【文章內容簡介】 出了不同焊接參數(shù)的結果。檢查的焊接參數(shù)的不同的焊接參數(shù)顯示，可以接受的焊縫輪廓，。優(yōu)化的焊接參數(shù)在表2中概述。自體激光對接焊接6毫米SA508鋼采用這些優(yōu)化的焊接參數(shù)進行。350 GTA焊接電源是用于焊接2毫米厚的鋼板508。手動自體GTA焊接進行提供最好的比較自體激光焊接。與2毫米的厚度板被用在GTA焊接固有的淺層滲透，雙面焊接進行了。焊接參數(shù)在表3中概述。3。結果。宏觀結構特征SA508鋼焊接接頭的自體激光對接結構，采用優(yōu)化的參數(shù)，如圖5所示?？梢钥闯?，焊縫兩側的熔合線幾乎是平行的，這是小孔焊接的特點。沒有任何證據(jù)的缺陷，如孔隙度或削弱。接頭可以分為幾個不同的區(qū)域，如冶金，熔合區(qū)（FZ）在中心，熱影響區(qū)（HAZ）與基體材料（BM）。熔合區(qū)由粗大的柱狀枝晶顆粒組成，其與垂直于熔合邊界的方向對準。最大熱流方向為垂直于熔合邊界，晶粒趨向于向上生長最快，在熔合區(qū)內的柱狀晶組織中有25和26。在光學顯微鏡下，它被觀察到的晶粒尺寸隨距離從焊縫中心線。焊接熱影響區(qū)可進一步劃分為三個不同的區(qū)域：粗晶熱影響區(qū)（CGHAZ）（靠近熔合線），細晶熱影響區(qū)（FGHAZ）和兩相區(qū)（ICHAZ）相鄰的BM。一個宏觀部分通過手工自體GTA焊接2毫米厚的SA508鋼如圖6所示。由于有限的穿透深度在GTA焊接，雙面自手動GTA焊接應用。在熔合區(qū)和熱影響區(qū)寬度大于6毫米厚的激光焊縫寬得多。微觀結構特征焊接接頭各子區(qū)域內的顯微組織演變主要由焊接熱循環(huán)過程中的峰值溫度和每個相應的子區(qū)域的冷卻速度[ 27 ]和[ 28 ]確定。作為焊接結構在6毫米厚的激光焊接2毫米厚的手冊進行自體GTA焊接熔合區(qū)和在每一個不同的子區(qū)域內的熱影響區(qū)（CGHAZ，F(xiàn)GHAZ ICHAZ）使用SEM結果在圖7和圖8分別給出了。對焊接工藝的焊接熱影響區(qū)內的不同子帶的結構是相似的。然而，更細小的析出物在GTA焊接熱影響區(qū)的發(fā)現(xiàn)相比，激光焊接接頭。在基姆等人的工作中。[ 29 ]和[ 30 ]，細小的析出物被確定為高鉬含量的M2C型碳化物。在焊縫，包括貝氏體組織在ICHAZ，marteniste和自回火馬氏體。在FGHAZ組織包括汽車回火馬氏體細晶粒馬氏體。在粗晶區(qū)，顯微組織由馬氏體和回火馬氏體粗粒度的汽車，而在融合區(qū)，粗大的馬氏體和自動觀察回火馬氏體。顯微硬度作為焊接的顯微硬度分布在激光焊接和手動GTA焊接如圖9?？梢钥闯?，無論是激光在焊縫及熱影響區(qū)的硬度（~ 430 ）和多倫多（~ 410 ）焊接試樣高于基體材料的兩倍（~ 200 ）。這是預期的焊接條件下的焊接。在熔合區(qū)的硬度略高于激光焊接試樣的焊接熱影響區(qū)。為GTA在熔合區(qū)和熱影響區(qū)的硬度，焊接接頭在410上下波動，發(fā)生在FGHAZ約430 。在激光熔合區(qū)和熱影響區(qū)的硬度焊接接頭（~ 430 ）高于熔合區(qū)的GTA焊接接頭（~ 410 ）。室溫拉伸行為交叉焊縫的拉伸數(shù)據(jù)如表觀屈服強度參數(shù)，拉伸強度和伸長率均明顯，2毫米厚的鎢極氬弧焊試樣和6毫米厚的激光焊接試樣總結在表4中，其中包括平均值和標準偏差。應該牢記的是，試樣顯然是不均勻的，因此，記錄的屈服強度和伸長率的值是不真正代表任何特定的微觀結構區(qū)，并且它們也將隨選擇的規(guī)范長度（在這種情況下，25毫米）。盡管如此，在這項研究中，測得的值被包括提供一個定性的比較，每個焊縫。