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在激光作用下核压力容器钢焊接接头的显微组织和力学性能

摘要:设计间接热冲压工艺，利用有限元法对零件的几何尺寸和力学性能进行了预测。在间接热冲压过程的情况下，生产性能与适应车身部件，冷却路径造成扩散和扩散控制的相变。通过人脸的相变引起的体积膨胀为面心立方（FCC）为体心立方（BCC）和体心四方（BCT）马氏体的形成导致相变诱导株的整体应力热冲压的车身部件的计算是很重要的。计算的应力和应变状态正确，它是必要的模型的扩散和扩散控制的相变现象，考虑到间接热冲压过程的边界条件。现有的材料模型进行分析和扩展以提高计算铁氧体、珍珠岩的数量和分布，其预测的准确性，整个退火过程中贝氏体和马氏体。工业用新方法在有限元程序LS-DYNA 971实现

关键词：核钢稳压器压水反应堆反应堆压力容器结构完整性焊接韧性SA508钢通常用于民用核反应堆的关键部件，如反应堆压力容器。核部件通

常采用电弧焊接工艺，但与设计为未来的新建设项目超过60年的生活，新的焊接技术正在寻求。在这种探索性的研究，为第一时间，自体激光焊接6毫米厚的进行SA508 Cl.3钢板使用16千瓦激光系统在4千瓦的功率运行。这个

显微组织和力学性能（包括显微硬度、抗拉强度、延伸率等夏比冲击韧性）的特点和结构进行了比较电弧焊接。基于移动体热的三维瞬态模型源模型也发展到模拟激光焊接热循环，以估计冷却速率的过程。初步结果表明，激光焊接工艺可以无宏观缺陷的焊缝，激光焊接的强度和韧性在这项研究中的联合，得到的值，在焊接的母材条件。

反应堆压力容器的寿命和安全运行（RPV），这是核电站中最关键的部件之一。取决于高温压力容器材料的耐久性，高压力和放射性环境。具有较高强度，韧性和抗辐照脆化的材料的需要是上升的，由于增加的发电容量和核电厂的设计寿命[ 1 ]，[ 2 ]，[ 3 ]，[ 4 ]，[ 5 ]，[ 7 ]，[ 8 ]和[ 6 ]。SA508钢已经用于许多RPV?的压水反应堆制造因为他们提供的结合强度，延展性好，断裂韧性，相对于机械性能的均匀性，和他们的经济[ 9 ]、[ 10 ]、[ 11 ]和[ 12 ]。无人机是采用焊接厚环形锻件或SA508钢板在一起。这些通常是采用电弧焊接实现，其次是为焊后热处理以恢复在热影响区（HAZ）韧性。而电弧焊接技术以及建立这些组件，在高功率激光器的可用性增加，能够以较高的焊接速度，减少焊接变形中厚截面钢，提供激励考虑激光焊接焊接部件制造SA508钢提供任何优势.

传统的焊接方法制造的核压力容器用钨极氩弧焊（GTAW）和埋弧焊（SAW）[ 13 ]、[ 14 ]和[ 15 ]。在版本óN et al.?的[ 14 ]研究评估应力释放在HAZ裂纹敏感性，多次看到来为每一个通过1.8 kJ /毫米的热输入焊接140毫米厚的SA508 2级钢。基姆等。[ 16 ]报道常规看到3 kJ /毫米每通过一个热输入SA 508级3钢的焊接。Murty等人。[ 13 ]发现，多通过SA533B钢埋弧焊接，焊缝金属的热影响区宽度，分别为26和12毫米，分别。locsdon [ 17 ]焊接64毫米厚的钢板SA533

组环境2使用多道窄间隙钨极氩弧焊用10毫米宽的槽和1.6 kJ /毫米每通过一个热输入。可以看出，这些传统的焊接技术相比，激光焊接一般采用较高的热输入，这会增加热影响区宽度和焊后导致更大的扭曲和较高的残余应力。这将是复合的，如果更多的焊接通道和添加更多的填充材料是必需的，由于就业的更广泛的焊接槽，这些因素也可能有助于增加生产成本。

