304不銹鋼TIG焊接工藝及數(shù)值模擬

趙先銳 左敦穩(wěn) 張強(qiáng)勇 劉桂香 杜訓(xùn)柏

摘要：采用TIG焊對(duì)304不銹鋼進(jìn)行平板焊接試驗(yàn)，并從微觀組織、力學(xué)性能方面對(duì)試驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行分析，選出最佳工藝參數(shù)為：焊接電流310 A、焊接速度13 mm/s。通過金相組織表征、X射線熒光衍射和電子背散射衍射等分析方法得出焊接接頭的焊縫組織奧氏體和鐵素體組成。采用大型通用有限元模擬軟件Abaqus，選用雙橢球熱源模型對(duì)TIG焊接過程進(jìn)行模擬。將模擬獲得的焊縫截面形貌與試驗(yàn)獲得的焊縫截面形貌進(jìn)行對(duì)比，并根據(jù)對(duì)比結(jié)果優(yōu)化模擬模型，為實(shí)現(xiàn)工藝參數(shù)優(yōu)化提供參考。

關(guān)鍵詞：304不銹鋼;TIG焊接;溫度場(chǎng);數(shù)值模擬

中圖分類號(hào)：TG457.11 ? ? ?文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A ? ? ? ? 文章編號(hào)：1001-2003（2021）05-0049-07

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.05.09

0 ? ?前言

304奧氏體不銹鋼因具有優(yōu)良的高溫力學(xué)性能和高溫抗氧化性能，焊接性能良好，廣泛應(yīng)用于工業(yè)領(lǐng)域[1]。在工業(yè)生產(chǎn)中經(jīng)常采用鎢極氬弧焊（TIG）焊接不銹鋼，自動(dòng)鎢極氬弧焊具有高效、優(yōu)質(zhì)、成形美觀等優(yōu)點(diǎn)，適用于薄板自熔焊接[2]。

針對(duì)304不銹鋼TIG焊接，國(guó)內(nèi)外研究者做了大量的研究工作。王麗[3]在進(jìn)行304不銹鋼焊接時(shí)對(duì)比了涂敷和未涂敷活性焊劑，結(jié)果表明在涂敷活性焊劑時(shí)候焊縫熔寬顯著增加，熔深有所減少。郭富永[4]結(jié)合304不銹鋼焊接特點(diǎn)進(jìn)行了手工鎢極氬弧焊的評(píng)定性試驗(yàn)，結(jié)果表明在合適的工藝參數(shù)下，焊接接頭宏觀檢查未發(fā)現(xiàn)焊接缺陷、力學(xué)性能滿足要求、耐晶間腐蝕能力強(qiáng)、鐵素體含量穩(wěn)定，評(píng)定結(jié)果合格，可用于實(shí)際生產(chǎn)。高翔宇[5]針對(duì)工藝參數(shù)對(duì)TIG焊接溫度場(chǎng)的影響規(guī)律進(jìn)行了有限元模擬研究，結(jié)果表明焊接電流對(duì)焊接熱循環(huán)的峰值溫度影響顯著。方逸塵[6]研究了焊接速度對(duì)304奧氏體不銹鋼薄板焊接接頭組織性能的影響，結(jié)果表明焊接接頭組織均由奧氏體和鐵素體組成，焊接速度增大的同時(shí)，焊縫區(qū)鐵素體含量增大。

文中采用Abaqus數(shù)值模擬軟件，選用雙橢球熱源模型，分析了304奧氏體不銹鋼焊接中溫度場(chǎng)分布情況[7]，并將實(shí)際試驗(yàn)結(jié)果與模擬結(jié)果進(jìn)行對(duì)比分析，反復(fù)修正熱源模型參數(shù)，保證實(shí)際與模擬的焊縫形貌的匹配度良好，為進(jìn)一步研究奧氏體不銹鋼焊接性能積累基礎(chǔ)科學(xué)數(shù)據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及焊接方法

304不銹鋼試驗(yàn)板材規(guī)格為：100 mm×100 mm

×3 mm （長(zhǎng)×寬×厚）。焊接接頭形式為平板對(duì)接，焊接前不開破口。焊前通過直讀光譜儀測(cè)定304不銹鋼母材的元素含量，結(jié)果如表1所示。其中Cr、Ni含量比符合18-8型304奧氏體不銹鋼的要求。

