圖3所示為典型接頭的微觀組織形貌。圖3a顯示，在熔合線處有大量柱狀晶生成，方向近似垂直于熔合線。在熔池結(jié)晶開始時(shí)，母材和熔池中金屬成分相同，它們的原子排列及晶格等基本一致，以熔池壁上晶粒為基底極利于晶核形成，焊縫區(qū)組織沿著熱擴(kuò)散快的方向生長，具有定向快速凝固特征[15]，當(dāng)長大趨向與散熱方向不一致時(shí)晶粒將停止生長，新晶粒與原來長成的晶粒會(huì)有夾角出現(xiàn)，垂直于熔池邊界方向上的溫度梯度較大，晶粒散熱速度最快，因此，以柱狀晶形式向熔池中心長大，形成聯(lián)生結(jié)晶，這種粗大的組織將會(huì)嚴(yán)重增大其脆性。但在焊接過程中，熔池在熱循環(huán)的作用下溫度梯度變化不同，各晶粒長大趨勢和方向也不盡相同，當(dāng)晶粒長大方向與散熱方向一致時(shí)，最有利于晶粒長大并有可能長至熔池中心，形成較粗大的柱狀晶，如圖3b所示。激光作用使焊縫下部熔池較小，而其冷卻速度快，不利于等軸晶的生長，致使焊縫中心的等軸晶并不明顯；溫度梯度隨著激光束的移動(dòng)而變化，晶體生長方向沿著激光作用的方向均勻生長，且方向與焊接方向一致。

(a)焊縫近熔合線組織形貌(b)焊縫中心組織形貌

圖4所示為不同工藝參數(shù)下焊縫區(qū)微觀組織形貌。從圖4中可知，焊縫組織均由奧氏體和δ鐵素體組成，這與高氮鋼的凝固模式有關(guān)[1,16]。當(dāng)焊接能量較小時(shí)，有少量“樹枝狀”δ鐵素體生成，如圖4a所示，熔池凝固速度較快，能夠抑制氮的析出行為，使得奧氏體具有良好的穩(wěn)定狀態(tài)，但不利于δ鐵素體生長，并且其生長時(shí)間很短，因此其晶軸較小且分布不均勻。隨著激光功率和焊接電流的增大，熔池冷卻速度較緩慢，析出的δ鐵素體越來越多，焊縫有明顯的“樹枝狀”δ鐵素體生成，并沿著一定的方向生長呈輻射狀，構(gòu)成“樹枝狀”δ鐵素體束，各束間成一定的夾角，并且一次晶軸變長，二次晶軸密集地分布在一次晶軸兩側(cè)，如圖4b所示，“樹枝狀”鐵素體的大小與焊接能量對熔池的作用程度有關(guān)。

(a)A2焊縫組織 (b)A8焊縫組織

2.1.2 焊縫氮含量分析

高氮鋼能否得到廣泛應(yīng)用在一定程度上取決于其焊后焊縫的性能。采用熔化焊方法焊接時(shí)，氮?dú)饪椎男纬?、氣液界面處的氮溢出與氮化物的析出都會(huì)造成焊縫的氮損失，焊縫固溶氮含量的減少將直接造成接頭性能下降。因此，降低焊接熔池氮的逸出速率，抑制氮?dú)饪缀偷锏男纬桑瑴p少焊縫中的氮損失十分重要。影響焊縫氮含量的因素較多，而調(diào)控焊接熱輸入是獲得合適焊縫氮含量的重要手段。

圖5為線能量與焊縫氮含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)關(guān)系曲線。從圖5中可知，當(dāng)電弧參數(shù)變化引起線能量增大時(shí)，焊縫的含氮量呈遞減趨勢，電弧參數(shù)為180 A/23.2 V(A1)時(shí)，焊縫氮含量達(dá)到0.49%，而電弧參數(shù)增至200 A/24 V(A2)以后，焊縫氮含量趨于平穩(wěn)，其主要原因?yàn)殡娏鳛?80 A時(shí)，電弧熔滴的過渡模式為大滴或短路過渡，熔滴對焊接熔池的擾動(dòng)效應(yīng)較弱，使得熔池內(nèi)析出的氮不能夠充分逸出，或以氣泡形式滯留于焊縫內(nèi)，造成焊縫氮含量較高。而當(dāng)電流達(dá)到200 A后，電弧熔滴以射流過渡為主，熔滴對液態(tài)金屬的擾動(dòng)效應(yīng)加強(qiáng)，加速了熔池內(nèi)析出氮的外逸，且熔池液態(tài)金屬中氮的溶解近于飽和，即使焊接電流增大，焊縫氮含量依然趨于恒定。

