江苏激光联盟导读：
本文首次研究了用~450nm波长的
蓝光焊接
多层薄不锈钢箔的可行性。表明
生产多层
(即20层25µm微箔到200µm单箔)
AISI316L不锈钢接头
是可能的。其显微组织和机械可靠性可以通过
变化焊接速度
精确控制蓝光能量输入来实现。
▲
选择焊接速度为7.5m/min的良焊中的一个，用于另外的显微组织特征和显微硬度分析。EBSD图像提供了关于熔合区晶界分布和从基材到熔合区晶界形成的重要信息。图9显示了7.5m/min。基材图像如图9(a)和(b)所示。25µm和200µm箔的平均粒度分别为6µm和19.5µm。从EBSD获得的晶界取向图代表了晶粒尺寸分布的细节及其在焊接区(即从基材到熔合区)的取向。在基材和熔合区之间观察到明显的边界，在此处晶粒尺寸发生急剧变化。图9(c)所示的反极图显示了从基材到焊缝中心的柱状晶界形成，在中心产生等轴晶粒。图9(e)–(g)显示了熔合区的增强视图，包括25µm薄箔向熔合区的过渡，200µm厚箔向熔合区的过渡，以及从两个方向合并的柱状晶粒中心的等轴晶粒。
这些晶粒取向和柱状结构是熔化区冷却的结果，在熔化区热量主要从熔融材料传导到基体材料。柱状晶粒尺寸通常从熔合区的底部向顶部增加。熔合区底部的晶粒为60µm，而熔合区中部和顶部的晶粒分别约为80µm和102µm。由于激光焊接过程中典型的高冷却速率，这种类型的晶粒形成和微观结构可以称得上预料之中。这种晶粒形成是由凝固过程中温度梯度(G)与晶粒生长速率(R)之比决定的。当G/R，柱状晶粒生长是可以预期的。在凝固过程中，晶粒生长几乎垂直于熔合区边界。熔化边界处的未熔化晶粒充当熔化区柱状晶粒(外延生长)的成核点。
3.2.接头显微硬度分布
本研究还进行了显微硬度测试，以确定熔合区、热影响区(HAZ)和基材中显微结构不均匀性的可能影响。为了绘制熔合区和基材内的显微硬度，明确以下三个显微硬度图——分布图1:熔合区上侧的显微硬度分布，分布图2:熔合区内从上到下的显微硬度变化以及分布图3:从熔合区向基材任一侧的0.2毫米下板的显微硬度分布图。从良焊条件(即以7.5m/min的速度焊接)获得的显微硬度分布如图10所示，其测量位置显示在焊接几何形状上。
▲
熔合区内的显微硬度分布显示，焊缝中心的平均硬度比两侧相对较低(约低10%)。众所周知，根据Hall-Petch关系原理，材料硬度与晶粒尺寸密切相关，其中较大的晶粒形成导致熔合区和邻近区域的硬度减小。从光学图像和EBSD图可以观察到，柱状晶粒由熔合区界面两侧产生，并向焊缝中心生长。然而，在柱状晶之间的焊缝中心形成了等轴晶。此外，熔化的焊接熔池的冷却从熔合区边界开始，逐渐向熔池中心扩展。由于这些晶粒分布和冷却速率存在差异，熔合区边界区域的硬度相对高于中心。
▲
一般来说，熔合区会显示多种重要的合金元素，比如锰、铬、镍和铁。从熔合区和基材中间获得的EDS分析结果如图11所示。焊缝金属中铁和铬的浓度增加，而镍和锰的浓度降低。在其他文献中对不锈钢316进行红外激光焊接后也进行了类似的观察。然而，如图10(b)所示，当从熔合区的顶部，平均硬度增加。该垂直硬度分布图显示，熔合区顶部的平均显微硬度为162.17HV
0.2
，并在熔合区-基底金属界面底部缓慢增加至196.1。当从熔合区中心，在0.2毫米底板中观察到最大硬度变化。基材内的平均显微硬度为156.6HV0.2
。熔合区-基材界面处的最大显微硬度为196.1。这些都证实显微硬度值从中心位置向基材下降，并在基材获得稳定的平均显微硬度。熔合区附近显微硬度的增加是由于热影响区（HAZ）。这在我们意料之中，因为钢的机械性能通常基于其微观结构（其中可能存在一些晶间沉淀物）。3.3.接头强度和失效模式表征
▲
