Cr22Mn16N高氮钢激光焊接 I焊接保护气体组成和热输入对焊缝氮含量及气孔性的影响

1、.1Cr22Mn16N高氮钢激光焊接 I.焊接保护气体组成和热输入对焊缝氮含量及气孔性的影响第28卷第8期焊接Vo1.28No.82007年8月TRANSACTIONSOFTHECHINAWELDINGINSTITUTIONAugust20071Cr22Mn16N高氮钢激光焊接I.焊接保护气体组成和热输入对焊缝氮含量及气孑L性的影响赵琳,一,田志凌,彭云,一,肖红军,赵晓兵,2(1.钢铁研究总院先进钢铁流程及材料国家重点实验室,北京100081;2.钢铁研究总院结构材料研究所,北京100081)摘要:利用c02激光对1Cr22Mn16N高氮钢进行了焊接,研究了焊接热输入和保护气体组成对焊缝氮含

2、量,气孑L的影响.结果表明,在相同激光焊接热输入条件下,随着保护气体中氮含量的增加,高氮钢焊缝中的氮含量略有增加.当采用纯氩作为焊接保护气体时,焊缝氮含量随热输入的增加而减小;当保护气体中的氮比例达到一定比例时,焊缝氮含量随热输入的增加而增大.焊接热输入较小的条件下焊缝易产生气孑L,较大的热输入将抑制焊缝中气孑L的产生,而且保护气体中氮含量越高,焊缝中产生气孑L的倾向越小.关键词:高氮钢;激光焊接;氮含量;气孑L中图分类号:TG456.7文献标识码:A文章编号:0253360X(2007)08089040青专高氮奥氏体不锈钢(高氮钢,氮含量一般超过质量分数0.4%)是工程材料的一个重要分支,其

3、主要是利用氮元素来部分甚至完全代替合金元素镍以获得奥氏体组织I.高氮钢利用氮进行合金化而具有良好的强韧性和耐蚀性.高氮钢将主要作为结构材料来使用,能否广泛应用在一定程度上取决于其焊接接头的性能,因此高氮钢焊接技术的研究具有十分重要的意义,是高氮钢研制成功与否的关键之一35o高氮钢具有高氮的性质,其焊接时可能会出现如图1所示的问题6-9:(1)焊缝区氮的损失即氮气孔的形成和氮的逸出;(2)焊缝区和焊接热影响区氮化物,碳化物以及碳氮化物的析出,力学性能和抗腐蚀性能都会随之下降;(3)焊缝凝固裂纹及热影响区液化裂纹的形成.高氮钢由于较高的氮含量才具有良好的性能,而在其熔焊过程中,焊缝区氮的损失降低了

4、焊缝中的固溶氮含量,从而造成接头性能的下降,因此,高氮钢熔焊时首先需要解决氮的损失问题,保证焊接接头性能.作者对高氮钢进行激收稿日期:2OO70205基金项目:国家重点基础研究规划(973)项目课题(2004CB619103);中国博士后科学基金资助项目(3Y)(390417)赵琳光焊接,研究了不同焊接保护气体组成以及热输入对焊缝氮含量,气孔性的影响.氮气逸出图1高氮奥氏体不锈钢熔焊时可能出现的焊接缺陷Fig.1Weldingdefectsinfusionweldingofhighnitrogenausteniticstainlesssteel1试验材料及方法试验材料为3iTlln厚1Cr22

5、Mn16N高氮奥氏体不锈钢,其化学成分(质量分数,%)为:C0.148,Si0.49,Mn16.00,Cr22.07,Ni0.47,N0.56,P0.029,S0.002.高氮钢组织主要为奥氏体和少量的一铁素体.激光焊接试验使用3kW快轴流co2激光器,光束模式为TEMpo+0l,聚焦元件为焦距127iTlln的ZnSe透镜,焦点位置光斑直径为0.3iTlln.试验中采图2焊缝的氮含量F岣-2NcontentofvIJeIdS图3焊缝的气孔性Fig-3Poros/ofWe一承'羽暴啊氅|F札黛岳擐扩霸雠4麴第8期赵琳,等:1Cr22Mn16N高氮钢激光焊接91A模式(凝固的初始相和中止