圖5 線能量與焊縫氮含量關(guān)系曲線

激光-電弧復(fù)合焊接中，激光匙孔對焊接過程的穩(wěn)定性和抑制氣孔方面有一定作用。從圖5中可以看到，隨激光功率的增大，焊縫氮含量呈降低趨勢，當(dāng)激光功率為1.6 kW(A5)時(shí)，盡管線能量高于A1略低于A2，但激光功率未達(dá)到形成穩(wěn)定匙孔的閾值，此時(shí)并不利于氣泡的逸出，而當(dāng)激光功率增至2.0 kW(A6)后，焊接過程中的匙孔維持在穩(wěn)定狀態(tài)，促進(jìn)氣泡逸出液態(tài)金屬的作用相當(dāng)，所以A6、A7、A8的焊縫氮含量與A2、A3、A4焊縫氮含量接近。激光功率為2.8 kW(A8)時(shí)，激光匙孔在試板背面處于開口狀態(tài)，有利于氣泡外逸，也會(huì)改善液態(tài)金屬的流動(dòng)，促進(jìn)析出氮重新溶于母材熔化和向焊縫過渡的液態(tài)金屬中。此外，部分氮?dú)馀蓦S匙孔坍塌而留于焊縫內(nèi)，使其焊縫氮含量略有增大。

2.2 接頭拉伸強(qiáng)度分析

2.2.1 能量參數(shù)對拉伸強(qiáng)度影響

由圖6a可知，拉伸強(qiáng)度隨焊接電流的增大呈現(xiàn)先升后降的變化趨勢，當(dāng)焊接電流為200 A時(shí)，拉伸性能最好，而當(dāng)焊接電流為240 A時(shí)，拉伸性能最差。從圖6b可以看出，拉伸強(qiáng)度隨著激光功率的增大呈先降后升的變化趨勢，當(dāng)激光功率P=1.6 kW時(shí)，拉伸強(qiáng)度最高，而當(dāng)激光功率P=2.0 kW時(shí)，由于焊接氣孔較多致使拉伸強(qiáng)度降低。

能量參數(shù)不同時(shí)，焊接線能量也隨之變化，導(dǎo)致熔滴過渡模式、熔池液態(tài)金屬流動(dòng)狀態(tài)、熔池內(nèi)

(a)激光功率P=2.4 kW，焊接速度v=0.8 m/min時(shí)(b)焊接電流I=220 A，焊接速度v=0.8 m/min時(shí)

溫度分布梯度不同，進(jìn)而使得焊縫氮損失及組織成分均勻化程度、焊縫氣孔率差異較大，因此拉伸強(qiáng)度具有較大差異。

2.2.2 典型拉伸斷口分析

氮損失與焊縫區(qū)的氣孔缺陷致使斷裂位置均發(fā)生在焊縫區(qū)，選擇典型拉伸斷口進(jìn)行分析。圖7所示為典型的拉伸斷口形貌，斷口處均有較明顯的韌窩，為典型的韌性斷裂。A2-1與A8-1相比，斷口韌窩較淺，斷口中存在小微孔，有裂紋縫隙產(chǎn)生，韌窩有一定的方向性，撕裂棱較低，這是由于裂紋源先于焊縫缺陷(如氣孔)處產(chǎn)生再向四周擴(kuò)展。隨著載荷的逐漸增大，缺陷處先斷裂使得無缺陷區(qū)域受力不均，因此無缺陷處金屬內(nèi)部形成的大量顯微空洞還來不及長大就已經(jīng)被撕裂開，從而無缺陷區(qū)域發(fā)生了較小的塑性變形，形成了較淺且具有明顯方向性的韌窩。而A8-1中韌窩大小均勻，大韌窩中包含小韌窩，撕裂棱較高，表明焊縫區(qū)無顯著缺陷，拉伸過程中焊縫區(qū)承受的拉力均勻，塑性變形較大，使其斷裂消耗的能量較高。此外，A8與A2相比，焊接熱輸入較大，延長了熔池中液態(tài)金屬的停留時(shí)間，使熔池中氣體有較充足的時(shí)間逸出，焊縫中氣孔缺陷也較少，因此其拉伸強(qiáng)度也較高。

