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在激光作用下核壓力容器鋼焊接接頭的顯微組織和力學性能摘要:設計間接熱沖壓工藝，利用有限元法對零件的幾何尺寸和力學性能進行了預測。在間接熱沖壓過程的情況下，生產(chǎn)性能與適應車身部件，冷卻路徑造成擴散和擴散控制的相變。通過人臉的相變引起的體積膨脹為面心立方（FCC）為體心立方（BCC）和體心四方（BCT）馬氏體的形成導致相變誘導株的整體應力熱沖壓的車身部件的計算是很重要的。計算的應力和應變狀態(tài)正確，它是必要的模型的擴散和擴散控制的相變現(xiàn)象，考慮到間接熱沖壓過程的邊界條件?，F(xiàn)有的材料模型進行分析和擴展以提高計算鐵氧體、珍珠巖的數(shù)量和分布，其預測的準確性，整個退火過程中貝氏體和馬氏體。工業(yè)用新方法在有限元程序LS-DYNA 971實現(xiàn)關鍵詞： 核鋼 穩(wěn)壓器 壓水反應堆 反應堆壓力容器 結(jié)構(gòu)完整性 焊接韌性 SA508鋼通常用于民用核反應堆的關鍵部件，如反應堆壓力容器。核部件通常采用電弧焊接工藝，但與設計為未來的新建設項目超過60年的生活，新的焊接技術(shù)正在尋求。在這種探索性的研究，為第一時間，自體激光焊接6毫米厚的進行SA508 Cl.3鋼板使用16千瓦激光系統(tǒng)在4千瓦的功率運行。這個顯微組織和力學性能（包括顯微硬度、抗拉強度、延伸率等夏比沖擊韌性）的特點和結(jié)構(gòu)進行了比較電弧焊接。基于移動體熱的三維瞬態(tài)模型源模型也發(fā)展到模擬激光焊接熱循環(huán)，以估計冷卻速率的過程。初步結(jié)果表明，激光焊接工藝可以無宏觀缺陷的焊縫，激光焊接的強度和韌性在這項研究中的聯(lián)合，得到的值，在焊接的母材條件。 反應堆壓力容器的壽命和安全運行（RPV），這是核電站中最關鍵的部件之一。取決于高溫壓力容器材料的耐久性，高壓力和放射性環(huán)境。具有較高強度，韌性和抗輻照脆化的材料的需要是上升的，由于增加的發(fā)電容量和核電廠的設計壽命 1 ， 2 ， 3 ， 4 ， 5 ， 7 ， 8 和 6 。SA508鋼已經(jīng)用于許多RPV?的壓水反應堆制造因為他們提供的結(jié)合強度，延展性好，斷裂韌性，相對于機械性能的均勻性，和他們的經(jīng)濟 9 、 10 、 11 和 12 。無人機是采用焊接厚環(huán)形鍛件或SA508鋼板在一起。這些通常是采用電弧焊接實現(xiàn)，其次是為焊后熱處理以恢復在熱影響區(qū)（HAZ）韌性。而電弧焊接技術(shù)以及建立這些組件，在高功率激光器的可用性增加，能夠以較高的焊接速度，減少焊接變形中厚截面鋼，提供激勵考慮激光焊接焊接部件制造SA508鋼提供任何優(yōu)勢. 傳統(tǒng)的焊接方法制造的核壓力容器用鎢極氬弧焊（GTAW）和埋弧焊（SAW） 13 、 14 和 15 。在版本N et al.?的 14 研究評估應力釋放在HAZ裂紋敏感性，多次看到來為每一個通過1.8 kJ /毫米的熱輸入焊接140毫米厚的SA508 2級鋼?；返?。 16 報道常規(guī)看到3 kJ /毫米每通過一個熱輸入SA 508級3鋼的焊接。Murty等人。 13 發(fā)現(xiàn)，多通過SA533B鋼埋弧焊接，焊縫金屬的熱影響區(qū)寬度，分別為26和12毫米，分別。locsdon 17 焊接64毫米厚的鋼板SA533組環(huán)境2使用多道窄間隙鎢極氬弧焊用10毫米寬的槽和1.6 kJ /毫米每通過一個熱輸入?？梢钥闯?，這些傳統(tǒng)的焊接技術(shù)相比，激光焊接一般采用較高的熱輸入，這會增加熱影響區(qū)寬度和焊后導致更大的扭曲和較高的殘余應力。這將是復合的，如果更多的焊接通道和添加更多的填充材料是必需的，由于就業(yè)的更廣泛的焊接槽，這些因素也可能有助于增加生產(chǎn)成本。與傳統(tǒng)的焊接技術(shù)相比，激光焊接具有其自身的優(yōu)勢，高功率密度等，以及相關的能力，具有窄的熱影響區(qū)做一個窄的焊縫，采用較低的熱輸入和焊接速度高，達到較低水平的殘余應力和變形，同時消耗更少的填充材料 18 和 19 。此外，激光焊接可以實現(xiàn)使用遠程控制，因為激光束可以使用光纖和焊接頭可以安裝在一個工業(yè)機器人。這種特性使得激光焊接適合生產(chǎn)高質(zhì)量的焊縫，所需的核環(huán)境。事實上，激光焊接到中等厚的部分奧氏體不銹鋼的應用已經(jīng)探討過。張等。 20 首先報道了8毫米厚的316毫米厚的50毫米厚鋼板的窄間隙焊接。elmesalamy等人。 21 成功焊接了20毫米厚的316不銹鋼使用1千瓦IPG單模光纖激光器的超窄間隙（1.5 mm間隙寬度），雙方采用多道窄間隙焊接的方法。