与传统的焊接技术相比，激光焊接具有其自身的优势，高功率密度等，以及相关

的能力，具有窄的热影响区做一个窄的焊缝，采用较低的热输入和焊接速度高，达到较低水平的残余应力和变形，同时消耗更少的填充材料[ 18 ]和[ 19 ]。此外，激光焊接可以实现使用远程控制，因为激光束可以使用光纤和焊接头可以安装在一个工业机器人。这种特性使得激光焊接适合生产高质量的焊缝，所需的核环境。事实上，激光焊接到中等厚的部分奥氏体不锈钢的应用已经探讨过。张等。[ 20 ]首先报道了8毫米厚的316毫米厚的50毫米厚钢板的窄间隙焊接。elmesalamy 等人。[ 21 ]成功焊接了20毫米厚的316不锈钢使用1千瓦IPG单模光纤激光器的超窄间隙（1.5 mm间隙宽度），双方采用多道窄间隙焊接的方法。尽管如此，没有被报道在SA508钢激光焊接特性。

在低合金钢焊接过程中发生的固态相变可能是非常复杂的，在某些钢中，它可以很难预测焊接接头的不同子区域的组织结构。冷却速率在不同的子区域将确定相变发生在连续冷却转变组合焊接过程中（CCT）在调查中对钢图。在焊接过程中的温度历史可以记录使用热电偶。然而，热电偶只能测量离散点的温度历史。它也很难保证测量位置的温度可以正确地记录下来。有限元建模是一种替代的方法，在焊接过程中的热循环调查。

在本研究中，单次自体激光焊接是参加SA508条款3钢板。自体GTA焊接的开展提供这种钢的激光焊接的基准。显微组织和力学性能，如拉伸强度、硬度、和在焊接条件下研究了冲击韧性的焊接构件。基于移动体积热源模型模拟也进行了量化的焊接热循环对微观结构的变化在自体激光焊接在SA508钢的影响。数值的解决方案是使用商业软件ANSYS生成，并与实验结果进行了比较，验证了数值模型。验证的模型，然后用于预测的激光焊接的热历史。本文介绍了实验和建模，并报告了这项工作所产生的初步结果。

2。材料与实验程序

作为收到的基体材料（BM）在这项研究中使用的是调质SA508 Cl.3钢。SA508

条款3钢的化学成分如表1。碳当量（CE）是一个参数，通常用于评价钢的焊接性，它被定义为合金元素除碳的碳当量浓度的百分比，从钢的淬透性的观点。根据参考文献[ 22 ]计算调查的钢的CE，并给出：

从表1看出，SA508 CE 0.60。MS（马氏体转变开始温度在420 C）°根据铃木?的连续冷却转变曲线（CCT）508级3图。条款1钢[ 23 ]。AC1和Ac3温度约700°C和800°C，分别。光学显微镜和扫描电子显微镜（SEM）对基地SA508钢的显微组织图像都显示在图1（a）和（b），分别。标本机械抛光和蚀刻在2%硝酸溶液。基体材料的微观结构（BM）是一个暴躁的上贝氏体结构。细小的析出物由不同的研究人员已经确定，他们是M7C3和M23C6 [ 6 ]、[ 12 ]和[ 24 ]。

作为收到SA508 Cl.3块切成几个6毫米和2毫米厚的板线放电加工（EDM）焊接试验。自体激光焊接材料的尺寸大约是6毫米，100毫米和50毫米××手动自体GTA焊接约2毫米50毫米100毫米××。