明顯的屈服強度（YS）、抗拉強度（UTS）和明顯的伸長量估計為494 MPa、631 %，對于6毫米厚的激光焊接試樣。所有的拉伸破壞發(fā)生在遠離焊接區(qū)域的。YS，為6毫米厚的基底材料的抗拉強度和延伸率分別為498 MPa、632 %，分別。相比較而言，明顯的屈服強度（YS）、抗拉強度（UTS）和2毫米厚的鎢極氬弧焊試樣明顯伸長估計為498 MPa、633 %，分別。所有的拉伸破壞發(fā)生在遠離焊接區(qū)域的。YS，為2毫米厚的基底材料的抗拉強度和延伸率分別為501 MPa、633 %，分別。裂縫性的標本在圖10。所記錄的應力應變曲線的基本材料和焊接試樣的厚度為2毫米和6毫米，如圖11所示。它可以從拉伸試驗結果表明，激光和GTA焊接試樣的拉伸性能有非常相似的基礎材料在相應的厚度。然而，焊接試樣的表觀伸長率略低與那些相應基礎材料相比。在圖9中的硬度分布表明，在焊接條件下，焊接過程中所產(chǎn)生的材料已加強，所以很可能在拉伸試驗過程中，焊接區(qū)域沒有產(chǎn)生屈服，從而有助于降低延伸率。此外，它可以從拉伸試驗結果表明，材料的厚度對屈服強度和斷裂強度幾乎沒有影響，與2毫米厚，6毫米厚的材料呈現(xiàn)類似的屈服強度和斷裂強度。令人好奇的是，材料的厚度，有一個顯著的影響的伸長率，與較薄的材料（2毫米厚）提出較低的伸長率時相比，與6毫米厚的材料。夏比沖擊韌性，以不同的temperatures 《能源吸附的堿金屬和焊縫的激光沖擊下的冰plotted作為一個功能的溫度在圖13?！蹲映叽缭嚇訑嗔押髎hown夏比沖擊試驗是在圖14。它可以看到，所有的paths破碎的激光焊接試樣的試驗開始的，然后deviate熔合區(qū)和HAZ的基體材料。測試結果的基礎材料是repeatable，當測試結果的激光焊接試樣的顯著為低散射的測試temperatures（?40176。C和?20176。C），這可能是attributed的偏差，在斷裂的裂紋。為了highlight的散射的結果對激光焊接specimens，這三個測試的結果是市場在每個溫度圖13和圖14。許多研究人員已經(jīng)reported，激光和電子束焊接過程中可能對目前的困難owing韌性試驗區(qū)的兩個窄融合在一起，有一個大學學位的高強度的高匹配接頭[ 31 ]，[ 32 ]，[ 33 ]和[ 34 ]。reported傾向，艾略特的《deviate斷裂成兩個基地，而不是金屬的熔合區(qū)propagate通CAN導線的兩個結果misleading [ 35 ]基本材料的結果顯示一個整體的趨勢：所吸收的能量的增加，在測試溫度的增加。相比之下，激光焊接的結果中的散射意味著任何這樣的趨勢是不明顯的。基礎材料達到良好的韌性，吸收的能量與平均值約為70 J，95 J，97 J和105 J在?40176。C對應的試驗溫度，?20176。C、0 C和23 C176。176。，分別。它可以發(fā)現(xiàn)從夏比沖擊試驗結果的平均吸收的激光焊縫試樣的能量相媲美的基礎材料。對于激光焊接試樣的平均吸收能量值分別約為92 J，80 J，100 J和98 J在?40176。C對應的測試溫度，?20176。C、0 C和23 C176。176。，分別。然而，有孤立的低能量吸收值66 J在?40176。C和45 J在?20176。C為激光焊接的試樣，但在這些溫度約100 J這些孤立的低韌性值貢獻了大量分散在吸收能量值的激光焊接試樣在測試溫度低平均值。基體材料的宏觀斷口和激光焊接試樣的沖擊試驗后如圖15。為基料在?40176。C測試（圖15（a）），可以看出，裂紋傳播從最初的韌性缺口之前繼續(xù)通過脆性斷裂試樣的傳播。韌性斷裂的區(qū)域和隨后的脆性斷裂的區(qū)域之間的邊界清楚地是在圖15（1）。的脆性斷裂區(qū)域跨越約60%的斷裂面作為一個整體。激光焊接試樣斷裂在?40176。