6、相均为),相),AF模式(初始相为),相,终止相为相),F模式(初始相和终止相均为相)和FA模式(初始相为相,终止相为),相).当焊缝凝固模式为F,FA模式时,氮在一铁素体中的溶解度很小,凝固过程氮溶解度的骤变,加剧了氮气孔形成的倾向;当焊缝凝固模式为A,AF模式时,氮在),一铁素体中的溶解度较大,凝固过程氮溶解度不会产生骤变,不会增大氮气孔的形成倾向.根据文献6,凝固模式可由Cr,Ni当量(Creq/Ni)的比例来划分F模式:1.95Creq/Niq.FA模式:1.48Creq/Niq1.95.A,AF模式:Creq/Nia1.14.Creq=Cr%+Mo%+1.5XSi%+0.5XNb%,

7、(1)Nieq=Ni%+30XC%+0.5XMn%.(2)氮是促进奥氏体形成的元素,因此对于高氮钢,Ni当量公式修改为Nicq=Ni%+30XC%+0.5XMn%+p+N%.(3)根据文献6,系数卢为13.430,1Cr22Mn16N高氮钢Cre./Ni范围为0.771.11,所以1Cr22Mn16N高氮钢焊缝凝固模式为A,AF模式.图5所示的焊缝组织为奥氏体和少量一铁素体,由此可知高氮钢焊缝凝固模式为AF模式,则在凝固过程氮溶解度不会产生骤变.另一方面,高氮钢激光焊接焊缝的氮含量变化较小,低于奥氏体中氮的溶解度,因此,焊缝中的氮气孔不是因为凝固过程金属固液态中氮的溶解度不同而造成的.图5焊缝

8、组织Fig.5Microstructureofweld高氮钢焊缝的气孔性规律是由保护气体中氮的分压和熔池存在时间等因素决定的.焊缝熔池中存在氮气与氮的平衡,如式(4)所示.保护气体中氮分压增大时,促进熔池中的氮气向氮转变,提高了氮气孔形成的条件,抑制了熔池中氮气泡的产生倾向.当热输人为120J/mm时,较小的热输入使熔池存在时间较短,无论保护气体中氮的分压如何变化,液态金属中的氮气逸出或固溶不充分,氮以气孔的形式留在了焊缝中;当热输人为300J/ram时,较大的热输入使熔池获得了较长的存在时间,液态金属中的氮气逸出或固溶较为充分,焊缝中没有出现气孔;当热输人为180,240J/mm时,熔池有一

9、定的存在时问,此时保护气体中氮的分压起到了决定性的作用,随着保护气体中氮含量的增大,焊缝中气孔从有向无转变.因此,激光焊接条件下,热输入越大,保护气体中氮的比例越高,焊缝中产生气孔的倾向越小.吉N2一N.(4)3结论(1)在相同激光焊接热输入条件下,随着保护气体中氮含量的增加,高氮钢焊缝中的氮含量略有增加.当采用纯氩作为焊接保护气体时,焊缝氮含量随热输入的增加而减小;当保护气体中的氮气比例达到一定比例时,焊缝氮含量随热输入的增加而增大.总而言之,高氮钢激光焊接焊缝的氮含量变化较小,与母材的氮含量相当.(2)对于高氮钢激光焊接的气孔性,热输入较小的条件下焊缝易产生气孔,较大的热输入将抑制焊缝中气

10、孔的产生,而且保护气体中氮含量越高,焊缝中产生气孔的倾向越小.参考文献:1SpeidelMO,SpeidelHJ.NitrogencontainingaustenitiestainlesssteelslCJ/ProceedingsofIntemationalConferenceOnHishNitrogenSteels2OO6Siehuan,China,2006:2l一29.2BetasH.ManufactureandapplicationofhighnitrogensteelsJ.ISIJInternational,1996,36(7):909914.13J'tal'y,erM