(a)A2-1 拉伸斷口形貌(b)A8-1 拉伸斷口形貌

2.3 接頭沖擊性能分析

2.3.1 能量參數(shù)對焊縫沖擊性能影響

圖8為焊縫沖擊功隨能量參數(shù)變化的曲線，由圖8a可知，隨著焊接電流的增大，焊縫沖擊功呈現(xiàn)出先變大后逐漸降低的變化趨勢，當(dāng)焊接電流為200 A時(shí)，焊縫平均沖擊功最大為47.6 J。這是由于焊接電流過低或過高都會(huì)對電弧與激光的耦合產(chǎn)生影響，二者的共同作用直接影響熔池的流動(dòng)及凝固速度，進(jìn)而影響焊縫組織形成及生長，同時(shí)也會(huì)對焊縫氣孔產(chǎn)生影響，在本質(zhì)上影響焊縫的沖擊功。隨著激光功率的增大，焊縫的平均沖擊功波動(dòng)不大，說明當(dāng)電流I=220 A時(shí)，激光功率的變化對焊縫的沖擊功影響較小，如圖8b所示。

(a)激光功率P=2.4 kW，焊接速度v=0.8 m/min時(shí)(b)焊接電流I=220 A，焊接速度v=0.8 m/min時(shí)

2.3.2 能量參數(shù)對熔合線沖擊性能影響

由圖9a可知，熔合線沖擊功隨著電流的增大呈現(xiàn)先降低后升高的變化趨勢。當(dāng)焊接電流為180A時(shí)，平均沖擊功最大，其值達(dá)到62.85 J，當(dāng)焊接電流為220 A時(shí)，平均沖擊功最小，其值為44.55 J。但熔合線沖擊功隨激光功率的加大急劇上升后略降，整體呈現(xiàn)出升高的變化趨勢，如圖9b所示，當(dāng)激光功率為2.0 kW時(shí)，熔合線平均沖擊功最大，其值達(dá)到55.75 J。

(a)激光功率P=2.4 kW，焊接速度v=0.8 m/min時(shí)(b)焊接電流I=220 A，焊接速度v=0.8 m/min時(shí)

(a)A3 (b)A5

采用激光-電弧復(fù)合熱源焊接高氮鋼，在熔合線附近均出現(xiàn)不同程度的微孔，這些微缺陷對焊接接頭的力學(xué)性能產(chǎn)生重要影響。圖10所示為A3和A5熔合線附近的顯微形貌，從圖10中可以看到，熔合線附近的微孔較多，且A3熔合線附近有較大的柱狀晶向熔池中心生長，晶粒粗大。但A5熔合線附近枝晶細(xì)小，微孔數(shù)目較多，是其沖擊功低的主要原因。

2.3.3 典型沖擊斷口分析

選取焊縫和熔合線沖擊試樣中的典型斷口，然后采用掃描電鏡對其進(jìn)行觀察分析。圖11所示為焊縫沖擊斷口形貌，從圖中可以看到，A2-1斷口中有明顯的韌窩，為韌性斷裂，但韌窩較淺，大小均勻，撕裂棱較小。由于材料的內(nèi)頸縮較難發(fā)生，所以生成較多的顯微空洞或通過剪切斷裂而連接，導(dǎo)致韌窩小而淺。

(a)A2-1沖擊斷口形貌(b)A8-4沖擊斷口形貌

與A2-1比較，A8-4斷口中韌窩平均直徑和深度都較大，大韌窩周圍布滿小韌窩，韌窩中有第二相粒子出現(xiàn)，由較大尺寸的夾雜物或第二相粒子作為韌窩而形核形成顯微空穴，當(dāng)顯微空穴長大到一定尺寸后，較小的夾雜物或第二相粒子將形成顯微空穴并逐漸長大，與先前形成的顯微空穴在長大過程中發(fā)生連接，產(chǎn)生了大小不一的韌窩形貌。因此，其斷裂需要消耗的沖擊功較大，沖擊韌性優(yōu)良。

