CN101284334B - 激光焊接在超高强度钢焊接中的应用及焊接方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了激光焊接在超高强度钢焊接中的应用及焊接方法，将超高强度钢焊接试样采用钼丝线切割，焊接前用金相砂纸对试样焊接接头处打磨，除锈去毛刺，并用丙酮清洗，然后采用CO2激光器进行激光焊接。与现有技术相比，本发明首次采用激光焊接超高强度钢，无需气体保护，穿透焊接，焊接厚度1mm，获得了良好的焊接效果，焊接后焊缝接头宏观平整美观，无裂纹孔洞产生，显微组织分析和拉伸断口分析显示该焊接接头无焊接缺陷，无夹杂，无气孔，熔合良好，因而大大提高了超高强度钢焊接接头的抗裂性能。
Description
技术领域：本发明涉及激光焊接在超高强度钢焊接中的应用及焊接方法，特别是在30CrMnSiNi2A或300M超高强度钢焊接中的应用及焊接方法，属于冶金技术领域。
背景技术：激光束焊接(LBW)是一种高能密度熔焊焊接方法。它是用激光束将被焊金属加热至熔化温度以上熔合而成的焊接接头。30CrMnSiNi2A超高强度钢是一种综合性能优良的航空结构材料，其高比强度和高硬度使其具备承受静载荷和很大的弯曲、冲击载荷的能力，该钢为目前性能较好的飞机起落架生产用钢。飞机起落架系统作为飞机起降的主要部件(不包括机轮、轮胎和刹车装置)，其质量约占飞机自重的2％-3.5％，几乎所有的零件都采用焊接结构。目前，国内飞机起落架焊接技术多采用真空电子束打底焊接+惰性气体保护钨极电弧焊接(GTAW)或惰性气体保护金属极电弧焊接(GMAW)等，这些焊接设备简单，但对员工的技术依赖性较大，焊接过程周期较长、容易产生咬边、气孔、夹渣、夹钨和熔合不良等缺陷，降低了产品的合格率，给产品的挖补修复增加了作业量，降低了生产效率。因此在绿色连接技术和再利用修复技术中，加速焊接方法的应用研究，利用新的焊接技术来获得高效、可靠的焊接接头成为一个至关重要的研究课题，也是亟待解决的关键问题。
要将激光焊接技术应用于超高强度钢的焊接中，须满足三个方面的条件：一是要制造出快速轴流的CO2激光器，二是激光输出模式要达到基模，即TEM00末，三是激光焊接材料的厚度要小。而现有技术中激光器的制造水平、激光输出模式和焊接材料的厚度均达不到前述条件，从而限制了激光焊接的应用。
发明内容：
本发明的目的在于：提供激光焊接在超高强度钢焊接中的应用及焊接方法。本发明结合超高强度钢的焊接特点和应用特点，利用激光焊接超高强度钢，焊后焊缝接头宏观平整美观、无裂纹孔洞产生，从而大大提高了该钢焊接接头的抗裂性能。
本发明是这样构成的：激光焊接在超高强度钢焊接中的应用。
激光焊接在航空用超高强度钢焊接中的应用。
激光焊接在30CrMnSiNi2A或300M超高强度钢焊接中的应用。
激光焊接超高强度钢的焊接方法为：将超高强度钢焊接试样采用钼丝线切割，焊接前用金相砂纸对试样焊接接头处打磨，除锈去毛刺，并用丙酮清洗，然后采用CO2激光器进行激光焊接。
所述的CO2激光器为窄带连续CO2激光器；优选为窄带TJ-HL-T5000型连续CO2激光器。
激光焊接过程中，采用铜镜透射聚焦，焦距300～315mm。
激光焊接条件为：激光输出功率P＝2.6～3.2KW，扫描速度V＝60～240mm/min，光斑直径d＝0.5～1.0mm；优选的激光焊接条件为：激光输出功率P＝2.8KW，扫描速度V＝180mm/min，光斑直径d＝1.0mm。