11、,RennhardC,HerethM,eta/RecentdevelopmentontheweldabilityofanewhnitrogenstainlesssteelJ_Materi.alsScienceForum,1999,318320:591596.【4JHeazmanS,PattersonRJ,81oreR,eta/InfluenceofshieldinggascompositionandweldingparametersontheN-contentandorro.-sionpropertiesofweldsinNalloyedstainlessSteelJ.ISIJInternat

12、ional,l996,36(7):968976.5HarzenmoserM.WeldingofhishnitrogensteelsJ.MaterialsandManufacturingProcEsses,2004,19(1):7586.6WooI,KikuehiY.WeldabilityofhishnitrogenstainlesssteelJ.ISUIntemational,20o2,42(12):l334一l343.17JWooI,HorinouehiT,KiknchiY.Effectofmicrostmctureontheheataffectedgoneofhighnitrogencon

13、tainingNifreeaustenitestainlesssteelj.Trans.删,2001,30(1):7784.下转第95页第8期元哲石,等:Ni+Cu为中间层的TC4与ZQSnl010的扩散连接试验分析95果相一致.因此,接头力学性能主要受镍钛之间形成的金属间化合物层的影响.3结论(1)采用Ni+Cu中间层扩散连接钛合金TC4与铜合金ZQSnl010,其最佳工艺参数是连接温度850,连接时间20min,连接比压力10MPa,抗拉强度达到155.8MPa.'(2)在钛合金TCA/Ni界面上,形成了成分逐渐变化的互扩散层,即金属间化合物区.经微区成分分析,连接温度为800时,

14、界面主要为NTi;850cc时,界面主要为Ni3Ti及NiTi;880时,界面主要为NiTi2,Ni3Ti及NiTi.(3)通过EDS和XRD分析,接头强度主要取决于镍钛金属间化合物的种类及厚度.参考文献:1HighbergerWT.AdvancedTimaterialsandprocesforapplicationtonavalaircraftstructuresJ.Materials,1980(10):539553.2李卓然,张九海,冯吉才.锡青铜一镍一钢扩散连接工艺研究J.焊接技术,1999(2):67.3李卓然,张九海,冯吉才.锡青铜与钢的扩散连接J.宇航材料工艺,1999(3):51

15、54.4WangJuan,LiYajiang;LiuPeng.XRDandTEManalysisontheFe3AI/188stainlesssteeldi肺sionbondedinterfacelJJ.MaterialsLetters,2003,57(2627):43234327.5西本和俊.Rsus3o4UlJC,1zr谈散接合界面组绒解析J.溶接学会文集,1997,15(4):639642.6张凯锋,吴为.TB21CulTB2扩散焊的界面反应J.中国有色金属,2OOO,lO(1):1721.7赵熹华,韩立军,杨泉.钛合金一铜合金扩散焊接接合区形貌研究J.焊接,1997,I8(12):l2

16、一l6.8郭伟,赵熹华,宋敏霞.TC4/Ni/QAI1031.5扩散连接研究J.焊接,2005,26(7):6366.【9HinotaniS.ThemierostruetureofdiffusionbondedTi/NiinterfacelJJ.TransJlM,1988,29(2):116124.作者简介:元哲石,男,1952年出生,副教授.研究方向为现代焊接方法与焊接电源.发表论文l0余篇.Email:yummsjiu,edu,cn上接第91页8LiaoJS.NitrideDreciplitationinweldHAZ$ofadul:IlexstainlesssteellJJ.ISI.IInternational,2001,41(5):46O一467.9OgawaM,HiraokaK,KatadaY,eta/.Chromimnnitrideprecipita-tionbehaviorinweldheat?affectedzolleofh曲nitrogenstainlessste