盡管如此，沒有被報道在SA508鋼激光焊接特性。在低合金鋼焊接過程中發(fā)生的固態(tài)相變可能是非常復雜的，在某些鋼中，它可以很難預測焊接接頭的不同子區(qū)域的組織結(jié)構(gòu)。冷卻速率在不同的子區(qū)域?qū)⒋_定相變發(fā)生在連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變組合焊接過程中（CCT）在調(diào)查中對鋼圖。在焊接過程中的溫度歷史可以記錄使用熱電偶。然而，熱電偶只能測量離散點的溫度歷史。它也很難保證測量位置的溫度可以正確地記錄下來。有限元建模是一種替代的方法，在焊接過程中的熱循環(huán)調(diào)查。 在本研究中，單次自體激光焊接是參加SA508條款3鋼板。自體GTA焊接的開展提供這種鋼的激光焊接的基準。顯微組織和力學性能，如拉伸強度、硬度、和在焊接條件下研究了沖擊韌性的焊接構(gòu)件?；谝苿芋w積熱源模型模擬也進行了量化的焊接熱循環(huán)對微觀結(jié)構(gòu)的變化在自體激光焊接在SA508鋼的影響。數(shù)值的解決方案是使用商業(yè)軟件ANSYS生成，并與實驗結(jié)果進行了比較，驗證了數(shù)值模型。驗證的模型，然后用于預測的激光焊接的熱歷史。本文介紹了實驗和建模，并報告了這項工作所產(chǎn)生的初步結(jié)果。2。材料與實驗程序作為收到的基體材料（BM）在這項研究中使用的是調(diào)質(zhì)SA508 Cl.3鋼。SA508條款3鋼的化學成分如表1。碳當量（CE）是一個參數(shù)，通常用于評價鋼的焊接性，它被定義為合金元素除碳的碳當量濃度的百分比，從鋼的淬透性的觀點。根據(jù)參考文獻 22 計算調(diào)查的鋼的CE，并給出： 從表1看出，SA508 CE 0.60。MS（馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度在420 C）根據(jù)鈴木?的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（CCT）508級3圖。條款1鋼 23 。AC1和Ac3溫度約700C和800C，分別。光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡（SEM）對基地SA508鋼的顯微組織圖像都顯示在圖1（a）和（b），分別。標本機械拋光和蝕刻在2%硝酸溶液?；w材料的微觀結(jié)構(gòu)（BM）是一個暴躁的上貝氏體結(jié)構(gòu)。細小的析出物由不同的研究人員已經(jīng)確定，他們是M7C3和M23C6 6 、 12 和 24 。 作為收到SA508 Cl.3塊切成幾個6毫米和2毫米厚的板線放電加工（EDM）焊接試驗。自體激光焊接材料的尺寸大約是6毫米，100毫米和50毫米手動自體GTA焊接約2毫米50毫米100毫米。實驗使用連續(xù)波光纖激光器進行（IPG yls-16000）與一個16千瓦的最大功率。光束參數(shù)乘積為10毫米毫弧度的處理纖維300米直徑。從光纖的一端發(fā)射的激光束被準直由一個150毫米焦距的鏡頭，然后聚焦到試樣表面用鏡頭用400毫米焦距。測得的聚焦尺寸和瑞利長度分別為0.8毫米和15毫米，分別。激光頭安裝在一個六軸庫卡機器人。激光焊接的示意圖如圖所示。 350 GTA焊接電源是用于手動自體GTA焊接實驗。在焊接前，樣品被噴砂去除氧化物層。噴砂處理后，用丙酮清洗表面，然后將基體材料固定，以保證充分的約束。自體激光焊接和點焊進行。在焊接過程中保護熔池，用氬氣保護試樣的頂部和背面。焊接接頭的宏觀結(jié)構(gòu)和焊縫的微觀結(jié)構(gòu)是利用光學金相顯微鏡檢查（KEYENCE vhx-500f）和飛利浦XL 30掃描電子顯微鏡（SEM）。表面硬度測量使用Struers duramin-2維氏顯微硬度計進行。在焊縫的顯微硬度分布進行測量，分別位于頂部，在激光焊接接頭的宏觀截面中部和底部，并在焊接在板厚中間位置為手動GTA焊接接頭。使用負載3公斤，停留一段時間10 s的維氏顯微硬度機測試硬度（Struers duramin-2）。三測量每個縮進以最小化誤差進行。硬度遍歷進行跨焊縫在0.2毫米在熔合區(qū)和熱影響區(qū)間隔的凹槽，并在BM 0.4毫米的間隔。對接收的母材和焊接試樣的靜態(tài)拉伸強度評價標本根據(jù)ASTM E8M-04產(chǎn)生。子尺寸夏比沖擊試驗樣品的制備在BS EN 10045-1:1990意圖。缺口位于熔合區(qū)，以測試激光焊接樣品的焊接金屬的韌性。這些沖擊試樣的寬度是由板塊焊接厚度的限制，即6毫米。