C（圖15（b））揭示了非常不同的兩個斷裂面：左邊的樣本提供了一個完全的韌性斷裂表面實現(xiàn)了高吸收的能量（102 J），而右邊的樣本顯示，裂紋開始傳播之前的韌性繼續(xù)傳播在脆性的方式在大多數(shù)（~ 60%）的斷裂面，和吸收的能量明顯低于這個標本（66 J）。斷裂的基礎材料試件在?20176。C完整呈現(xiàn)韌性斷裂面在圖15（c）。激光焊接試樣斷裂在?20176。C測試（圖15（d））又提出了兩種非常不同的斷裂面：左邊的樣本提供了一個完全的韌性斷口（84 J），而右邊的樣本揭示了一個完全脆性斷裂面（45 J）。在0176。C和室溫下測試的基本材料和激光焊接試件在所有剩余的情況下，如圖15（電子）（小時），在所有剩余的情況下，完全韌性斷裂面。斷口的基體材料和激光焊接試樣的沖擊試驗后，在圖16中所示的高放大倍率。解理斷裂被證實在這些基礎材料和激光焊接試件的斷裂與低吸收的能量在?40176。（圖16（a）和（c））。相比之下，激光焊接的試樣，獲得更高的能量吸收在?40176。C顯示韌性斷裂表面的等軸韌窩（圖16（b））。在?20176。C，無論是基礎材料和激光焊接的試樣，達到更高的吸收能量呈現(xiàn)韌性斷裂表面的等軸韌窩在圖16（d）和（e），而較低的能量吸收了由解理斷裂表面的激光焊接試樣（圖16（f））。所有基礎材料和激光焊接試樣在0176。C，在室溫下呈現(xiàn)韌性斷裂的等軸韌窩在圖16（g）–（J）。三維有限元建模的自激光焊接工藝的制定和程序這是理解激光自熔焊接SA508鋼時的微觀組織演化研究焊接過程的溫度場的重要，這是特別是在焊接熱影響區(qū)的情況。在構建一個數(shù)值模型來預測在不同的子區(qū)域的熱歷史，在焊接過程中，下面的假設，以簡化的解決方案[ 36 ]：（1）材料是各向同性的，并且環(huán)境溫度和初始試樣的溫度均為20（2）焊接熔池中液態(tài)金屬的對流流動和小孔激光焊接中的汽化現(xiàn)象，可以忽略。（3）在焊接過程中的熱流量是由傳導和對流的影響，即輻射的影響可以忽略。此外，在試樣和環(huán)境之間的界面處的對流系數(shù)可以被假定為常數(shù)。（4）由于焊接接頭的對稱性，可以應用于對稱性，因此，只有必要的模擬焊接接頭的一側。模型尺寸為50毫米，50毫米，6毫米。圖17顯示了網(wǎng)格配置。在三維實體模型，利用ANSYS軟件生成的38337個節(jié)點和41040個單元（）。細網(wǎng)格中的熔合區(qū)附近的熱影響區(qū)，陡峭的溫度梯度可以預期，而較粗的網(wǎng)格被用來進一步遠離焊縫和熱影響區(qū)的坡度可能沒那么嚴重。此外，隨著距離的增加，元件的尺寸逐漸增大。在這個模型中，X軸對應的焊接方向，Y軸是正常的焊接方向但在板的平面，和Z方向的平面外方向。使用溫度依賴性的熱性能進行熱分析。瞬態(tài)溫度，噸，被確定為一個函數(shù)的時間，噸，和空間（，），通過求解下面的傳熱方程[ 37 ]和[ 38 ]在這里，K（t）的熱導率為在1 K W M??1溫度的功能，ρ（t）是密度為3的魔芋葡甘聚糖?溫度功能，CP（T）是在恒定的壓力作為一個J 1 K 1公斤??溫度函數(shù)的具體熱，和QV是WM3容積熱通量 高功率激光束是一個高度集中的熱源，熱源模型通常用于在激光束焊接的數(shù)值分析中的各種穿透深度的功率密度的變化。在許多論文[ 39 ]，[ 40 ]和[ 41 ]，熱源被假定為高斯分布的形式，但它通常是在實驗研究的基礎上修改。有一個公認的“鑰匙孔”現(xiàn)象[ 39 ]，[ 42 ]和[ 43 ]，其中一些激光功率被吸收的離子蒸汽在鑰匙孔，并轉移到焊接熔池表面，這也是“小孔”邊界。因此，一個體積熱源模型通常用于模擬激光焊接過程。在體積熱源模型，高斯熱通量分布往往假定在徑向方向和“鑰匙孔”被認為是一個圓柱體或截斷錐[ 39 ]。