試驗(yàn)選用奧太熱絲TIG焊機(jī)，型號(hào)WSM-400R，其主要性能參數(shù)如表2所示。焊接試驗(yàn)選取不填絲的方法，即TIG自熔焊接。

針對(duì)焊接電流和焊接速度采用控制變量的方法進(jìn)行試驗(yàn)，工藝參數(shù)變化規(guī)律如表3所示。焊接電流分別為290 A、300 A、310 A、320 A。在實(shí)際試驗(yàn)中，當(dāng)焊接速度低于10 mm/s時(shí)，熱源停留時(shí)間長(zhǎng)，試板極易焊穿;焊接速度大于16 mm/s時(shí)，由于熱輸入不足，焊接板材易出現(xiàn)未焊透現(xiàn)象。因此結(jié)合華威自動(dòng)小車檔位設(shè)置規(guī)范，本次試驗(yàn)焊接速度為10 mm/s、13 mm/s、16 mm/s。TIG焊接焊件與鎢電極尖端的距離設(shè)定為4 mm，正面保護(hù)氣體為氬氣純度99.99%，氣體流量15 L/min。

2 焊接接頭微觀組織及力學(xué)性能分析

2.1 焊接接頭微觀組織分析

軋制奧氏體不銹鋼微觀組織如圖1a所示，可以明顯看出沿著軋制方向排列著少量高溫殘留鐵素體（δ鐵素體），δ鐵素體是由于凝固和熱-機(jī)械加工時(shí)鐵素體主要生成元素（鉻）發(fā)生偏聚而產(chǎn)生的，呈條狀，其體積分?jǐn)?shù)較低（一般少于2%～3%）。

根據(jù)Fe-Cr-Ni系w（Fe）=70%的偽二元相圖可知，奧氏體不銹鋼焊接完成后焊縫的室溫微觀組織取決于凝固行為和隨后的固態(tài)相變，熔池金屬凝固析出的初始相是奧氏體或鐵素體，合金成分18Cr-12Ni是這兩種凝固初始析出相的分界線。同時(shí)結(jié)合本試驗(yàn)材料的Cr/Ni含量的比值20/8，高于18/12，可見奧氏體不銹鋼凝固初始相為鐵素體，凝固終了前由包共晶反應(yīng)生成奧氏體，即凝固模式為FA。由于Fe-Cr-Ni三元素中w（Fe）=70%的偽二元相圖中奧氏體和鐵素體的固溶線都有一個(gè)向右的彎曲度，因此在最終冷卻至室溫時(shí)，將呈現(xiàn)出奧氏體和鐵素體的混合組織，焊縫中心主要有等軸的奧氏體基體和部分樹枝狀的δ鐵素體組成（見圖1b）。在平衡凝固條件下，304不銹鋼的組織主要由奧氏體（γ-Fe）組成。然而，在非平衡快速凝固條件下，較高的冷卻速度會(huì)導(dǎo)致δ鐵素體→γ奧氏體轉(zhuǎn)變不完全，一些亞穩(wěn)態(tài)δ-Fe不可避免地會(huì)保留下來[8-9]。因此，本研究對(duì)于焊接過程中溫度場(chǎng)分布規(guī)律的后續(xù)研究極具價(jià)值。

在熔合線附近存在細(xì)小的柱狀樹枝晶區(qū)域（見圖1c），且柱狀晶沿著垂直于熔合線的方向生長(zhǎng)，這是因?yàn)楹缚p熔合線附近材料由于母材的冷卻作用，溫度梯度較大，此時(shí)依附于熔合區(qū)母材表面形成的晶核會(huì)優(yōu)先沿著最大溫度梯度方向生長(zhǎng)，形成柱狀晶。相比于母材，熱影響區(qū)的晶粒并未出現(xiàn)明顯的晶粒粗化現(xiàn)象，這是因?yàn)楹附铀俣瓤?，且只在焊縫局部區(qū)域加熱，母材受到的熱作用較小，因此熱影響區(qū)的晶粒并未發(fā)生明顯的長(zhǎng)大。