实验使用连续波光纤激光器进行（IPG yls-16000）与一个16千瓦的最大功率。光束参数乘积为10毫米毫弧度的处理纤维300μ米直径。从光纤的一端发射的激光束被准直由一个150毫米焦距的镜头，然后聚焦到试样表面用镜头用400毫米焦距。测得的聚焦尺寸和瑞利长度分别为0.8毫米和15毫米，分别。激光头安装在一个六轴库卡机器人。激光焊接的示意图如图所示。

350 GTA焊接电源是用于手动自体GTA焊接实验。在焊接前，样品被喷砂去除氧化物层。喷砂处理后，用丙酮清洗表面，然后将基体材料固定，以保证充分的约束。自体激光焊接和点焊进行。在焊接过程中保护熔池，用氩气保护试样的顶部和背面。

焊接接头的宏观结构和焊缝的微观结构是利用光学金相显微镜检查（KEYENCE vhx-500f）和飞利浦XL 30扫描电子显微镜（SEM）。表面硬度测量使用Struers duramin-2维氏显微硬度计进行。

在焊缝的显微硬度分布进行测量，分别位于顶部，在激光焊接接头的宏观截面中部和底部，并在焊接在板厚中间位置为手动GTA焊接接头。使用负载3公斤，停留一段时间10 s的维氏显微硬度机测试硬度（Struers duramin-2）。三测量每个缩进以最小化误差进行。硬度遍历进行跨焊缝在0.2毫米在熔合区和热影响区间隔的凹槽，并在BM 0.4毫米的间隔。

对接收的母材和焊接试样的静态拉伸强度评价标本根据ASTM E8M-04产生。子尺寸夏比冲击试验样品的制备在BS EN 10045-1:1990意图。缺口位于熔合区，以测试激光焊接样品的焊接金属的韧性。这些冲击试样的宽度是由板块焊接厚度的限制，即6毫米。每一个测试是重复的三个单独的和名义上相同的优惠券，以减

少不确定性。夏比和交叉焊缝拉伸试样从电火花加工过程中使用的焊接稳定状态的区域提取。所提取的样品的基体材料和焊接样品的大小和形状如图3所示。焊接钢筋的脸和根部焊缝试样的地区由手工打磨砂纸在拉伸和夏比冲击试验进行删除。进行拉伸试验在Instron 4507号模型电子万能试验机在室温下。夏比冲击试验的基础材料和焊接的样品上进行兹维克Roell夏比冲击试验机在?40°C，?20°C、0 C和°室温。每一张优惠券在测试前的半小时内举行相关的测试，以确保整个样品的温度均匀一致。以下的拉伸强度和冲击韧性试验，所有的断裂面测试标本用Zeiss EVO 50 SEM设有X射线能谱仪（EDX），研究了断口形貌和确定断裂模式。

最初的试验进行了使用珠的板的配置，而不是加入两个不同的板，以优化焊接参数。的激光功率为4千瓦，选择和焊接速度从0.84米/分钟到1.08米/分钟不等。激光焦点设置在板的顶部表面的2毫米。使用氩气保护气体，气体流速为12升/分钟和8升/分钟，分别保护使用的顶部表面和在焊缝侧的焊缝。激光头由8个倾斜倾斜，以防止反射。

焊接后，焊缝被切割，并准备作为金相样品，以评估焊接珠的完整性。在图4

中给出了不同焊接参数的结果。

检查的焊接参数的不同的焊接参数显示，可以接受的焊缝轮廓，实现与焊接速度为0.84米/分钟，0.96米/分钟，在顶部的焊缝金属区域的切边观察到1.02米/分钟的速度，并观察到在一个速度为1.08米/分钟。优化的焊接参数在表2中概述。自体激光对接焊接6毫米SA508钢采用这些优化的焊接参数进行。

