1 引言

国际热核聚变试验堆(ITER)计划是世界最大的国际科技合作工程之一,其真空室、磁体容器及支撑、导体等均为大厚度奥氏体不锈钢焊接结构件,厚板焊接技术是制约ITER工程建造的技术瓶颈之一^[1-4]。结构件巨大的外形尺寸及低温下严苛的工作条件使得ITER部件的焊接需保证良好的焊接质量并严格控制焊接变形^[5]。奥氏体不锈钢的传统焊接方法的焊接速度慢,热输入量大,接头热影响区较大,焊接残余应力及变形大,难以满足ITER部件中奥氏体不锈钢厚板的焊接要求。激光焊具有能量密度高、焊接速度快、热输入量小、焊接变形小、接头质量高等优点^[6-7],是一种先进、高效、优质的焊接方法,为厚板不锈钢的焊接提供了解决方法^[8-9]。

目前,厚板不锈钢的激光焊接只能采用激光窄间隙填丝焊^[10]和激光复合焊工艺^[11]。激光窄间隙填丝焊方法虽然降低了对激光功率的依赖性,但也降低了对接头装配精度的要求。而且,激光填丝焊容易出现侧壁、层间未熔合缺陷以及热裂纹缺陷^[11-12]。激光复合焊在焊接效率和焊接质量控制方面有较大的优势,但其热输入量较激光焊接的大,且对于大尺寸小截面核聚变部件的焊接,其焊接变形的控制难度非常大。

随着超高功率激光技术的快速发展,厚板奥氏体不锈钢的激光单道穿透焊接成为可能。Zhang等^[13-14]采用万瓦级光纤激光器对12 mm的厚板304不锈钢进行了焊接。Sun等^[15]在横焊位置进行了16 mm厚304不锈钢激光焊接试验研究。厚板不锈钢的单道激光焊存在飞溅、未焊透、表面咬边以及未填满等焊接缺陷。尤其在单道平焊位置焊透厚板不锈钢时,表面张力与熔池重力作用的不平衡容易造成焊缝下榻、背面驼峰等缺陷。关于20 mm及以上厚板的高功率激光焊研究鲜有报道。

本文研究了20 kW光纤激光器对厚板奥氏体不锈钢的焊接特性以及不同焊接工艺参数对焊接缺陷的影响,获得了优化的焊接工艺参数,实现了20 mm厚超高功率激光深熔焊的优质连接,为ITER校正场超导磁体的焊接提供了试验依据。

2 试验材料和方法

选用20 mm 厚的ITER超低碳316LN奥氏体不锈钢作为试验材料,其抗拉强度为665 MPa,伸长率为55%,其化学成分见表1。

采用德国IPG公司的YLS-20000光纤激光器进行焊接试验,最大输出功率为20 kW,聚焦距离为300 mm,准直距离为200 mm,光纤芯径为300 μm,最小光斑直径为0.45 mm,激光焊接头安装在德国KUKA公司的KR60HA机器手臂上。采用对接接头的单激光自熔焊形式,焊接位置为平焊,以质量分数为99.999%的氩气作为保护气体。焊后将试样沿着横截面切开,研磨抛光后采用质量分数为10%的草酸水溶液进行电解腐蚀,利用光学显微镜观察焊缝的宏观形貌和显微组织。采用奥地利Qness公司的Q10A+型全自动显微硬度计测量接头显微硬度,载荷为200 g,载荷保持时间为5 s,测试路径如图1所示。室温环境下,在深圳三思纵横科技股份有限公司的WAW-2000-DL型电子万能试验机上进行拉伸试验,拉伸载荷加载速度为2 mm·min^-1,取三个试样的测试结果的平均值,拉伸试样的尺寸如图2所示,其中R为半径。采用美国FEI公司的Nova Nano SEM450扫描电镜观察接头的断口形貌。