上述工艺条件均是发明人通过正交实验优化、筛选出来的最佳工艺参数。在此工艺条件下可获得良好的焊接质量效果。
与电子束焊接相比，本发明激光焊接具有以下特点：
(1)可以在大气中焊接，不需要真空室，光束到达的距离长，而电子束在大气中显著衰减；
(2)不会产生X射线，安全防护简单，电子束需要射线屏蔽装置；
(3)在大气中具有优良的偏光性能，不像电子束那样，不会因磁场产生激光束的偏离；
(4)合理选择接头施工条件，不易产生气孔和熔合不良等缺陷；
(5)可以实现连续生产作业，缩短生产周期；
(6)产品的质量得到了保证，提高了产品的合格率；
(7)焊接设备成本小，容易操作。
为了验证本发明焊接效果，申请了进行了以下实验：
1、实验材料及试验方法
1.1实验材料的化学成分
激光焊接用30CrMnSiNi2A钢，入库状态为正火+高温回火，其微观组织为回火索氏体。化学成分见表1。
表1 30CrMnSiNi2A钢的化学成分
| C | Cr | Mn | Si | Ni | S | P | Fe |
| 0.27～0.34 | 0.90～1.20 | 1.00～1.30 | 0.90～1.20 | 1.40～1.80 | ＝0.030 | ＝0.030 | Remains |
1.2试样制备
采用线切割制备30CrMnSiNi2A钢焊接试样，试样尺寸为45mm×15mm×1mm。激光焊接前用金相砂纸对试样待焊端口打磨除锈去毛刺，最后用丙酮清洗。对焊接后的试样用线切割机切成尺寸为80mm×8mm×1mm的拉伸试样。
1.3激光焊接工艺参数
通过正交实验及对焊接接头的宏观质量观察对比，优化出最佳工艺参数：激光功率P＝2.8kW，扫描速度V＝180mm/min，光斑直径d＝1mm，焊接过程中采用氩气保护。
1.4组织表征
利用GX51型OM金相显微镜进行显微组织观察；D/Max-2200型全自动X射线衍射仪进行焊缝接头物相分析；KYKY-2800扫描电子显微镜进行拉伸断口形貌分析。
1.5性能表征
利用HV-1000显微硬度仪进行焊接接头显微硬度测定，载荷砝码200g，加载时间20s；用WDW3100型电子万能试验机测定激光焊接区的抗拉强度。
2、实验结果与分析
2.1焊缝区显微组织分析
焊缝区由焊缝中心区、近中心区、边缘区、熔合区组成。焊缝中心区组织为均匀等轴晶、近中心区为枝状晶、边缘区为粗大的柱状晶、熔合区为细长柱状晶和细小等轴晶组织。通过对焊缝区进一步观察，焊缝区组织沿着热扩散方向生长，具有定向快速凝固特征。由凝固理论可知，温度梯度与凝固速率的比值G/R(结晶参数)决定着凝固组织的形貌，在激光焊接过程中，由于熔池与大块的冷金属接触，冷速很快，凝固开始时，在液相的一侧存在着极大的正温度梯度，不会出现成分过冷现象，因此固/液界面向前推进速度很慢，使得G/R很大，凝固首先以无晶核的方式直接在熔池边缘区域通过晶体外延附生的方式生长出一层的细长的柱状晶并且夹有细小的等轴晶。随着结晶过程的进行，G/R逐渐减小，成分过冷区的存在破坏了熔池的稳定性，这时宏观界面偶然扰动产生的任何凸起都将面临较大的过冷而以更快速度进一步长大，而新晶核的形成比较困难，因此细长的柱状晶长成了粗大的柱状晶。当熔池中晶粒长大时，熔池前方排出的溶质就被推到固液界面，G/R进一步减小，成分过冷区变宽，柱状晶就以树枝状方式生长，晶粒就转变成明显的枝状晶。随着枝状晶向前生长，液相中温度梯度G很小，成分过冷越来越大，成分过冷区增大到液相能均匀形核时，则在剩余金属溶液内形成大量的新晶核，并沿各个方向自由生长而形成等轴晶，最终形成均匀中心等轴晶区。