350 GTA 焊接电源是用于焊接2毫米厚的钢板508。手动自体GTA 焊接进行提供最好的比较自体激光焊接。与2毫米的厚度板被用在GTA 焊接固有的浅层

渗透，双面焊接进行了。焊接参数在表3中概述。

3。结果

3.1。宏观结构特征

SA508钢焊接接头的自体激光对接结构，采用优化的参数，如图5所示。可以看出，焊缝两侧的熔合线几乎是平行的，这是小孔焊接的特点。没有任何证据的缺陷，如孔隙度或削弱。焊缝的宽度约为1.8毫米，和热影响区的宽度大约为0.8毫米。接头可以分为几个不同的区域，如冶金，熔合区（FZ）在中心，热影响区（HAZ）与基体材料（BM）。熔合区由粗大的柱状枝晶颗粒组成，其与垂直于熔合边界的方向对准。最大热流方向为垂直于熔合边界，晶粒趋向于向上生长最快，在熔合区内的柱状晶组织中有25和26。在光学显微镜下，它被观察到的晶粒尺寸随距离从焊缝中心线。焊接热影响区可进一步划分为三个不同的区域：粗晶热影响区（CGHAZ）（靠近熔合线），细晶热影响区（FGHAZ）和两相区（ICHAZ）相邻的BM。

一个宏观部分通过手工自体GTA焊接2毫米厚的SA508钢如图6所示。由于有限的穿透深度在GTA焊接，双面自手动GTA焊接应用。熔合区的宽度约为2.4毫米，和热影响区的宽度大约为2.8毫米。在熔合区和热影响区宽度大于6毫米厚的激光焊缝宽得多。

3.2。微观结构特征

焊接接头各子区域内的显微组织演变主要由焊接热循环过程中的峰值温度和每个相应的子区域的冷却速度[ 27 ]和[ 28 ]确定。作为焊接结构在6毫米厚的激光焊接2毫米厚的手册进行自体GTA焊接熔合区和在每一个不同的子区域内的热影响区（CGHAZ，FGHAZ ICHAZ）使用SEM结果在图7和图8分别给出了。对焊接工艺的焊接热影响区内的不同子带的结构是相似的。然而，更细小的析出物在GTA焊接热影响区的发现相比，激光焊接接头。在基姆等人的工作中。[ 29 ]和[ 30 ]，细小的析出物被确定为高钼含量的M2C型碳化物。在焊缝，包括贝氏体组织在ICHAZ，marteniste和自回火马氏体。在FGHAZ组织包括汽车回火马氏体细晶粒马氏体。在粗晶区，显微组织由马氏体和回火马氏体粗粒度的汽车，而在融合区，粗大的马氏体和自动观察回火马氏体。

3.3。显微硬度

作为焊接的显微硬度分布在激光焊接和手动GTA焊接如图9。可以看出，无论是激光在焊缝及热影响区的硬度（~ 430 HV0.3）和多伦多（~ 410 HV0.3）焊接试样高于基体材料的两倍（~ 200 HV0.3）。这是预期的焊接条件下的焊接。在熔合区的硬度略高于激光焊接试样的焊接热影响区。为GTA在熔合区和热影响区的硬度，焊接接头在410上下波动，峰值硬度HV0.3，发生在FGHAZ约430 HV0.3。在激光熔合区和热影响区的硬度焊接接头（~ 430 HV0.3）高于熔合区的GTA焊接接头（~ 410 HV0.3）。

3.4。室温拉伸行为

交叉焊缝的拉伸数据如表观屈服强度参数，拉伸强度和伸长率均明显，2毫米厚的钨极氩弧焊试样和6毫米厚的激光焊接试样总结在表4中，其中包括平均值和标准偏差。应该牢记的是，试样显然是不均匀的，因此，记录的屈服强度和伸长率的值是不真正代表任何特定的微观结构区，并且它们也将随选择的规范长度（在这种情况下，25毫米）。尽管如此，在这项研究中，测得的值被包括提供一个定性的比较，每个焊缝。明显的屈服强度（YS）、抗拉强度（UTS）和明显的伸长量估计为494 MPa、631 MPa和26.3%，对于6毫米厚的激光焊接试样。所有的拉伸破坏发生在远离焊接区域的。YS，为6毫米厚的基底材料的抗拉强度和延伸率分别为498 MPa、632 MPa和28.1%，分别。相比较而言，明显的屈服强度（YS）、抗拉强度（UTS）和2毫米厚的钨极氩弧焊试样明显伸长估计为498 MPa、633 MPa和17.1%，分别。所有的拉伸破坏发生在远离焊接区域的。YS，为2毫米厚的基底材料的抗拉强度和延伸率分别为501 MPa、633 MPa和19.3%，