每一個測試是重復的三個單獨的和名義上相同的優(yōu)惠券，以減少不確定性。夏比和交叉焊縫拉伸試樣從電火花加工過程中使用的焊接穩(wěn)定狀態(tài)的區(qū)域提取。所提取的樣品的基體材料和焊接樣品的大小和形狀如圖3所示。焊接鋼筋的臉和根部焊縫試樣的地區(qū)由手工打磨砂紙在拉伸和夏比沖擊試驗進行刪除。進行拉伸試驗在Instron 4507號模型電子萬能試驗機在室溫下。夏比沖擊試驗的基礎材料和焊接的樣品上進行茲維克Roell夏比沖擊試驗機在?40C，?20C、0 C和室溫。每一張優(yōu)惠券在測試前的半小時內(nèi)舉行相關的測試，以確保整個樣品的溫度均勻一致。以下的拉伸強度和沖擊韌性試驗，所有的斷裂面測試標本用Zeiss EVO 50 SEM設有X射線能譜儀（EDX），研究了斷口形貌和確定斷裂模式。 最初的試驗進行了使用珠的板的配置，而不是加入兩個不同的板，以優(yōu)化焊接參數(shù)。的激光功率為4千瓦，選擇和焊接速度從0.84米/分鐘到1.08米/分鐘不等。激光焦點設置在板的頂部表面的2毫米。使用氬氣保護氣體，氣體流速為12升/分鐘和8升/分鐘，分別保護使用的頂部表面和在焊縫側(cè)的焊縫。激光頭由8個傾斜傾斜，以防止反射。焊接后，焊縫被切割，并準備作為金相樣品，以評估焊接珠的完整性。在圖4中給出了不同焊接參數(shù)的結(jié)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，實現(xiàn)與焊接速度為0.84米/分鐘，0.96米/分鐘，在頂部的焊縫金屬區(qū)域的切邊觀察到1.02米/分鐘的速度，并觀察到在一個速度為1.08米/分鐘。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(jié)果3.1。宏觀結(jié)構(gòu)特征SA508鋼焊接接頭的自體激光對接結(jié)構(gòu)，采用優(yōu)化的參數(shù)，如圖5所示。可以看出，焊縫兩側(cè)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。焊縫的寬度約為1.8毫米，和熱影響區(qū)的寬度大約為0.8毫米。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?qū)?。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(nèi)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。熔合區(qū)的寬度約為2.4毫米，和熱影響區(qū)的寬度大約為2.8毫米。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。3.2。微觀結(jié)構(gòu)特征焊接接頭各子區(qū)域內(nèi)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(jié)構(gòu)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(nèi)的熱影響區(qū)（CGHAZ，F(xiàn)GHAZ ICHAZ）使用SEM結(jié)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(nèi)的不同子帶的結(jié)構(gòu)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。3.3。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 HV0.3）和多倫多（ 410 HV0.3）焊接試樣高于基體材料的兩倍（ 200 HV0.3）。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，峰值硬度HV0.3，發(fā)生在FGHAZ約430 HV0.3。在激光熔合區(qū)和熱影響區(qū)的硬度焊接接頭（ 430 HV0.3）高于熔合區(qū)的GTA焊接接頭（ 410 HV0.3）。3.4。