2.2热影响区(H.A.Z)组织
在激光束扫过焊缝时，焊缝周围处于固态的基材就会发生明显的固态相变，这一区域称为焊接接头的热影响区(H.A.Z)，H.A.Z可分为完全淬火区和不完全淬火区。
完全淬火区分为粗晶区和细晶区。粗晶区组织为粗大的马氏体和少量的贝氏体，细晶区为细小的马氏体和少量的贝氏体。这是因为H.A.Z的完全淬火区温度范围约为Ac3-1450oC。该区域的金属处于过热状态，距离焊缝越近，奥氏体化的晶粒长大就越严重。当热源离开时，焊缝快速冷却，严重长大的奥氏体晶粒就转变为粗大的马氏体和少量贝氏体组织即形成完全淬火粗晶区。完全淬火细晶区的奥氏体化的晶粒长大不明显，快冷后的组织变为细小而均匀的马氏体和少量贝氏体。这两个区域的组织特征均为马氏体和贝氏体组织，只是晶粒的粗细不同，同属于完全淬火区。
不完全淬火区组织为细小板条马氏体、贝氏体和少量的残余奥氏体。这是因为在Ac1以上时间很短，只有部分贝氏体、索氏体等组织被加热到奥氏体化，在随后的快冷过程中，奥氏体就转变为细小板条马氏体、贝氏体和少量的残余奥氏体组织。
2.3XRD结果分析
由焊缝接头的x射线衍射谱图可知焊缝中除了基体组织α-Fe相外，还有NiCrFe、Fe-Ni、MnSi2等相。
焊缝中的Ni元素主要以NiCrFe、Fe-Ni等金属间化合物的形式存在。NiCrFe、Fe-Ni金属间化合物相的生成使焊缝具有高的硬度、耐磨性能和耐腐蚀性能。另外，由于焊缝区含Ni量较高，对提高焊缝的塑性，改善焊接性能，降低开裂敏感性有利。
2.4硬度结果分析
由激光焊缝的显微硬度分布图可知，焊缝中心区最高硬度约为Hv 518，热影响区的最高硬度约为Hv560，基材硬度约为273Hv，硬度峰分别出现在熔合区和H.A.Z的完全淬火细晶区。熔合区为结晶前沿形成了大量的细小的等轴晶，故硬度较大；H.A.Z完全淬火细晶区相变后的组织为细小而均匀的马氏体和贝氏体组织，因而硬度最高。
2.5抗拉强度结果分析
表2为焊接接头的拉伸试验结果，由表2可以看出，焊接接头的抗拉强度平均值为802MPa。
表2拉伸实验结果
通过观察，试样断裂部位不是发生在焊缝中心区，而是发生在靠近焊缝的母材区，其原因在于激光焊属于高能密度焊接，焊接熔池很小，熔池的形成和凝固过程是一个非平衡的过程，焊接后的焊缝区组织由α-Fe、NiCrFe、Fe-Ni、MnSi2等相组成，焊缝强度大，塑性低。焊缝和热影响区含少量的残余奥氏体组织，拉伸时与母材的变形速率不一致，导致焊缝接头的横向变形较小，接头其它区域的塑性好，变形量大，故拉伸试样在母材处断裂。
通过断口的扫描电镜形貌可以看出，断口出现大量的韧窝和少量二次微裂纹。韧窝是韧性断裂的重要特征。
因此激光焊接高强度30CrMnSiNi2A钢具有良好的焊接质量。
实验结论：
(1)30CrMnSiNi2A超高强度钢经激光焊接后，焊缝中心区组织为均匀等轴晶，近中心区为枝状晶，边缘区为粗大的柱状晶，熔合区为细长柱状晶和细小等轴晶组织。热影响区主要由板条马氏体、贝氏体极和少量的残余奥氏体组织组成；焊缝区由基体相α-Fe，以及NiCrFe、Fe-Ni、MnSi2等相组成。