分别。

为2毫米和6毫米，如图11所示。它可以从拉伸试验结果表明，激光和GTA焊

接试样的拉伸性能有非常相似的基础材料在相应的厚度。然而，焊接试样的表观伸长率略低与那些相应基础材料相比。在图9中的硬度分布表明，在焊接条件下，焊接过程中所产生的材料已加强，所以很可能在拉伸试验过程中，焊接区域没有产生屈服，从而有助于降低延伸率。此外，它可以从拉伸试验结果表明，材料的厚度对屈服强度和断裂强度几乎没有影响，与2毫米厚，6毫米厚的材料呈现类似的屈服强度和断裂强度。令人好奇的是，材料的厚度，有一个显着的影响的伸长率，与较薄的材料（2毫米厚）提出较低的伸长率时相比，与6毫米厚的材料。

3.5。夏比冲击韧性，以不同的temperatures

《能源吸附的碱金属和焊缝的激光冲击下的冰plotted作为一个功能的温度在图13。《子尺寸试样断裂后shown夏比冲击试验是在图14。它可以看到，所有的paths破碎的激光焊接试样的试验开始的，然后deviate熔合区和HAZ的基体材料。测试结果的基础材料是repeatable，当测试结果的激光焊接试样的显着为低散射的测试temperatures（?40°C和?20°C），这可能是attributed的偏差，在断裂的裂纹。为了highlight的散射的结果对激光焊接specimens，这三个测试的结果是市场在每个温度图13和图14。许多研究人员已经reported，激光和电子束焊接过程中可能对目前的困难owing韧性试验区的两个窄融合在一起，有一个大学学位的高强度的高匹配接头[ 31 ]，[ 32 ]，[ 33 ]和[ 34 ]。reported倾向，艾略特的《deviate断裂成两个基地，而不是金属的熔合区propagate通CAN导线的两个结果misleading [ 35 ]

基本材料的结果显示一个整体的趋势：所吸收的能量的增加，在测试温度的增加。相比之下，激光焊接的结果中的散射意味着任何这样的趋势是不明显的。基础材料达到良好的韧性，吸收的能量与平均值约为70 J，95 J，97 J和105 J 在?40°C对应的试验温度，?20°C、0 C和23 C°°，分别。它可以发现从夏比冲击试验结果的平均吸收的激光焊缝试样的能量相媲美的基础材料。对于激光焊接试样的平均吸收能量值分别约为92 J，80 J，100 J和98 J在?40°C对应的测试温度，?20°C、0 C和23 C°°，分别。然而，有孤立的低能量吸收值66 J在?40°C和45 J在?20°C为激光焊接的试样，但在这些温度约100 J这些孤立的低韧性值贡献了大量分散在吸收能量值的激光焊接试样在测试温度低平均值。