图 1. 激光焊接头的显微硬度检测示意图

Fig. 1. Schematic of micro-hardness measuring of laser welded joints

下载图片 查看所有图片

图 2. 激光焊接头拉伸试样示意图

Fig. 2. Schematic of tensile specimen of laser welded joints

下载图片 查看所有图片

3 试验结果及分析

3.1 焊接接头表面成形及横截面形貌

当激光功率为20 kW,离焦量为0 mm,保护气流量为15 L·min^-1时,不同焊接速度下焊缝表面成形及焊缝横截面形貌见表2。从表2可以看出,当焊接速度为1.2~2.0 m·min^-1时,焊缝均实现了熔透焊接;正反面焊缝成形连续,焊缝背部未出现根部驼峰缺陷,焊缝内部未出现气孔、裂纹等缺陷;但焊缝正面出现下塌、咬边以及飞溅等缺陷。随着焊接速度的增大,焊接线能量的减小使得焊缝表面下塌情况逐渐好转;但焊接熔池的稳定性受到影响,焊接飞溅现象变得越来越严重。因此,在实现熔透焊接过程中,焊接速度的变化对焊缝的下塌和飞溅等有明显的影响。

当激光功率为20 kW,焊接速度为1.8 m·min^-1,保护气流量为15 L·min^-1时,不同离焦量对焊缝表面成形和横截面形貌的影响见表3。从表3可以看出,当离焦量为+10 mm时,焊缝未焊透;当离焦量减小到+5 mm时,焊缝表面飞溅及下塌严重,且焊缝背部出现驼峰,焊缝无法实现有效的连续成形。通常在焊缝出现底部驼峰的情况下,也会伴随着表面下塌。这是因为小孔内金属蒸气压力和前沿孔壁液体凸起的向下动量使熔池金属流出试样底面,在表面张力的作用下,熔池向后流动,形成驼峰,并导致焊缝上表面下塌^[16]。当离焦量从0 mm变化到-10 mm时,焊缝中无底部驼峰和表面下塌的问题,实现了有效的连续成形。当离焦量为负时,焊缝表面飞溅程度明显减小,焊缝表面逐渐变得光滑;随着负离焦量绝对值的增大,焊缝背面余高逐渐减小。当负离焦量增大至-20 mm和-25 mm时,焊缝成形明显恶化,焊缝呈现不连续熔透;当离焦量为-30 mm时,焊缝彻底未焊透。

当离焦量为-10 mm,保护气流量为15 L·min^-1时,不同激光功率和焊接速度下焊缝表面成形及横截面形貌见表4。当激光功率为20 kW,焊接速度分别为1.5 m·min^-1和1.8 m·min^-1时,焊缝上下表面成形良好,只存在局部咬边现象;随着焊接速度的增大,焊缝表面飞溅和咬边程度逐渐增大。当焊接速度为1.5~2.7 m·min^-1时,焊缝均实现了熔透焊接;而当焊接速度为3.0 m·min^-1时,焊缝未焊透。因此,当激光功率为20 kW时,20 mm厚板的单道熔透焊接工艺的窗口非常宽。为了得到成形良好的焊缝,需要减小激光对焊缝的冲击作用,当激光功率减小为19 kW,焊接速度从1.5 m·min^-1变化至2.0 m·min^-1时,焊缝均实现了熔透焊接;当焊接速度为1.8 m·min^-1时,焊缝上下表面成形良好,无飞溅、咬边等缺陷。从焊缝的横截面形貌也可以看出,焊缝与母材结合良好,且内部未见裂纹和气孔缺陷。

图 3. 焊接接头宏观形貌及焊缝不同位置处的显微组织形貌。(a)激光焊接头宏观形貌;(b)焊缝上部显微组织;(c)焊缝中部柱状晶区;(d)焊缝底部显微组织;(e)图3(b)的局部放大图;(f)图3(c)的局部放大图;(g)图3(d)的局部放大图

Fig. 3. Macro morphologies of laser welded joints and microstructures at different locations of weld. (a) Macro morphology of laser welded joints; (b) microstructure at the top of weld; (c) columnar dendritic structure in the middle of weld; (d) microstructure at the bottom of weld; (e) local magnification of Fig. 3 (b); (f) local magnification of Fig. 3 (c); (g) local magnification of Fig. 3 (d)