2.4 典型接頭顯微硬度分析

焊接接頭的顯微硬度可以間接反映其力學(xué)性能，顯微硬度主要由晶粒度和組織決定。圖12所示為A3焊縫的顯微硬度，分別為距母材上表面2、4、6 mm處從焊縫左側(cè)母材到焊縫右側(cè)母材的顯微硬度，測量間距為0.2 mm。從圖12中可以看到，焊縫區(qū)的顯微硬度集中于280～320 MPa，而母材的顯微硬度約為450 MPa，因?yàn)閺?fù)合焊接時(shí)采用的奧氏體焊絲硬度較低，致使焊縫區(qū)顯微硬度低于母材顯微硬度。

圖12 A8試樣顯微硬度曲線

從圖12可知，靠近母材上表面的焊縫寬度較寬，而遠(yuǎn)離母材上表面的熱影響區(qū)則較窄，因?yàn)樗幱诤缚p下部，具有顯著的激光作用特征。近焊縫的熱影響區(qū)由于經(jīng)歷了溫度相對較高的熱過程，使得晶粒尺寸較大，導(dǎo)致顯微硬度下降。遠(yuǎn)離焊縫區(qū)，因焊接熱作用的減弱，晶粒長大受到抑制，顯微硬度逐漸增大。圖12中三條顯微硬度曲線變化趨勢基本一致，焊縫區(qū)顯微硬度最低，所以拉伸測試均斷裂于焊縫區(qū)。

3 結(jié)論

(1)焊縫主要為奧氏體組織，焊接熱輸入較小時(shí)，有少量“樹枝狀”δ鐵素體生成，隨著熱輸入的增大，焊縫中析出的δ鐵素體越來越多，構(gòu)成“樹枝狀”δ鐵素體束。

(2)當(dāng)電流達(dá)到200 A后，熔池液態(tài)金屬中氮的溶解近于飽和，即使焊接電流增大，焊縫氮含量依然趨于恒定；而當(dāng)激光功率增至2.0 kW后，焊接過程中的匙孔維持在穩(wěn)定狀態(tài)，焊縫氮含量也近于恒定。

(3)拉伸斷裂位置均在焊縫區(qū)，當(dāng)焊接電流為200 A時(shí)，平均拉伸強(qiáng)度可達(dá)967.58 MPa；當(dāng)激光功率為1.6 kW時(shí)，平均拉伸強(qiáng)度可達(dá)962.88 MPa。

(4)焊縫沖擊功隨激光功率的增大呈先降低后升高的變化趨勢，但隨電流的增大其變化趨勢相反；熔合線的沖擊功隨著焊接參數(shù)的變化，呈現(xiàn)出相同的變化趨勢，焊縫和熔合線的最大平均沖擊功分別為47.60 J和62.85 J。

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(編輯 王艷麗)

2017年全國失效分析學(xué)術(shù)會(huì)議第一輪通知

2017年全國失效分析學(xué)術(shù)會(huì)議將于2017年9月召開。本次會(huì)議由中國機(jī)械工程學(xué)會(huì)理化檢驗(yàn)分會(huì)與失效分析分會(huì)聯(lián)合主辦，是我國失效分析行業(yè)的又一次聚會(huì)和高水平、高信息容量的學(xué)術(shù)交流。會(huì)議特邀失效分析領(lǐng)域的著名院士、學(xué)者專家等作大會(huì)報(bào)告，總結(jié)失效分析與預(yù)防方面的研究成果，交流失效分析的經(jīng)驗(yàn)和技術(shù)，探討失效分析學(xué)科發(fā)展戰(zhàn)略。竭誠歡迎從事失效分析與理化檢測行業(yè)的專家、科技人員、高校師生和企業(yè)界人士參加會(huì)議。會(huì)議期間將組織失效分析與理化檢測樣本展示會(huì)，開展專家咨詢活動(dòng)，為企業(yè)、廠商和工程技術(shù)人員提供更廣泛的交流平臺(tái)。

