激光焊接工藝對低碳鋼焊接接頭組織性能影響分析

魯海龍

（吉林工業(yè)職業(yè)技術學院智能制造學院，吉林 吉林 132013）

1 引言

激光焊因具有能量集中、方向性好、加熱面積小等優(yōu)點而廣泛應用于精密零部件的加工。目前，用于焊接的激光器主要有兩種，分別為Nd:YAG 激光器和CO2激光器。

YAG 激光器波長為1.06 um，金屬對這種光的反射率較低，故對能量吸收較高。YAG 激光器的可輸出功率相對較小，單脈沖能量低，不易燒穿，而且焊接熱影響區(qū)較小，因此比較適用于對0～2 mm 薄件進行焊接。

CO2激光器波長為10.6 um，大部分金屬對這種光的反射率達到80%～90%，需要借助特別光鏡將光束聚焦成直徑為0.75～0.1 mm，因此大功率CO2激光器需要利用小孔效應來解決高反射問題[1]。由于使用特殊材料制作光學部件，CO2激光器的運行和維護消耗較大，而可輸出功率較大、光束質量高，使得CO2激光器可用于厚度較大工件的連續(xù)焊接，且生產效率較高。

2 試驗材料與試驗方法

2.1 試驗材料

低碳鋼廣泛應用于工業(yè)生產中，其強度、硬度一般會隨著碳含量的增加而逐漸升高，而塑性、韌性和焊接性則隨著碳含量增加而下降。本試驗采用Q235 材質，其特點是具有一定的強度且塑性、韌性與焊接性較好，將Q235 鋼加工成尺寸為60 mm×55 mm×2 mm 鋼板，化學成分見表1。

表1 Q235鋼的化學成分

母材的原始組織為鐵素體+珠光體，放大250 倍后，在金相顯微鏡下觀察到的顯微組織如圖1所示。

圖1 母材放大250倍的顯微組織（14 μm）

2.2 試驗方法

將規(guī)格為60 mm×55 mm×2 mm 的Q235鋼板焊接試件，在激光輸出功率800 W 和離焦量為零的情況下，分別采用0.2～2.2 mm/s 的不同激光焊接速度，從焊件左側向右側對試件進行焊接工藝試驗，并保證激光束與焊件表面垂直、無傾角。

焊后通過金相顯微鏡觀察焊縫與熱影響區(qū)，對照顯微組織照片，按照比例尺測量、計算不同焊接速度下的焊縫熔深及熔寬，從而建立熔深、熔寬與焊接速度之間的函數關系，同時對焊接接頭進行顯微組織觀察與分析。

3 試驗結果及分析

3.1 深寬比的函數建立

焊接試驗時，設定功率為800 W，光束直徑23 mm，激光器輸出以基模為主。輸出激光先經反射鏡轉折，再經砷化鎵透鏡聚焦，聚焦后的激光束掃描焊接接頭，圖2為6 種不同激光焊接速度下的焊縫試樣金相組織圖。

圖2 不同激光焊接速度下焊縫試樣的金相組織

根據標尺計算圖2中各試樣的熔深和熔寬，可得如表2所示的數據。

表2 不同激光焊接速度下單面焊接的工藝參數及結果

由表2數據可知，在800 W激光功率時，即能進行基于小孔效應的深熔焊接.當焊接速度為1.4 mm/s 時，激光單面焊接的焊透深度即達1 mm；若采用激光雙面焊接，可完全焊透。

3.2 熔合機理分析

在一定功率和一定離焦量下，以焊接速度為橫坐標，熔深、熔寬以及深寬比為縱坐標，可以得出熔深和熔寬以及深寬比隨焊接速度的變化規(guī)律，即建立焊接速度與深寬比函數關系，如圖3所示。