焊接接頭低倍、高倍斷口形貌如圖2所示。從低倍斷口形貌可以觀察到焊接接頭表面滑移和頸縮區(qū)，這是“ 杯錐型 ”斷裂的典型特征，如圖2a黑色圈所示。通過高倍斷口形貌對(duì)不同微區(qū)進(jìn)行詳細(xì)研究，以進(jìn)一步確定斷裂的性質(zhì)，焊接粗韌窩周圍有尺寸較小的韌窩，如圖2b所示，此斷裂類型為韌性斷裂。

2.2 焊接接頭物相分析

2.2.1 焊縫區(qū)域XRD分析

由于鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變是一個(gè)擴(kuò)散控制過程，而焊接過程中的快速冷卻不能提供足夠的時(shí)間來完成相變。因此，不完全轉(zhuǎn)變導(dǎo)致骨架δ-Fe樹枝晶在奧氏體基體中保留。

在本次X射線熒光衍射試驗(yàn)中，掃描角度范圍30°～105°，掃描速度3 °/min。TIG焊焊接接頭的XRD分析結(jié)果如圖3所示，發(fā)現(xiàn)了δ-Fe相和γ-Fe相。TIG焊焊接接頭的γ（200）衍射峰波峰強(qiáng)度最高。

2.2.2 焊接接頭EDS分析

對(duì)TIG焊接接頭焊縫組織中析出相進(jìn)行EDS成分測(cè)試，以推斷焊縫物相組成。焊縫中心處EDS點(diǎn)成分測(cè)試部位如圖4所示，可以看出，在TIG焊接接頭的焊縫中心，隨著高溫δ鐵素體→γ奧氏體轉(zhuǎn)變的進(jìn)行，殘余鐵素體中的Cr等鐵素體形成元素不斷富集，Ni等奧氏體形成元素不斷貧化，隨著焊縫金屬的冷卻，當(dāng)處于鐵素體擴(kuò)散受到限制的較低溫度時(shí)，相變受到遏制，轉(zhuǎn)變過程逐漸穩(wěn)定，最終呈現(xiàn)蠕蟲狀（骨架狀）鐵素體，此凝固模式為標(biāo)準(zhǔn)的FA模式。

焊縫中心處析出相EDS測(cè)試點(diǎn)主要元素含量如表4所示。由SEM圖片和EDS測(cè)試結(jié)果可以看出，304不銹鋼TIG奧氏體基體中析出相為高Cr、低Ni的Fe-Cr金屬間化合物，稱為σ相，σ相性硬而脆，其硬度可達(dá)68 HRC。σ相的析出導(dǎo)致焊縫的沖擊韌度急劇下降，該現(xiàn)象稱為“ σ相脆化 ”。通常認(rèn)為，σ相是由鐵素體演變而來，當(dāng)鋼中鐵素體的體積分?jǐn)?shù)超過5%時(shí)，很快就會(huì)形成σ相。因此，為了防止高溫下工作的不銹鋼出現(xiàn)σ相，必須控制鐵素體含量。為了消除已經(jīng)生成的σ相，恢復(fù)焊接接頭韌度，可以將焊接接頭加熱到1 000～1 050 ℃后快速冷卻。

2.3 不同焊接參數(shù)拉伸性能分析

按照GB/T-2651規(guī)定制備焊接接頭拉伸試樣。拉伸試驗(yàn)在電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行，試驗(yàn)拉伸速率為5 mm/min，獲取焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和延伸率，斷裂位置均為焊縫中心。

不同參數(shù)下試樣拉伸性能結(jié)果如表5所示。由表5可知，當(dāng)焊接電流為310 A、焊接速度為13 mm/s時(shí)，拉伸力達(dá)到最大值25.49 kN，拉伸試樣抗拉強(qiáng)度為629.38 MPa，達(dá)到母材抗拉強(qiáng)度的88.98%。此時(shí)延伸率達(dá)到47.50%。當(dāng)焊接速度為10 mm/s時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度急劇下降。這是因?yàn)樵诤附与娏飨嗤那疤嵯拢附铀俣嚷?，則焊接接頭的熱輸入大，高溫停留時(shí)間長(zhǎng)，接頭內(nèi)部的晶粒有足夠的熱量長(zhǎng)大，抵抗變形的能力變差，從而導(dǎo)致接頭抗拉強(qiáng)度急劇下降。