本研究使用最大搭接剪切和T-剥离载荷来评估接头强度。搭接剪切载荷与焊接速度呈负相关。焊接速度的递增降低了最大搭接剪切载荷。从金相检验中，确认下部薄板的完全熔透发生在6.5m/min，并且熔深随着速度的增加而逐渐减小。当焊接功率固定在500，较高的焊接速度意味着较少的激光-金。当焊接速度从6.5m/min增加到9.5m/min，由于穿透深度低，观察到搭接剪切载荷减少了约42%。在最大剥离载荷下，观察到类似的随焊接速度降低的行为。当焊接速度从6.5m/min移动到7.5m/min，T-剥离载荷略有增加，但此后载荷逐渐减小。在9.5m/牛顿的最低剥离强度，这比在7.5m/牛顿的最大剥离强度约低51%。在搭接剪切和T-剥离试验中，由于熔合区的低熔深或不连续熔深，在9.5m/min的焊接速度下获得了最低值。
与此类似，在激光，Ventrella等人发现，由于脉冲能量的增加，搭接剪切强度随着穿透深度而增加，然而，未焊满下脉冲能量进一步增加导致过焊，并随后降低搭接剪切强度。相反，在连接薄/，Ventrella等人和Kim等人得出结论，拉伸强度与熔深成反比，因为熔深的增加会产生过焊的情况。
从搭接剪切和T-剥离强度获得的失效模式可分为两个不同的类别——其一是材料撕裂的部分周向断裂，即失效发生在基材而不是接头处，然后断裂随着较低材料撕裂而扩展，保持接头完好无损，其二是部分粘合的界面分离，即失效发生在焊缝熔合区内部，较低材料部分粘合，随后较低材料撕裂。从搭接剪切和T-剥离试验中获得的失效模式如图13所示，也突出了这两种两种失效模式。
一般来说，失效从接头周围的两个薄弱位置开始——即熔合区和基材之间的边界，以及上下材料之间的界面。接头的失效模式和强度主要与这两个位置的强度有关，而这两个位置主要受熔深、界面宽度和显微组织梯度的影响。由于良好的熔深，从较低的焊接速度范围(即6.5m/min和7.5m/min)获得了具有材料撕裂的部分周向断裂，而由于较低的熔深和界面宽度，在高焊接速度(即8.5m/min和9.5m/min)获得了具有部分粘结的界面分离。
▲
将接头强度与失效模式进行比较，可以得出结论，较高的强度、材料撕裂部分周向断裂是优选的接头。在较高的焊接速度下，由于低能量输入，获得了具有部分粘结的界面分离，并导致焊接熔池向较低材料的不良扩展。
4.结论
本文首次研究了用~450nm波长的蓝光焊接多层薄不锈钢箔的可行性。从该研究中获得的结果表明，生产多层(即20层25µm微箔到200µm单箔)AISI316L不锈钢接头是可能的。显微组织和机械可靠性可以通过变化焊接速度精确控制蓝光能量输入来实现。根据本研究中获得的结果，可以得出以下结论:
※
接头熔合区表征证实，使用蓝光焊接可以轻松控制孔隙的形成和熔深，根据关键几何特征进行过焊、良焊和欠焊等分类。※
根据工业高产要求，使用蓝光可以实现高速焊接。※
蓝光焊接对于电微型连接具有适用性，在熔合区内没有焊接裂纹，几乎没有孔隙以及飞溅低。※
由于高冷却速率和定向冷却，在熔合区内获得了细长柱状晶粒形式的外延晶粒生长。※
使用显微硬度分布图绘制了熔合区、热影响区和基材中微观结构不均匀性的影响。※
此外，还确定了良好焊缝的接头强度和首选失效模式(即材料撕裂的部分周向断裂)。总之，本文证明了蓝光焊接在未来储能应用中用于连接多个薄箔层的适用性。此外，为了量化其相对于红外激光的优势，本文还进行了详细的显微组织评估。
本文完
江苏激光联盟激光红欢迎您持续关注
AbhishekDasa,RobertFritzetal.,Bluelaserweldingofmulti-layeredAISI316Lstainlesssteelmicro-foils,
参考文章：Thackeray,C.Wolverton,Isaacs，Electricalenergystoragefortransportation—approachingthelimitsof,andgoingbeyond,lithium-ionbatteries，EnergyEnviron.Sci.,
A.Das,D.Li,D.Williams,D.Greenwood，Weldabilityandshearstrengthfeasibilitystudyforautomotiveelectricvehiclebatterytabinterconnects，J.Braz.Soc.Mech.Sci.Eng.
江苏激光联盟陈长军原创作品！
相关文章
排行榜
最新看点
编辑推荐