圖3 熔深、熔寬及深寬比隨焊接速度的變化規(guī)律

從圖3中可以看出，當深熔焊時，焊接速度對熔深和熔寬的影響較大，熔深和熔寬幾乎與焊接速度成反比。根據試驗發(fā)現，當材料不變、功率為固定值時，為保證焊接質量，存在一個允許的最大和最小焊接速度（即焊接速度范圍）。由于焊接速度范圍隨板厚的增加而減小，在此范圍以外則不能進行深熔焊。過高的焊接速度會導致焊不透，過低的焊接速度則會使造成材料過度熔化、燒傷和焊穿[2]。因此，確定焊速的上限是為了防止金屬未焊透和自淬速度過快而導致的不能流動和熔合，否則熔化金屬會趨向于沿著被焊工件頂端形成焊珠。當焊接速度下降時，過量的熱傳導會造成焊道向兩側擴展，熱影響區(qū)擴大，而吸收過多的熱量還會引起材料局部蒸發(fā)損失。

在材料成分與厚度一定且功率一定時，為保證焊接質量，存在一個所允許的最大和最小焊接速度。同時，通過對不同激光焊接速度下Q235鋼焊接顯微組織熔深以及熔寬的計算對比分析，可獲得在特定激光功率和離焦量的情況下的最佳激光焊接工藝參數，如表2所示。

表2 激光焊接最佳工藝參數

表2中試驗數據結果顯示，當激光焊接功率為800 W、焊接速度為1.0 mm/s、離焦量為零時，單面焊接可獲得的最大熔深為1.3 mm，雙面焊則為1.4 mm。

3.3 金相試驗結果與分析

焊接過程中焊接金屬受熱不均勻，不僅焊接母材上各點所經歷的焊接熱循環(huán)不同，焊接接頭各部分獲得的組織也不同，這就導致接頭性能存在差異，因此不均勻性是焊接接頭的基本特征。

3.3.1 不同焊接速度下焊接熱影響區(qū)組織

圖4（a）—（e）為激光焊接速度0.2 mm/s 下，試樣1 不同區(qū)域放大250 倍后的顯微組織。在圖4（a）中，左側白亮區(qū)為母材，其組織為鐵素體+珠光體；右側則為熱影響區(qū)。圖4（b）為熔合區(qū)組織，即焊縫與母材相臨的部位，又稱為半熔化區(qū)，該區(qū)的微觀行為十分復雜，焊縫與母材的結合不規(guī)則，形成了參差不齊的分界面。在圖4（c）中，左側為焊縫柱狀晶區(qū)，其組織為馬氏體和少量沿晶界分布的珠光體；右側為正火區(qū)，其中細小網狀鐵素體和珠光體均勻分布。圖4（d）為過熱區(qū)，奧氏體晶粒有嚴重的長大現象，同時粗片先共析鐵素體沿晶析出，晶內為魏氏組織。圖4（e）為過熱區(qū)，其中出現了典型的魏氏組織，粗大的沿晶分布了先共析鐵素體與魏氏組織、鐵素體以及珠光體（黑色區(qū)）。

圖4 焊縫試樣1放大250倍的顯微組織

圖5（a）—（c）為激光焊接速度0.6 mm/s 下，試樣2 不同區(qū)域放大250 倍后的顯微組織。圖5（a）為母材顯微組織，其中黑色的小點為珠光體，塊狀為鐵素體，六組試樣都是Q235，所以在每組試樣金相照片上均可觀察到這種現象。圖5（b）為不完全重結晶區(qū)，此區(qū)域內只有一部分組織發(fā)生了相變重結晶過程，成為細小的鐵素體和珠光體，而另一部分始終未能熔入奧氏體而成為粗大的鐵素體，該區(qū)域的特點是晶粒大小不一、組織不均勻，顯微組織為未發(fā)生轉變的鐵素體+經部分相變后的珠光體和鐵素體。在圖5（c）中，左下角為焊縫柱狀晶區(qū)，晶粒呈現柱狀長大；右上角為熔合區(qū)，表現出嚴重的晶粒粗化。

