激光焊接的SAF2205双相不锈钢的性能

双相不锈钢(DSS)由于具有非常诱人的特性， 如，强度高，延性和韧性好，而且耐腐蚀性良好，已应用于一般工程，如钢筋，扶栏，覆层和 排水管路及要求严格的用途（如压力容器和热交换器)。所生 产的双相不锈钢大部分是作为1～3mm的薄板销售的，用来制造工业和家用热水存储 箱。在这些用途中，今后可用激光焊接来代替传统的焊接，对于大规模生产来说，可显著地降低 生产成本。另外，由于冷却速度快，可在双相不锈钢中容易地避免形成脆性σ相。但是，这些优 点可能会被快速冷却造成焊缝区域内显微组织、力学和腐蚀性能的改变所抵消。人们对激光焊缝 的耐腐蚀性能进行了广泛的研究，但是，激光焊接对力学性能，成型性能和织构发展的影响还未 进行深入的研究。因此，本研究的目的就是探讨随主要的焊接工艺参数，如焊接速度的变化，这些功能的变化情况。

1　激光焊接的双相不锈钢的冶金学

图1所示为根据Fe-Cr-Ni伪二元图简单地说 明了双相不锈钢的激光焊缝各个区域的显微组织的演变。在双相和超级双相不锈钢焊缝的凝固过 程中，最初完全形成铁素体组织。铁素体的凝固包括在熔合区（熔合线）处基体金属的外延增 长。最初的铁素体枝状增长是与热梯度有关，并生成柱状铁素体显微组织。这就为冷却时固态转 变提供了初始条件，最初的凝固显微组织将控制最终焊缝的显微组织。进一步的冷却使奥氏体形 成，它在铁素体晶界成核。奥氏体是在铁素体的固溶线以下形成的。而固溶线取决于焊缝金属的 成分。根据铁素体的晶粒尺寸和冷却速度，奥氏体形成晶内或沿晶的维氏(widmanst 鋞tem)板条。

一般来说，在焊接过程中仅部分重熔的熔合 区是完全的铁素体显微组织，这是由于与熔融区相比，冷却速度更快所造成的。由于全铁素体 化，高温热影响区的显微组织与熔合区相似。如果冷却速度较低的话，在熔合区和热影响区内还 会形成晶间奥氏体。低温热影响区不会产生全铁素体化。因此， 在一般情况下，该区的显微组织的铁素体含量与基体金属内的铁素体含量相似。如果采用激光工 艺进行焊接，激光焊件在采用非常低的热输入进行焊接时,该区就非常窄,很难与基体金属区别。

2　双相不锈钢焊接指南

双相不锈钢焊接的关键因素是要有适当的热 输入(0.5～2.5kJ/mm)，在这种热输入情况下，有合适的冷却速度，也不会使双相不锈钢的力学 和腐蚀性能变坏。

在焊缝全部或部分是铁素体区域的冷却过程 中，奥氏体的析出是靠扩散控制成核和长大的，从而由间隙元素，如氮和碳的扩散来控制。因 此，冷却速度就是决定α→γ转变的主要参数。缓慢的冷却速度导致更多的奥氏体形成。非 常高的热输入(＞2.5kJ/mm)导致低冷却速度,这会造成铁素体内有害σ相的形成。σ相的存在导致熔 合区和热影响区内的脆性增大,耐腐蚀性降低。激光焊接的特点就是热输入非常低(＜0.5kJ/mm)， 使冷却的速度非常快。这就使在焊缝内或附近区域内形成足够量奥氏体的时间不够。一般来说， 根据钢的化学成分和冷却速度，在焊缝金属中奥氏体的百分比在30%～70%之间。激光焊接无法满 足这种要求。冷却较快的另一个缺点是铁素体内氮的高饱和导致Cr ₂N形成。Cr₂N形成对双相不锈钢焊缝的力学和腐蚀性能也 有不利的影响。