下载图片 查看所有图片

3.2 焊接接头的显微组织

采用优化激光焊接工艺得到的焊接接头宏观形貌及不同位置处焊缝显微组织形貌如图3所示,其中激光功率为19 kW,焊接速度为1.8 m·min^-1,离焦量为-10 mm,保护气体流量为15 L·min^-1。从图3(a)可以看出,焊缝无明显咬边,未见气孔、裂纹等缺陷。焊缝的凝固模式为全奥氏体凝固模式,焊缝组织为单一的奥氏体相。图3(b)所示为焊缝上部的显微组织形貌,其主要为沿垂直于两边熔合线方向生长的柱状晶以及在焊缝中心处生长的等轴晶。柱状晶紧紧依附于母材并逆着热传导方向向焊缝中心生长,具有联生结晶和外延生长的特征。从焊缝上部中心线处显微组织放大图可以看到,在柱状晶中心交汇处存在不同生长方向的等轴晶粒,如图3(e)所示。由图3(c)可知,焊缝中部的显微组织为方向性更强的粗大柱状晶,同时,在图3(f)中可以观察到焊缝中部柱状晶的焊缝中心线,且未发现焊缝中部中心线处有等轴晶粒存在,焊缝中部较快的冷却速度使得柱状晶沿着熔合线两侧快速生长并在中心线处交汇。图3(d)所示为焊缝底部的显微组织照片,在焊缝中线处析出了大量的等轴晶,等轴晶的组织放大图如图3(g)所示。因此,接头显微组织在深度方向上存在差异。焊缝上部和底部的显微组织由熔合线附近的柱状晶和焊缝中心的等轴晶组成,焊缝中部由方向性较强的柱状晶组成,不同区域显微组织的差异可能与焊接过程中各区域熔池的冷却条件有关。

3.3 焊接接头的力学性能

当激光功率为19 kW,焊接速度为1.8 m·min^-1,离焦量为-10 mm时,激光焊接头的应力应变曲线如图4所示,其中插图为拉伸断口实物照片。由图可知,焊接接头展现出良好的拉伸性能,抗拉强度为645 MPa,与母材相当。拉伸断裂位于熔合线附近焊缝区内,这是因为靠近熔合线处为垂直于熔合线生长的粗大的柱状晶组织,抗拉强度较小,且焊趾处存在应力集中。激光焊接头断口形

图 4. 拉伸试样的应力应变曲线

Fig. 4. Stress-strain curve of tensile specimen

下载图片 查看所有图片

貌如图5所示。可以看到,断口是由一些细小的韧窝和撕裂棱组成,韧窝大小不一,深度较浅,为典型的韧性断裂。

图 5. 拉伸试样的断口形貌图。(a)低倍放大;(b)高倍放大

Fig. 5. Fracture morphologies of tensile specimen. (a) Low magnification; (b) high magnification

下载图片 查看所有图片

图 6. 焊接接头的显微硬度分布

Fig. 6. Micro-hardness distribution of welded joints

下载图片 查看所有图片

焊接接头深度方向不同位置的显微硬度分布如图6所示。由图可知,从母材到热影响区的显微硬度值逐渐增大,热影响区的显微硬度较大,约为230 HV。这可能是由于热影响区受到热循环的作用,在冷却过程中析出了碳化物和氮化物。焊缝区域随着离焊缝中心线距离的减小,显微硬度值逐渐减小,焊缝中心线附近的显微硬度值最小。深度方向不同位置的显微硬度在热影响区附近的差异较小,而在焊缝中心区附近存在一定的差别,焊缝中部的中心区显微硬度值大于焊缝上部和焊缝底部的。由焊缝不同深度位置的显微组织可知,焊缝上部和底部区域中心线附近为等轴晶粒,而焊缝中部中心线附近为柱状晶粒,在凝固后期杂质元素偏聚于等轴晶晶界处,造成焊缝上部和底部区域显微硬度值的减小。

4 结论

采用20 kW高功率光纤激光器对20 mm厚的316LN奥氏体不锈钢厚板进行了单道激光焊接试验,研究了工艺参数对焊缝成形的影响,并对接头的显微组织和力学性能进行了分析,得到以下结论。

1) 通过工艺参数优化,实现了20 mm厚316LN奥氏体不锈钢的自熔焊接。当激光功率为19 kW,焊接速度为1.8 m·min^-1,离焦量为-10 mm时,焊缝成形良好,没有气孔、裂纹等缺陷。

2) 在优化焊接工艺参数下,焊缝的显微组织为单一的奥氏体相,接头显微组织在深度方向上存在差异。

3) 激光焊接接头的拉伸断裂位于熔合线附近焊缝区内,断裂方式为典型的韧性断裂。

4) 焊缝中心处深度方向不同位置的组织形貌差异造成显微硬度值存在一定的差异。