基体材料的宏观断口和激光焊接试样的冲击试验后如图15。为基料在?40°C测试（图15（a）），可以看出，裂纹传播从最初的韧性缺口之前继续通过脆性断裂试样的传播。韧性断裂的区域和随后的脆性断裂的区域之间的边界清楚地是在图15（1）。的脆性断裂区域跨越约60%的断裂面作为一个整体。激光焊接试样断裂在?40°C（图15（b））揭示了非常不同的两个断裂面：左边的样本提供了一个完全的韧性断裂表面实现了高吸收的能量（102 J），而右边的样本显示，裂纹开始传播之前的韧性继续传播在脆性的方式在大多数（~ 60%）的断裂面，和吸收的能量明显低于这个标本（66 J）。断裂的基础材料试件在?20°C完整呈现韧性断裂面在图15（c）。激光焊接试样断裂在?20°C测试（图15（d））又提出了两种非常不同的断裂面：左边的样本提供了一个完全的韧性断口（84 J），而右边的样本揭示了一个完全脆性断裂面（45 J）。在0°C和室温下测试的基本材料和激光焊接试件在所有剩余的情况下，如图15（电子）-（小时），在所有剩余的情况下，完全韧性断裂面。

断口的基体材料和激光焊接试样的冲击试验后，在图16中所示的高放大倍率。解理断裂被证实在这些基础材料和激光焊接试件的断裂与低吸收的能量在?40°C.对断裂的脆性解理断裂面显示为主和少量的韧窝（图16（a）和（c））。相比之下，激光焊接的试样，获得更高的能量吸收在?40°C显示韧性断裂表面

的等轴韧窝（图16（b））。在?20°C，无论是基础材料和激光焊接的试样，达

到更高的吸收能量呈现韧性断裂表面的等轴韧窝在图16（d）和（e），而较低的能量吸收了由解理断裂表面的激光焊接试样（图16（f））。所有基础材料和激光焊接试样在0°C，在室温下呈现韧性断裂的等轴韧窝在图16（g）–（J）。

3.6。三维有限元建模的自激光焊接工艺的制定和程序

这是理解激光自熔焊接SA508钢时的微观组织演化研究焊接过程的温度场的重要，这是特别是在焊接热影响区的情况。在构建一个数值模型来预测在不同的子区域的热历史，在焊接过程中，下面的假设，以简化的解决方案[ 36 ]：

（1）

材料是各向同性的，并且环境温度和初始试样的温度均为20

（2）

焊接熔池中液态金属的对流流动和小孔激光焊接中的汽化现象，可以忽略。

（3）

在焊接过程中的热流量是由传导和对流的影响，即辐射的影响可以忽略。此外，在试样和环境之间的界面处的对流系数可以被假定为常数。

（4）

由于焊接接头的对称性，可以应用于对称性，因此，只有必要的模拟焊接接头的一侧。

模型尺寸为50毫米，50毫米，6毫米。图17显示了网格配置。在三维实体模型，利用ANSYS 软件生成的38337个节点和41040个单元（12.1版）。细网格中的熔合区附近的热影响区，陡峭的温度梯度可以预期，而较粗的网格被用来进一步远离焊缝和热影响区的坡度可能没那么严重。此外，随着距离的增加，元件的尺寸逐渐增大，最小的单元尺寸为0.5毫米0。5毫米0.5毫米。在这个模型中，X 轴对应的焊接方向，Y 轴是正常的焊接方向但在板的平面，和Z 方向的平

面外方向。

使用温度依赖性的热性能进行热分析。瞬态温度，吨，被确定为一个函数的时间，吨，和空间（×，），通过求解下面的传热方程[ 37 ]和[ 38 ]

在这里，K（t）的热导率为在1 K W M??1温度的功能，ρ（t）是密度为3的魔芋葡甘聚糖?温度功能，CP（T）是在恒定的压力作为一个J 1 K 1公斤??温度函数的具体热，和QV是WM-3容积热通量