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(jié)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(jié)構(gòu)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 MPa和26.3%，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 MPa和28.1%，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 MPa和17.1%，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 MPa和19.3%，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(jié)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(jié)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。3.5。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。子尺寸試樣斷裂后shown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(jié)果的基礎材料是repeatable，當測試結(jié)果的激光焊接試樣的顯著為低散射的測試temperatures（?40C和?20C），這可能是attributed的偏差，在斷裂的裂紋。為了highlight的散射的結(jié)果對激光焊接specimens，這三個測試的結(jié)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(jié)果misleading 35 基本材料的結(jié)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(jié)果中的散射意味著任何這樣的趨勢是不明顯的?；A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?40C對應的試驗溫度，?20C、0 C和23 C，分別。它可以發(fā)現(xiàn)從夏比沖擊試驗結(jié)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?40C對應的測試溫度，?20C、0 C和23 C，分別。然而，有孤立的低能量吸收值66 J在?40C和45 J在?20C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?；w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?40C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?40C（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?20C完整呈現(xiàn)韌性斷裂面在圖15（c）。激光焊接試樣斷裂在?20C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0C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?40C.對斷裂的脆性解理斷裂面顯示為主和少量的韌窩（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?40C顯示韌性斷裂表面的等軸韌窩（圖16（b）。在?20C，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0C，在室溫下呈現(xiàn)韌性斷裂的等軸韌窩在圖16（g）（J）。3.6。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(gòu)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(cè)。 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（12.1版）。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，最小的單元尺寸為0.5毫米0。5毫米0.5毫米。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，（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WM-3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(zhuǎn)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(diào)查中，一個旋轉(zhuǎn)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(zhuǎn)拋物面。