3　试验

焊接是采用5kW CO₂装置，焦点为0mm的连续方式进行的。在厚度为1.5mm的SAF2205冷轧 和退火的双相不锈钢薄板上形成自动焊完全和不完全焊透的焊道。在焊接时，采用三种不同的焊 接速度(2、6和12m/min)。2m/min和6m/min的焊接速度使激光焊缝全焊透，12m/min的速度使 激光焊缝不完全焊透。

              图1　参照伪二元Cr-Ni图简单说明双相不锈钢激               图2　在焊接速度为2m/min时激光
                   光焊缝中显微组织的变化，钢中的Fe含量为72%           焊缝的显微组织,轧制方向:水平             

表1、2所示为钢的化学成分及焊接参数。
表1　研究用材料的化学成分/%

表2　本研究中焊缝的焊接参数

金相观察用的试样是机械抛光的并用Beraha 选择腐蚀剂进行彩色腐蚀的。利用光学显微镜和扫描电子显微镜观察了显微组织。利用EBSD技术 获得了相的分析和利用铁素体和奥氏体的取向分布函数获得了晶体学织构数据。在本研究中，取 向分布函数是作为Euler空间内的同等密度图表示的。对铁素体相来说，采用的是取向分布函数的 φ₂=45°-断面。奥氏体相的织构是通过Eular空 间的恒定φ₂-断面描绘的。从EBSD测量计算了晶 粒尺寸和铁素体、奥氏体的百分比，并把结果与影像分析获得的数据进行了比较。利用负载200g (HV0.2)，沿焊缝在板子厚度的中间进行了维氏显微硬度的测量。通过拉伸试验对激光焊缝的力 学性能进行了评估并与基体金属的值进行了比较。A50抗拉试样的抗拉轴线与激光焊缝平 行。通过扫描电子显微方法对抗拉试样的断裂表面进行了观察。利用Erichsen测试方法对含有激光痕迹的基本材料和薄板进行了成型性能的测试。当在试样上有断裂时试验停止，记录隆起的高度和力。

4　结果与讨论

4.1　显微组织　图2表示焊接速度为2m/min时激 光焊缝的显微组织。激光焊缝正常，没有几何缺陷。在激光焊缝上没有发现裂纹。在熔合区观察 到几个气孔。气孔产生的原因可能是：表面污染(油脂，油和水蒸气)、基体金属的溶解气体(主要 是O₂和N₂)、保护气体和等离子控制 （如He气泡）、用激光焊接平板，焊缝表面和根部下凹引起的体积变化。
                                                                            
      图3　双相不锈钢基体材料的光学显微镜观察,          图4 在焊接速度为6m/min时激光焊缝的熔合区：
           轧制方向：水平                                   1为熔融区，2为熔合区，3为高温热影响区
                                                            4为低温热影响区，5为基体材料，轧制方向: 水平       

                                     
      图5　焊接速度为2m/min时激光焊缝的熔融区光学显微   图6 在焊接速度为6m/min时激光焊缝的熔融区光学显微
           镜观察，表明在显微组织内有各种不同类型的奥       镜观察，轧制方向：水平
           氏体存在，轧制方向：水平

图3所示为冷轧双相不锈钢基体材料的显微组 织，它包括伸长的(浅灰色)奥氏体岛和深灰色铁素体基体。图4所示为熔合区的显微 组织。由于在该低温热影响区内的δ+γ→δ转变被抑制,几乎 不存在这一区域。高温热影响区完全是铁素体显微组织。完全铁素体化了的熔合区的特点是铁素 体呈多角形。这些晶粒能使熔融区内的铁素体枝晶外延增长。图5和6表示焊接速度为2m/min和 6m/min时激光焊缝断面上熔融区。在这两种情况下，不同类的奥氏体(γ_A)沿铁素体边界发生。在 铁素体枝晶内都可观察到如长入铁素体内的魏氏板条状奥氏体（γ _w）和具有针状和球状形貌的晶内奥氏体（γ_l ）。与熔合区和热影响区相比，较高的热输入可能会使该区内的奥氏体形成。人们 发现，与较高冷却速度有关的较高的焊接速度可改善铁素体和奥氏体的晶粒。还可降低奥氏体含量。