如圖5a所示，控制焊接速度13 mm/s不變，試樣的峰值應(yīng)力隨著焊接電流的增大呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)，在310 A時(shí)峰值應(yīng)力、抗拉強(qiáng)度達(dá)到峰值。同理，如圖5b所示，控制焊接電流不變，改變焊接速度，在13 mm/s時(shí)峰值應(yīng)力、抗拉強(qiáng)度達(dá)到峰值。

2.4 不同焊接參數(shù)顯微硬度分析

制取金相試樣后，從焊縫中心到兩側(cè)取30個(gè)測(cè)試點(diǎn)，且測(cè)試點(diǎn)沿焊縫中心點(diǎn)對(duì)稱分布，測(cè)試區(qū)域包括焊縫中心、熔合線、熱影響區(qū)及母材區(qū)域。

不同焊接參數(shù)下焊接接頭顯微硬度分布如圖6所示。圖6a為控制焊接速度13 mm/s不變，焊接電流選取290 A和310 A，圖6b為控制焊接電流310 A不變，焊接速度選取13 mm/s和16 mm/s。對(duì)比發(fā)現(xiàn)，整體上焊縫區(qū)域顯微硬度低于母材區(qū)域，當(dāng)焊接熱輸入較大時(shí)焊縫區(qū)域受到焊接熱循環(huán)作用，可能會(huì)發(fā)生一定程度的晶粒增大，硬度略有降低。

3 焊接溫度場(chǎng)數(shù)值模擬

3.1 基本熱傳導(dǎo)方程及熱源模型

304不銹鋼熱物性參數(shù)隨溫度的變化十分明顯，因此溫度變化對(duì)材料的力學(xué)性能有顯著影響，故對(duì)于焊接殘余應(yīng)力、焊接變形等研究必須建立在準(zhǔn)確的三維瞬態(tài)溫度場(chǎng)的基礎(chǔ)上[9]。

TIG焊接過程需要考慮厚度方向上熱量傳遞的過程，因此屬于三維瞬態(tài)熱傳導(dǎo)過程，依據(jù)能量守恒定理和傳熱學(xué)中經(jīng)典的傅里葉方程，在笛卡爾坐標(biāo)系中，考慮厚度方向能量傳遞，可以建立非線性的三維瞬時(shí)熱傳導(dǎo)方程為：

式中 ρ為材料密度（單位：kg/m3）;C為材料比熱容[單位：J/ （kg·K）];T為關(guān)于位置和時(shí)間的溫度分布函數(shù);Kx、Ky、Kz分別為材料沿x、y、z方向的熱傳導(dǎo)系數(shù)（單位：W/m2·K）;Q=Q （x，y，z，T）為物體內(nèi)部的熱流密度。上述參數(shù)除了時(shí)間t外都與溫度相關(guān)，對(duì)于一般焊接過程而言，焊接本身并不產(chǎn)生內(nèi)熱量，因此Q=0。

該偏微分方程式是傳熱理論最基本的公式，適用傳導(dǎo)問題的數(shù)學(xué)描述，如焊接、熱處理、鑄造等熱過程。然而實(shí)現(xiàn)焊接溫度場(chǎng)模擬僅僅運(yùn)用上述微分方程是不夠的，要結(jié)合實(shí)際工況中模型的初始條件和復(fù)雜的邊界條件加以求解[10]。

Goldak[11]提出了現(xiàn)階段應(yīng)用較為廣泛的雙橢球熱源模型，適合于模擬氣保焊等常見焊接方法。雙橢球模型是由兩個(gè)軸長(zhǎng)不同的橢球體的1/4組成的，其熱流密度函數(shù)也分為兩部分，分別由qf、qr表示，其中qf+qr=2，其值所占比例大小，根據(jù)經(jīng)驗(yàn)并對(duì)比實(shí)際試驗(yàn)結(jié)果反復(fù)修正所得。

式中 qf、qr為熱源前、后部分的熱流密度分布函數(shù);af、ar、bh、ch為雙橢球體熱源的形狀參數(shù);ff、fr為熱輸入，熱源前、后部分熱輸入的比重。