在本次調查中，一個旋轉拋物面體積熱源的溫度場模擬。配電遵循高斯熱流分布在每一層的旋轉拋物面。熱源可以被描述為[ 44 ]其中，Q為旋轉拋物面體積熱源點的功率密度，并在熱源效率，η，被認為是在熱分析[ 38 ] 80%，澤是縱坐標上的parboloid最大的可能值，子是這個垂直坐標的最小可能值，H是拋物面的高度，再是拋物面的開口半徑R0的拋物面的任何一點的半徑，r是距離內任意點旋轉拋物面體積熱源的熱源中心，P是輸出的激光功率和Z是在平面方向坐標，相對于板，模型中的任何一點。所使用的材料的熱物理性能的文獻[ 45 ] 在熱分析過程中，對流邊界條件適用于所有自由表面的模型，除了對稱的平面，其中一個絕熱邊界條件。方程（4）給出了模擬中的熱邊界條件。在這里，T和T0在板被焊接的表面溫度和環(huán)境溫度，分別。空氣的對流換熱系數(shù)， [ 38 ]。為了驗證模擬結果，無論是實驗測得的熱循環(huán)和熔合區(qū)形態(tài)進行了比較與那些從模擬所產(chǎn)生的預測。連續(xù)測量整個焊接過程采用K型熱電偶在激光焊接試樣的熱循環(huán)。一個squirrel2040系列數(shù)據(jù)記錄器，用于在焊接過程中的熱歷史記錄。熱電偶點焊在板的頂面，分別位于不同距離焊縫中心線，在垂直于焊接方向和一半沿焊縫長度的線，如圖18?；诜逯禍囟鹊目臻g分布，焊縫形貌和尺寸可以預測。的純激光焊接模擬橫截面如圖19。如果假定聚變邊界對應于約1500176。C的溫度，那么它可以看出，預測的融合邊界是大致平行的板的厚度方向，和焊縫的半寬度約為1毫米。計算出的焊縫幾何尺寸和尺寸與實驗結果吻合較好。圖20給出了在試樣頂部表面點焊的熱電偶的位置計算的熱循環(huán)，并與實驗結果進行了比較。每個位置的峰值溫度都很好。，雖然預測值與實測值之間的冷卻速率大于3毫米的距離的差異。似乎有低估的趨勢，冷卻速度。然而，當預測焊接溫度場圖19與圖5相比較，這有一個很好的相關性計算和試驗焊縫形狀。4討論。冶金不同分帶的微觀組織轉變熱分析的結果進行了驗證，發(fā)現(xiàn)與實驗結果吻合良好。由此產(chǎn)生的預測模型，可以用來推斷的微觀結構，有可能產(chǎn)生的激光焊接過程中。預測的熱循環(huán)的位置，通過板的厚度的一半，但在不同的距離，從焊縫中心線，如圖21所示。，融合區(qū)內，而點在1毫米約恰逢融合線，，分別。所預測的峰值溫度在毫米，1毫米，，2100毫米，1900176。，1300176。，176。，920176。，700176。，176。C，分別為0毫米、毫米和570176。C。這些點的溫度超過1500 C ~176。有望熔合區(qū)內，（母材）無固態(tài)相變的發(fā)生，因為在這個位置的峰值溫度低于Ac1溫度（700176。C）。根據(jù)連續(xù)冷卻轉變（CCT）508鋼[ 23 ]圖，為形成馬氏體臨界冷卻速度為900176。C／min（15176。C/S）。根據(jù)模擬結果，在900和420176。C（馬氏體開始溫度）之間的溫度范圍內的平均冷卻速率，在0毫米，176。c++，608176。C和246176。C /秒，分別。這些冷卻速度比馬氏體形成的臨界冷卻速度快得多。這意味著，熔合區(qū)和熱影響區(qū)幾乎肯定會轉變?yōu)轳R氏體。根據(jù)仿真結果，從焊縫中心線的距離為2毫米，最高溫度約為700176。C（即AC1溫度）。這一地區(qū)可能會接近ICHAZ的外邊界。在距離焊縫中心線下2毫米，氣溫將高于700176。C，但低于800176。C（Ac3溫度）。本區(qū)（ICHAZ）只能部分轉變?yōu)閵W氏體的焊接熱循環(huán)過程中的。在隨后的快速冷卻過程中，任何新產(chǎn)生的奧氏體將被淬火形成馬氏體。當馬氏體轉變停止，在這