4.2　铁素体含量和铁素体晶粒尺寸　如上面所 论，熔融区内的显微组织完全是根据焊接参数进行变化的，如激光功率、焊接速度、钢板的厚度 和预热的温度。激光焊接的双相不锈钢内的铁素体含量已由Omura 等人按下例公式说明：
α=7.6logν₇₀₀+75 (1)
式中α为焊缝金属中的铁素体含量(%),ν ₇₀₀为焊接材料在700℃[℃/s]时的冷却速度。请注意，该公式仅适用于全焊透焊缝。可以利用Adams建议的公式计算冷却速度。 该公式考虑了预热温度：

          2πcλρ(hv)² (T－T₀)³

ν₇₀₀=——————————————————
                  (Pf)²

式中λ是合金的热传导率[32.3W/(m. ℃ )], c是合金的比热[681.1J(kg·℃ )], ρ是合金密度(7850kg/m³) , h是钢板厚度(m), v是焊接速度(m/s), P是激光功率(W)，f 是激光功率的衰减率(70%)，T是焊接金属的温度(700℃)， T₀是预热温度(25℃)。

表3所示为计算和测量的基体材料和激光焊 缝断面的铁素体含量，表中激光焊缝的铁素体含量取决于焊缝金属的冷却速度。计算结果和试验 结果吻合得相当好。该表还表明，在熔融区有大的粗化铁素体晶粒，另外，人们还发现，随焊接 速度的增加，熔融区的铁素体晶粒尺寸下降。这是由于冷却速度较快所致，也就是说，在熔融区内晶粒增长的时间不足。

                  表3 基体金属和激光焊缝金属中的铁素体/%

4.3　元素分配　基体金属的铁素体和奥氏体中的 合金元素分配δ-24%Cr、4%Ni、7%Mo;r-21%Cr、7%Ni、2.5%Mo;。与奥氏体相比，铁素 体的铬和钼，铁素体稳定元素含量较高,镍的含量较低。表4所示为熔融区内铁素体和各种奥氏体之铬，镍和钼的分配。由于冷却速度较快，限 制了替代元素的扩散，在焊缝金属内没有发现分配情况,即铁素体和奥氏体中元素含量差别不大。

                  表4 表4 双相不锈钢激光焊缝中铁素体和各种奥氏体中的元素分配/%

4.4　基体金属织构　正如Hirsch等人以前所说的 那样，冷轧退火的基体材料呈现竹子状显微组织，其特点是对奥氏体相有压缩。由于退火过程 中回复工艺使铁素体相软化，轧制织构仍然可见。发育良好的α-纤维(＜110＞ _α//RD)以强度f_max = 11最大。同时，γ-纤维(＜111＞_α// ND)也存在，只是强度远远低于α-纤维。虽然近于{111} _α＜112＞_α织构的{554} _α ＜225＞_α也存在,但是,γ-纤维织构未转变为{111} _α＜110＞_α织构。在奥氏体相中，变形织构对低堆垛层错能材 料来说是典型的,这在奥氏体相的取向分布函数中也清楚可见。从“黄铜式”织构{011} _γ＜211＞_γ变为“铜式”织构{112} _γ＜111＞_γ取向的β-纤维也清楚可见，另外，立方组分的存在表明在奥氏 体相内有再结晶发生。

4.5　织构——熔融区　在双相不锈钢激光焊缝中 有熔融区的铁素体和奥氏体织构存在。由于液相的形成和随后的凝固，激光焊接完全打乱了这两 个相的织构。
铁素体相中的α-和γ-纤维消失并由在焊接 中造成的{001}_α＜010＞_α织构中的最大强度的立 方纤维＜001＞_α//ND取代。该织构造成成型性能 的恶化，同时有弱的{113}_α＜031＞_α 织构出现。
在奥氏体相中，虽然与基体金属相比，强度 降低，它在激光焊缝中变成较少的相，但是仍有黄铜或铜式的织构存在。另一个β-纤维，S织构 {123}_γ＜634＞_γ已由焊接去除。