圖5 焊縫試樣2放大250倍的顯微組織

圖6（a）—（d）為激光焊接速度1.0 mm/s 下，試樣3 不同區(qū)域放大250 倍后的顯微組織（見封三）。在圖6（a）中，左側白亮部分為母材，右側為熱影響區(qū)，該圖與圖4（a）較為相似。在圖6（b）中，可以看到明顯的熔合線，熔合線上部為焊縫金屬柱狀晶區(qū)；下側為過熱區(qū)及相變重結晶區(qū)，其中黑色組織為珠光體，同時可以看到部分明顯呈網狀分布的珠光體。圖6（c）為圖6（b）中熔合區(qū)局部的放大，左下角可以觀察到熔融的組織形態(tài)；圖6（d）為圖6（b）中重結晶區(qū)局部的放大，可以觀察到晶界析出白色珠光體，另外一部分始終未能熔入奧氏體而成為粗大的鐵素體。

圖7（a）—（e）為激光焊接速度1.4 mm/s 下，試樣4 不同區(qū)域放大250 倍后的顯微組織。圖7（a）為焊縫金屬的一部分，左右兩側分別為兩塊板，中間白亮區(qū)為焊縫組織。圖7（b）為圖7（a）中焊縫頸處局部的放大，由上至下鐵素體微粒變大。圖7（c）為熔池中組織，可以明顯看出組織比較雜亂，晶粒成長方向各異。圖7（d）為重結晶區(qū)，組織為均勻而細小的珠光體和鐵素體。圖7（e）為等軸晶區(qū)，當液相中溫度梯度小時，在液相中能形成很寬的成分過冷區(qū)，此時不僅在結晶前沿形成樹枝狀結晶，也能在液相內部生核而產生新的晶粒，這些晶粒的四周不受阻礙，可以自由生長而形成等軸晶。

圖7 焊縫試樣4放大250倍的顯微組織

圖8（a）—（d）為激光焊接速度1.8 mm/s 下，試樣5 不同區(qū)域放大250 倍后的顯微組織（見封三）。在圖8（a）中，左側為母材，白亮為粒狀鐵素體；右側為熱影響區(qū)。在圖8（b）中，上部為近縫區(qū)的網狀粗大晶粒區(qū)，下部為焊縫柱狀晶區(qū)。圖8（c）為過熱區(qū)，粗片先共析鐵素體沿晶分布，粗片魏氏組織鐵素體向晶內生長，晶內基體為珠光體。圖8（d）為熔池中某部位，是典型魏氏組織（針狀鐵素體+珠光體），與前面4 組試樣相比，魏氏組織鐵素體片變薄，片間距也變窄。

圖9（a）—（c）為激光焊接速度2.2 mm/s 下，試樣6 不同區(qū)域放大250 倍后的顯微組織。在圖9（a）中，上部為焊縫柱狀晶區(qū)，柱狀晶與前面試樣所呈現的柱狀晶相比更為短??；下部為熔合區(qū)，組織為黑色珠光體與網狀分布的鐵素體。圖9（b）為圖9（a）中近熔合區(qū)局部的放大，可以看到明顯的結晶晶界裂紋，由此可知，焊接速度越大，焊縫越容易開裂。圖9（c）為圖9（a）中近焊縫區(qū)局部的放大，也是較為典型的魏氏組織，即針狀的鐵素體+珠光體，與前面5 組試樣相比，鐵素體的片間距更窄。

圖9 焊縫試樣6放大250倍的顯微組織

3.3.2 不同焊接速度下焊接熱影響區(qū)組織分析

通過分析對比不同焊接速度下焊接熱影響區(qū)的顯微組織發(fā)現：在焊接線能量小的、冷卻速度較大時，焊縫組織中的柱狀晶細長，先共析鐵素體多以片狀析出；魏氏組織鐵素體片薄，片間距也較窄；反之，當焊接線能量大、冷卻速度相應減小時，沿晶分布的先共析鐵素體則多以塊狀出現；魏氏組織鐵素體片也厚，片間距較寬[3]。冷卻速度較快時，先共析鐵素體量減少，甚至會消失，此時魏氏組織鐵素體也較難出現。在這種情況下，隨著成分與冷卻速度的不同，可能出現無碳貝氏體、粒狀貝氏體，還可能出現馬氏體。魏氏組織的特征是鐵素體在奧氏體晶界呈網狀析出，也可以在奧氏體晶粒內部沿一定方向析出，以長短不一的針狀或片條狀直接插入珠光體晶粒之中。另外，魏氏組織主要出現在晶粒粗大的過熱的焊縫之中[4]。