熱源可以被描述為 44 其中，Q為旋轉(zhuǎn)拋物面體積熱源點的功率密度，并在熱源效率，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(nèi)任意點旋轉(zhuǎn)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?？諝獾膶α鲹Q熱系數(shù)，hconv被假定為15周長1.2米 38 。 為了驗證模擬結(jié)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squirrel-2040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。 基于峰值溫度的空間分布，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1500C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(jié)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(jié)果進行了比較。每個位置的峰值溫度都很好。預測的冷卻速度也似乎是合理的在離焊縫中心線的距離為2.5毫米，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4.1。冶金不同分帶的微觀組織轉(zhuǎn)變 熱分析的結(jié)果進行了驗證，發(fā)現(xiàn)與實驗結(jié)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(jié)構(gòu)，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。點從焊縫中心線下降0毫米和0.5毫米的距離，融合區(qū)內(nèi)，而點在1毫米約恰逢融合線，并在1.5毫米的距離點有望在熱影響區(qū)，而分在2毫米和2.5毫米的預期一致與ICHAZ和基材，分別。所預測的峰值溫度在毫米，0.5毫米，1毫米，1.5毫米，2毫米和2.5毫米，2100毫米，1900，1300，920，700，C，分別為0毫米、毫米和570C。這些點的溫度超過1500 C 有望熔合區(qū)內(nèi)，而在2.5毫米的距離（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（700C）。根據(jù)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變（CCT）508鋼 23 圖，為形成馬氏體臨界冷卻速度為900Cmin（15C/S）。根據(jù)模擬結(jié)果，在900和420C（馬氏體開始溫度）之間的溫度范圍內(nèi)的平均冷卻速率，在0毫米，0.5毫米和1.5毫米的焊縫中心線的位置是675c+，608C和246C /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(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。根據(jù)仿真結(jié)果，從焊縫中心線的距離為2毫米，最高溫度約為700C（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700C，但低于800C（Ac3溫度）。本區(qū)（ICHAZ）只能部分轉(zhuǎn)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(zhuǎn)變停止，在這個溫度仍會ICHAZ足夠高的馬氏體自回火。然而，其他未轉(zhuǎn)化的材料（即材料不發(fā)生奧氏體化）將被保留，這可能采取的形式的過度回火鐵氧體或貝氏體。在ICHAZ的最終組織將可能包括貝氏體和馬氏體的混合了回火馬氏體，如圖7所示（一）。在焊縫中心線的距離為1.5毫米，峰值溫度約為920，根據(jù)模擬結(jié)果。的距離為1.5毫米，約1.8毫米之間的峰值溫度將下降920C和800這區(qū)域?qū)狥GHAZ之間。在FGHAZ峰值溫度略高于Ac3溫度（800C）。材料是完全重新奧氏體化在這一地區(qū)，但有限的奧氏體晶粒生長由于相對較低的峰值溫度和時間很短的時間在這個溫度范圍 28 和 46 。在下面的快速冷卻過程中，這種細粒度的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，在冷卻過程中會有一定的馬氏體。