3.2 溫度場(chǎng)模擬過程

文中利用CAE軟件Abaqus對(duì)焊接過程進(jìn)行數(shù)值模擬，從創(chuàng)建物理模型開始，完成前處理操作之后提交計(jì)算。本次模擬試驗(yàn)參數(shù)選取TIG焊接試驗(yàn)最佳參數(shù)焊接電流310 A，焊接電壓為12 V，焊接速度13 mm/s，焊接熱效率0.7。將計(jì)算結(jié)果與實(shí)際試驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行對(duì)比分析，如焊縫輪廓是否匹配，溫度場(chǎng)分布是否趨近。反復(fù)修正模型以達(dá)到預(yù)期結(jié)果，模擬過程如圖7所示。

3.3 模擬焊縫橫截面與實(shí)際焊縫橫截面對(duì)比

焊接模擬穩(wěn)定狀態(tài)下的焊縫橫截面與實(shí)際拍攝的焊縫橫截面超景深圖片進(jìn)行對(duì)比，如圖8所示，忽略實(shí)際焊縫的下塌量，焊縫形貌基本相同，可以驗(yàn)證模擬中熔池形貌的正確性。

3.4 焊接不同時(shí)刻表面溫度場(chǎng)云圖

焊接過程中，焊接各時(shí)刻表面溫度場(chǎng)云圖如圖9所示。由圖9a可知，焊接前，焊件處于室溫狀態(tài)為20 ℃;當(dāng)熱源作用到焊件時(shí)，溫度急劇升高，如圖9b所示;隨著焊接過程的進(jìn)行，溫升區(qū)域逐漸擴(kuò)大，如圖9c所示;焊接結(jié)束后，隨著焊件向周圍散熱，溫度逐漸降低，如圖9d所示。

3.5 焊接不同時(shí)刻側(cè)面溫度場(chǎng)云圖

焊接過程中不同時(shí)刻焊縫縱截面溫度場(chǎng)模擬結(jié)果如圖10所示?？梢钥闯?，熔池的最高溫度區(qū)域都集中在電弧作用范圍內(nèi)，與熔池表面的溫度場(chǎng)分布相同，焊接過程中孔外的溫度場(chǎng)沿著焊接相反的方向擴(kuò)散，范圍不斷擴(kuò)大，且擴(kuò)散邊緣溫度場(chǎng)分布比靠近小孔中心稀疏得多，溫度梯度也小得多。

3.6 焊接穩(wěn)定時(shí)刻溫度場(chǎng)3D云圖

電弧作用到焊件瞬間，焊件溫度急劇升高，在極短時(shí)間內(nèi)達(dá)到基體金屬的熔點(diǎn)，焊縫區(qū)域的母材金屬達(dá)到完全熔融狀態(tài)。高溫區(qū)域主要集中在焊縫兩側(cè)2 mm范圍內(nèi)。

焊件上表面溫度分布如圖11所示，由圖11可知，在焊接開始階段，焊件受到激光熱源作用的范圍較小，其中心處溫度最高，可達(dá)2 000 ℃。焊縫區(qū)溫度處于不穩(wěn)定且持續(xù)升高的狀態(tài)。隨著激光熱源的移動(dòng)，材料受熱形成熔池范圍增大，分布形狀類似于橢球形，此時(shí)溫度云圖形狀近似準(zhǔn)穩(wěn)態(tài)。

4 結(jié)論

（1）通過TIG焊接獲取了無明顯缺陷的304不銹鋼全熔透焊接接頭，通過控制變量的方法截取最佳工藝參數(shù)下（焊接電流310 A，焊接速度13 mm/s）

焊接接頭的拉伸試樣，抗拉強(qiáng)度達(dá)到母材的88.98%，延伸率達(dá)到47.50%。

（2）TIG焊接接頭組織是奧氏體基體上分布著骨架狀、蠕蟲狀鐵素體組織，存在明顯的過渡帶和熱影響區(qū)。拉伸斷口形貌呈現(xiàn)“ 杯錐狀 ”，斷裂類型為韌性斷裂。

（3）雙橢球熱源模型的焊縫形貌與實(shí)際試驗(yàn)獲得的焊縫形貌吻合良好，進(jìn)一步驗(yàn)證了模型的可靠性，能較好地模擬304不銹鋼TIG焊接過程。焊接過程中相對(duì)于熱源中心位置，溫度場(chǎng)沿著焊接相反方向的擴(kuò)散區(qū)域越來越廣，且擴(kuò)散邊緣溫度場(chǎng)分布比靠近熱源中心稀疏得多，溫度梯度也小得多。

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