(2)焊缝中心区最高硬度约为Hv518，热影响区的最高硬度约为Hv560，从热影响区到基材硬度明显下降；焊接接头的抗拉强度平均值为802MPa。
(3)试样断裂部位发生在靠近焊缝的母材区，为韧性断裂。激光焊接30CrMnSiNi2A超高强度钢焊缝质量优良。
与现有技术相比，本发明结合超高强度钢的特点，将激光焊接应用于超高强度钢焊接中，首次采用高能束密度激光焊接30CrMnSiNi2A超高强度钢，无气体保护，穿透焊接，焊接厚度1mm，获得了良好的焊接效果，焊接后焊缝接头宏观平整美观，无裂纹孔洞产生，显微组织分析和拉伸断口分析显示该焊接接头无焊接缺陷，无夹杂，无气孔，熔合良好，因而大大提高了超高强度钢焊接接头的抗裂性能。将本发明激光焊接技术应用于飞机起落架各零部件的焊接中，可获得高效、可靠的焊接接头，大大减少修复作业量，提高生产效率。
具体实施方式：
本发明的实施例1：30CrMnSiNi2A超高强度钢的激光焊接：将30CrMnSiNi2A超高强度钢焊接试样采用钼丝线切割，焊接前用金相砂纸对试样焊接接头处打磨，除锈去毛刺，并用丙酮清洗，然后采用窄带TJ-HL-T5000型连续CO2激光器，腔内选出混合低阶模，铜镜透射聚焦，焦距310mm，在激光输出功率P＝2.8KW，扫描速度V＝180mm/min，光斑直径d＝1.0mm的条件下进行激光焊接，焊接厚度1mm。经过显微组织分析和拉伸断口分析结果显示：该焊接接头无焊接缺陷，无夹杂，无气孔，熔合良好。
本发明的实施例2：30CrMnSiNi2A超高强度钢的激光焊接：将30CrMnSiNi2A超高强度钢焊接试样采用钼丝线切割，焊接前用金相砂纸对试样焊接接头处打磨，除锈去毛刺，并用丙酮清洗，然后采用窄带连续CO2激光器，腔内选出混合低阶模，铜镜透射聚焦，焦距315mm，在激光输出功率P＝2.6KW，扫描速度V＝240mm/min，光斑直径d＝0.7mm的条件下进行激光焊接，焊接厚度1mm。经过显微组织分析和拉伸断口分析结果显示：该焊接接头无焊接缺陷，无夹杂，无气孔，熔合良好。
本发明的实施例3：300M超高强度钢的激光焊接：将300M超高强度钢焊接试样采用钼丝线切割，焊接前用金相砂纸对试样焊接接头处打磨，除锈去毛刺，并用丙酮清洗，然后采用窄带连续CO2激光器，腔内选出混合低阶模，铜镜透射聚焦，焦距300mm，在激光输出功率P＝3.2KW，扫描速度V＝60mm/min，光斑直径d＝0.5mm的条件下进行激光焊接，焊接厚度1mm。经过显微组织分析和拉伸断口分析结果显示：该焊接接头无焊接缺陷，无夹杂，无气孔，熔合良好。
Claims (2)
1.激光焊接超高强度钢的焊接方法，其特征在于：将超高强度钢焊接试样采用钼丝线切割，焊接前用金相砂纸对试样焊接接头处打磨，除锈去毛刺，并用丙酮清洗，然后采用窄带TJ-HL-T5000型连续CO2激光器进行激光焊接，其中激光焊接条件为：激光输出功率P＝2.6～3.2KW，扫描速度V＝60～240mm/min，光斑直径d＝0.5～1mm。
2.按照权利要求1所述激光焊接超高强度钢的焊接方法，其特征在于：激光焊接条件为：激光输出功率P＝2.8KW，扫描速度V＝180mm/min，光斑直径d＝1mm。
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