高功率激光束是一个高度集中的热源，热源模型通常用于在激光束焊接的数值分析中的各种穿透深度的功率密度的变化。在许多论文[ 39 ]，[ 40 ]和[ 41 ]，热源被假定为高斯分布的形式，但它通常是在实验研究的基础上修改。有一个公认的“钥匙孔”现象[ 39 ]，[ 42 ]和[ 43 ]，其中一些激光功率被吸收的离子蒸汽在钥匙孔，并转移到焊接熔池表面，这也是“小孔”边界。因此，一个体积热源模型通常用于模拟激光焊接过程。在体积热源模型，高斯热通量分布往往假定在径向方向和“钥匙孔”被认为是一个圆柱体或截断锥[ 39 ]。在本次调查中，一个旋转抛物面体积热源的温度场模拟。配电遵循高斯热流分布在每一层的旋转抛物面。热源可以被描述为[ 44 ]

其中，Q为旋转抛物面体积热源点的功率密度，并在热源效率，η，被认为是在热分析[ 38 ] 80%，泽是纵坐标上的parboloid最大的可能值，子是这个垂直

坐标的最小可能值，H是抛物面的高度，再是抛物面的开口半径R0的抛物面的任何一点的半径，r是距离内任意点旋转抛物面体积热源的热源中心，P是输出的激光功率和Z是在平面方向坐标，相对于板，模型中的任何一点。所使用的材料的热物理性能的文献[ 45 ]

在热分析过程中，对流边界条件适用于所有自由表面的模型，除了对称的平面，其中一个绝热边界条件。方程（4）给出了模拟中的热边界条件。

在这里，T和T0在板被焊接的表面温度和环境温度，分别。空气的对流换热系数，hconv被假定为15周长1.2米[ 38 ]。

为了验证模拟结果，无论是实验测得的热循环和熔合区形态进行了比较与那些从模拟所产生的预测。连续测量整个焊接过程采用K型热电偶在激光焊接试样的热循环。一个squirrel-2040系列数据记录器，用于在焊接过程中的热历史记录。热电偶点焊在板的顶面，分别位于不同距离焊缝中心线，在垂直于焊接方向和一半沿焊缝长度的线，如图18。

基于峰值温度的空间分布，焊缝形貌和尺寸可以预测。的纯激光焊接模拟横截面如图19。如果假定聚变边界对应于约1500°C的温度，那么它可以看出，预测的融合边界是大致平行的板的厚度方向，和焊缝的半宽度约为1毫米。计算出的焊缝几何尺寸和尺寸与实验结果吻合较好。

图20给出了在试样顶部表面点焊的热电偶的位置计算的热循环，并与实验结果进行了比较。每个位置的峰值温度都很好。预测的冷却速度也似乎是合理的在离焊缝中心线的距离为2.5毫米，虽然预测值与实测值之间的冷却速率大于3毫米的距离的差异。似乎有低估的趋势，冷却速度。然而，当预测焊接温度场图19与图5相比较，这有一个很好的相关性计算和试验焊缝形状。

4讨论

4.1。冶金不同分带的微观组织转变

热分析的结果进行了验证，发现与实验结果吻合良好。由此产生的预测模型，可以用来推断的微观结构，有可能产生的激光焊接过程中。预测的热循环的位置，通过板的厚度的一半，但在不同的距离，从焊缝中心线，如图21所示。点从焊缝中心线下降0毫米和0.5毫米的距离，融合区内，而点在1毫米约恰逢融合线，并在1.5毫米的距离点有望在热影响区，而分在2毫米和2.5毫米的预期一致与ICHAZ和基材，分别。所预测的峰值温度在毫米，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，分别为0毫米、毫米和570°C。这些点的温度超过1500 C ~°有望熔合区内，而在2.5毫米的距离（母材）无固态相变的发生，因为在这个位置的峰值温度低于Ac1