熱影響區(qū)的溫度分布具有陡降特性。近縫區(qū)金屬在焊接熱循環(huán)作用下，先快速加熱至過熱，而后快速冷卻到室溫。對于經歷這一熱過程后形成的粗大晶粒組織，無論采取什么樣的工藝參數，只要是熔化焊，都不可避免地出現魏氏組織；與此同時，先共析鐵素體在原始粗大的奧氏體晶粒間析出，構成網狀分布特征。通常情況下，過熱區(qū)中的組分大多是先共析鐵素體、魏氏組織，后析出鐵素體和珠光體向母材過渡，具有不呈現帶狀的分布特征。當溫度急劇下降時，過熱狀態(tài)很快消失，組織過渡成細晶粒鐵素體-珠光體平衡復相組織，不出現先共析鐵素體網狀結構和魏氏組織形態(tài)；并由此向母材扎制狀態(tài)的鐵素體—珠光體帶狀組織過渡，中間將出現經歷不完全正火加熱后產生的復相組織，這種組織部分保留了原始的帶狀分布特征[5]。

3.4 顯微硬度檢測結果分析

采用HXD-1000 顯微硬度檢測儀對不同焊接速度下焊件進行顯微硬度檢測，測試部位從一側母材通過焊縫區(qū)到另一側母材，每隔0.3 mm測一點，檢驗焊縫區(qū)硬度分布情況。載荷為100 g，作用時間為15 s，顯微硬度檢測結果如圖10所示。

圖10 距離焊縫中心距離

由圖10可知，焊接熱影響區(qū)的熔合區(qū)附近硬度最高，并且距離熔合區(qū)越遠，硬度逐漸接近母材；焊接速度越快，焊縫的硬度峰值越高。當焊速為0.2 mm/s 時，焊縫中心硬度為250 HV，焊縫峰值硬度為280 HV；當焊速為2.2 mm/s 時，焊縫中心硬度為200 HV，焊縫峰值硬度為240 HV。

3.5 拉伸試驗結果及分析

利用電子拉伸試驗機對焊縫完整的焊接樣品進行拉伸試驗發(fā)現，焊縫的屈服強度比母材高很多，屈服強度為466 MPa，接近于母材的2 倍，抗拉強度為530 MPa，相對于母材強度提高了約30%，說明Q235 激光焊接焊縫的強度很好；焊縫伸長率為33%，說明Q235 焊縫的塑性很好?？傮w而言，Q235 鋼的激光焊縫成型良好、性能優(yōu)異。

試樣拉斷部位均位于非焊縫區(qū)，表明激光焊縫的抗拉強度高于母材。這主要是因為激光焊縫形成時冷卻速度快，其強度、硬度比母材有一定程度的提高，但塑性有所降低。

4 結論

表3 Q235激光焊接拉伸試驗結果

（1）激光深熔焊Q235 低碳鋼時，焊接速度對熔深和熔寬的影響很大，熔深和熔寬幾乎與焊接速度成反比。檔材料不變、功率一定時，為保證焊接質量，存在一個允許的最大和最小焊接速度。

（2）焊接線能量應控制在合理的范圍內，當焊接線能量小時，形成薄片狀鐵素體，且熱影響區(qū)也?。划斁€能量過大時，會造成焊接熱影響區(qū)的晶粒粗化，形成粗大的鐵素體，甚至出現魏氏組織。

（3）通過對比不同焊接速度下Q235 的焊接硬度分布曲線可知，激光焊接速度越大，硬度越大。同時，焊接HAZ的熔合區(qū)附近硬度最高，距離熔合區(qū)越遠，硬度越接近母材。激光深溶焊Q235 低碳鋼時，焊縫區(qū)的綜合力學性能高于母材，而熱影響區(qū)抗拉強度和屈服強度要高于母材，但其熱影響區(qū)塑性、韌性略有所降低。