在FGHAZ最終組織將馬氏體混合一些汽車回火馬氏體。的微觀結(jié)構(gòu)和晶粒尺寸可以看到在圖7（乙）組織在熔合區(qū)和熱影響區(qū)的每個子帶的GTA焊接接頭幾乎相同的激光焊接接頭對應的子區(qū)域。然而，有更多的回火馬氏體在每個子區(qū)域，由于較高的熱輸入和較慢的冷卻速率與GTA焊接和激光焊接相比。4.2不同子帶力學性能與微觀結(jié)構(gòu)的關系 MS（馬氏體開始）SA508鋼溫度大約是420C和馬氏體的臨界冷卻速率約為15C/S 23 。該鋼的溫度相對較高，馬氏體形成的臨界冷卻速度相對較低。這可能導致GTA焊接熔合區(qū)和熱影響區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。冷卻速率在激光焊接熔合區(qū)和熱影響區(qū)經(jīng)歷了比馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速度高出約20至40倍。這樣的結(jié)果是所有的熔合區(qū)和熱影響區(qū)向馬氏體轉(zhuǎn)變。具有高硬度馬氏體是在激光焊接熔合區(qū)和熱影響區(qū)的產(chǎn)生，以及在焊接條件下，激光的熔合區(qū)和熱影響區(qū)的顯微硬度焊縫超過一倍，相比于基體材料。這也發(fā)生在手動自體GTA焊接接頭。這表明，508鋼的情況下預熱，GTA焊接在硬化焊接接頭激光焊接具有相同的效果。如圖7所示，從粗晶區(qū)各子區(qū)的顯微組織變化（熱）為細晶區(qū)（FGHAZ）然后一部分奧氏體化區(qū)（ICHAZ）隨著距離的增加從熔合線。晶粒尺寸的變化，因為在不同的子帶的不同的熱循環(huán)。在焊接條件下，在粗晶區(qū)和細晶區(qū)變化在410 HV0.3的硬度，這是約的基礎材料，雙（200 HV0.3），而在ICHAZ的顯微硬度明顯低于 300 HV0.3。鋼的強度和硬度之間有一個大致的比例關系，具有更高強度的材料，盡管這并不總是這種情況。熔合區(qū)的優(yōu)勢和熱影響區(qū)各子區(qū)主要由馬氏體碳化物沉淀在這些子區(qū)域和精細的改進。硬度測試結(jié)果表明，焊縫金屬的屈服強度可以等于甚至超過的熱影響區(qū)。在焊接熱影響區(qū)的亞區(qū)的顯微硬度分布與焊后熱處理之前，在熱影響區(qū)的亞區(qū)的屈服強度一致，如Lee等人的工作報告。 12 在SA508鋼。他們表明，屈服強度超過1100兆帕的粗晶區(qū)和細晶區(qū)，也是基料約雙屈服強度（500 MPa），而ICHAZ的屈服強度約600 MPa 12 。由于在ICHAZ材料只有部分轉(zhuǎn)化為馬氏體，在焊接過程中及其他未轉(zhuǎn)化的材料保留，對ICHAZ的屈服強度低于粗晶區(qū)和細晶區(qū)的材料完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。此外，由于較高的熱輸入和較慢的冷卻速率與GTA焊接和激光焊接相比，更是自回火馬氏體在冷卻過程中，使硬度在GTA焊接接頭熔合區(qū)和熱影響區(qū)低于激光焊接接頭。當然，我們必須牢記，SA508鋼會一直進行焊后熱處理焊后和大多數(shù)，如果不是所有的相變硬化，將逆轉(zhuǎn)。不過值得建立在何種程度上的鋼可能脆化的激光焊接工藝，和脆化的潛力一般會在焊接條件下最大。與焊接過程中的硬化導致的焊接拉伸試驗樣品的基礎材料，沒有任何損失的強度。此外，窄熔合區(qū)是激光焊接的典型特征。這兩個因素將有助于在激光焊接試樣的夏比沖擊試驗的困難，即裂紋偏離焊縫為基料，從而誤導沖擊韌性的結(jié)果。一種激光焊接的夏比沖擊試樣失敗具有較低的能量吸收值（66 J）進行測試時，在?40這可能由于啟動從缺口和偏離到基體材料中裂紋的發(fā)生，然后繼續(xù)通過熱影響區(qū)傳播。此試樣的裂紋路徑可以在圖14中看到?；w材料可以吸收一定的能量，但脆性區(qū)可以吸收較少的能量在骨折。另一個激光焊接試樣失效具有更低的能量吸收值45，測試時在20?這可能是由于啟動從缺口裂紋并擴展直接通過熱影響區(qū)。斷裂路徑（通過HAZ）此標本圖14中可以看出（D）。脆性區(qū)不能吸收太多的能量在斷裂之前。然而，還有其他兩個激光焊接試樣的斷裂具有更高的吸收能量（約100 J）在?40C和?20C，分別。這可能是由于從缺口開始的裂縫，然后直接傳播的基礎材料。這些激光焊接試樣的吸收的能量被發(fā)現(xiàn)要比那些在相應的測試溫度下的基材料的更高。這可能歸因于裂紋的彎曲的傳播路徑，從而增加了該地區(qū)的斷裂面相比，從基底材料中提取的試樣，從而增加了吸收的能量。曲線的旅行路徑可以在圖14中看到（乙）和（2）。所有的標本中提取的基礎材料斷裂的方式，與缺口對