本次會(huì)議面向全國征文，歡迎踴躍投稿！征文范圍如下：失效分析原理與方法；失效分析中的理化檢驗(yàn)技術(shù)；典型失效案例解析；失效分析與安全，風(fēng)險(xiǎn)評(píng)估與管理；失效與設(shè)計(jì)，材料和工藝，服役環(huán)境相關(guān)的分析；失效分析預(yù)防預(yù)測技術(shù)；特種材料和裝置失效分析與預(yù)防；其他相關(guān)失效分析與預(yù)防技術(shù)。

會(huì)議論文集以2017年《機(jī)械工程材料》增刊形式正式出版，凡未經(jīng)正式刊物發(fā)表，與失效分析與理化檢測領(lǐng)域相關(guān)的研究成果、學(xué)術(shù)和技術(shù)論文、分析經(jīng)驗(yàn)及建議等均可投稿。會(huì)議征文可用電子郵件投稿，投稿時(shí)主題中必須注明“2017年全國失效分析學(xué)術(shù)會(huì)議投稿”字樣，同時(shí)通知會(huì)議秘書處。提交的論文須按照《機(jī)械工程材料》的格式編排。

提交論文全文截止日期：2017年5月30日。 論文投稿聯(lián)系人：梅 壇 E-mail:mei0209336@126.com 電話：13774287925，021-65556775-251

(工作總部)

Study on Welded Joint Microstructure and Mechanics Properties of High Nitrogen Steels for Laser-arc Hybrid Welding

Wang Lifeng1, 2Liu Fengde1Liu Shuangyu1Zhang Hong1Liu Weina1Tian Miaolei1,3

1.Changchun University of Science and Technology,Changchun，1300222.Changchun UP Optotech Co., Ltd.，Changchun，1300333.Great Wall Motor Co., Ltd.,Baoding,Hebei,071082

Heat input had a significant effect on microstructure and mechanics properties of welded joint. The joint microstructure, weld nitrogen content, tensile and impacted properties and the micro hardness of joint were studied by laser-arc hybrid welding while the arc and laser energy were different. The results show that the weld microstructure is made up of austenite and a small amount of δ ferrite. The delta ferrite deposited from weld is increased by the increasing heat input. After the current reaches 200 A, the dissolution of nitrogen in liquid metal molten pool is close to saturation; and even if the welding current is added, the weld nitrogen content still tends to be constant. When the laser power is increased to 2.0 kW, keyhole remains at a stable state in the welding processes, and weld nitrogen content is approximate to constant. Tensile fracture location is in the weld zone. When the welding current is as 200 A, the highest average tensile strength reaches 967.58 MPa. When laser power is as 1.6 kW, the average tensile strength may reach 962.88 MPa. The weld impact energy shows a first decrease and then increase with increasing laser power, but the variation tendency is opposite along with increasing current. The variation tendency of impact energy of the weld fusion line is the same as that of the weld zone and changes with the welding parameters. The highest average impact energy of the weld and the weld fusion line are as 47.60 J and 62.85 J separately. All tensile and impacted fracture mode is of ductile fracture. The micro hardness of weld area is lowest so that the fracture area of tensile test is located at the weld zone.

laser-arc hybrid welding; high nitrogen steel; microstructure; mechanics property

2016-03-16

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51305044)

TG456.7

10.3969/j.issn.1004-132X.2016.24.020

王力鋒，男，1968年生。長春理工大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院博士研究生，長春奧普光電技術(shù)股份有限公司副總經(jīng)理。主要研究方向?yàn)榧す?電弧復(fù)合焊接技術(shù)。發(fā)表論文10余篇。劉鳳德(通信作者)，男，1978年生。長春理工大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院講師、博士。劉雙宇，男，1978年生。長春理工大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院副教授。張 宏，男，1968年生。長春理工大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院教授、博士研究生導(dǎo)師。劉薇娜，女，1956年生。長春理工大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院教授、博士研究生導(dǎo)師。田淼磊，男，1988年生。長春理工大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院碩士，長城汽車股份有限公司內(nèi)外飾研究院工程師。