温度（700°C）。

根据连续冷却转变（CCT）508钢[ 23 ]图，为形成马氏体临界冷却速度为900°C ／min（15°C/S）。根据模拟结果，在900和420°C（马氏体开始温度）之间的温度范围内的平均冷却速率，在0毫米，0.5毫米和1.5毫米的焊缝中心线的位置是675°c++，608°C和246°C /秒，分别。这些冷却速度比马氏体形成的临界冷却速度快得多。这意味着，熔合区和热影响区几乎肯定会转变为马氏体。根据仿真结果，从焊缝中心线的距离为2毫米，最高温度约为700°C（即AC1温度）。这一地区可能会接近ICHAZ的外边界。在距离焊缝中心线下2毫米，气温将高于700°C，但低于800°C（Ac3温度）。本区（ICHAZ）只能部分转变为奥氏体的焊接热循环过程中的。在随后的快速冷却过程中，任何新产生的奥氏体将被淬火形成马氏体。当马氏体转变停止，在这个温度仍会ICHAZ足够高的马氏体自回火。然而，其他未转化的材料（即材料不发生奥氏体化）将被保留，这可能采取的形式的过度回火铁氧体或贝氏体。在ICHAZ的最终组织将可能包括贝氏体和马氏体的混合了回火马氏体，如图7所示（一）。

在焊缝中心线的距离为1.5毫米，峰值温度约为920°，根据模拟结果。的距离为1.5毫米，约1.8毫米之间的峰值温度将下降920°C和800°这区域对应FGHAZ 之间。在FGHAZ峰值温度略高于Ac3温度（800°C）。材料是完全重新奥氏体化在这一地区，但有限的奥氏体晶粒生长由于相对较低的峰值温度和时间很短的时间在这个温度范围[ 28 ]和[ 46 ]。在下面的快速冷却过程中，这种细粒度的奥氏体转变为马氏体，在冷却过程中会有一定的马氏体。在FGHAZ最终组织将马氏体混合一些汽车回火马氏体。的微观结构和晶粒尺寸可以看到在图7（乙）

组织在熔合区和热影响区的每个子带的GTA焊接接头几乎相同的激光焊接接头对应的子区域。然而，有更多的回火马氏体在每个子区域，由于较高的热输入和较慢的冷却速率与GTA焊接和激光焊接相比。

4.2不同子带力学性能与微观结构的关系

MS（马氏体开始）SA508钢温度大约是420°C和马氏体的临界冷却速率约为15°C/S [ 23 ]。该钢的温度相对较高，马氏体形成的临界冷却速度相对较低。这可能导致GTA焊接熔合区和热影响区转变为马氏体。冷却速率在激光焊接熔合区和热影响区经历了比马氏体转变的临界冷却速度高出约20至40倍。这样的结果是所有的熔合区和热影响区向马氏体转变。具有高硬度马氏体是在激光焊接熔合区和热影响区的产生，以及在焊接条件下，激光的熔合区和热影响区的显微硬度焊缝超过一倍，相比于基体材料。这也发生在手动自体GTA焊接接头。这表明，508钢的情况下预热，GTA焊接在硬化焊接接头激光焊接具有相同的效果。如图7所示，从粗晶区各子区的显微组织变化（热）为细晶区（FGHAZ）然后一部分奥氏体化区（ICHAZ）随着距离的增加从熔合线。晶粒尺寸的变化，因为在不同的子带的不同的热循环。在焊接条件下，在粗晶区和细晶区变化在410 HV0.3的硬度，这是约的基础材料，双（200 HV0.3），而在ICHAZ的显微硬度明显低于~ 300 HV0.3。钢的强度和硬度之间有一个大致的比例关系，具有更高强度的材料，尽管这并不总是这种情况。熔合区的优势和热影响区各子区主要由马氏体碳化物沉淀在这些子区域和精细的改进。硬度测试结果表明，焊缝金属的屈服强度可以等于甚至超过的热影响区。在焊接热影响区的亚区的显微硬度分布与焊后热处理之前，在热影响区的亚区的屈服强度一致，如Lee等人的工作报告。[ 12 ]在SA508钢。他们表明，屈服强度超过1100兆帕的粗晶区和细晶区，也是基料约双屈服强度（500 MPa），而ICHAZ的屈服强度约600 MPa [ 12 ]。由于在ICHAZ