4.6　硬度　硬度曲线(图7)清楚地反应了焊接速度 对激光焊缝宽度的影响。焊接速度越快，熔融区就越窄。反过来说，这也会降低激光焊接部件的几何变形。
沿焊缝断面的硬度曲线表明熔融区的硬度最 大。熔融区的硬度随焊接速度的增加而增加，也就是说，在焊接速度为2m/min时，激光焊缝的硬 度为328HV，在焊接速度为6m/min时，激光焊缝的硬度为364HV，在焊接速度为12m/min时，激 光焊缝的硬度为405HV。McPherson等人说，如果在双相不锈钢的激光焊缝中有晶内奥氏体析 出，铁素体基体四周的高位错密度和奥氏体相中的堆垛层错就会使熔融区内的硬化显著增加。但 是在研究焊接速度为6m/min时和12m/min的激光焊缝时，人们发现，与焊接速度为2m/min的激光 焊缝相比，熔融区内的硬度明显增加。虽然奥氏体百分比对硬化有影响，但是，还应有其他因素 在起作用。Gooch等人说,激光焊缝中硬度较高还反应出在快速冷却时，膨胀引起残余应力所造成 的。而且，冷却速度快时，还会造成铁素体内氮的过饱和，进一步降低铁素体晶粒尺寸。这些现 象无疑会使硬度增加。

图7　在不同的焊接速度条件下,双相不锈钢激光焊缝的硬度

4.7　抗拉试验 含有激光焊缝的抗拉试样是由基体金属，热 影响区和熔融区构成的。最终的抗拉强度和屈服强度不受激光焊接的影响,它们在850MPa和650MPa 间波动。对采用焊接速度为12m/min的基体金属来说,激光焊接试样的延伸率从32%下降到了28%。通过电子扫描显微镜法对断裂抗拉试样的断 裂表面进行了研究。基体材料的断裂表面呈现带有延性断裂特征的球形韧窝(图8a)。对激光焊缝 来说，在断裂表面有小尺寸的球形韧窝。这说明，与基体材料相比，较低的空洞间距更容易造 成空间连接，导致成型值的降低。而且，在熔融区的一些断裂区域，观察到了抛物面形韧窝，表明在断裂过程中有剪切载荷（图8b）。

图8　双相不锈钢的断裂表面：a)基体材料 b)激光焊缝

4.8　Erichsen试验　在激光焊接的双相不锈钢 中，由于与基体金属相比，硬度和抗拉强度较高和总的延伸率较低这种过度匹配，在熔融区内产 生裂纹，垂直于激光焊缝扩展并止于基体金属。这种行为表明，激光焊接的毛坯具有良好的成型 性能，没有发现沿激光焊缝发展的裂纹。即使采用成型性更好的基体材料也不能使裂纹扩展延缓 或停止，裂纹更容易通过成型性不好的激光焊缝扩展，所以这种现象是有害的。

图9 DSS基体材料和激光焊接毛坯上进行Erichsen试验
图9所示为在双相不锈钢基体材料和激光焊 接毛坯上进行的Erichsen试验的结果。在双相不锈钢基体材料的力在断裂为65kN和隆起高为11mm 时，达到最高的成型性。激光焊接会造成成型性能的降低。但是，随着焊接速度的增加，成型性 能也降低(在激光焊接速度为12m/min时，力在断裂为10kN和隆起高为6.8mm时)。这与从抗拉试 验和断裂分析获得的结果一致。激光焊接造成成性能降低的原因可能如下：
· 微观分析：与奥氏体相和由于焊接影响造成内应力增加相比，成型性较差，铁素体相的体 积百分比增加是主要原因。这可能是铁素体相内立方纤维＜001＞ _α// ND所致。
·宏观分析：激光焊缝作为缺口造成成型性 能的降低。
要指出的是，如果采取预防措施，把焊接速 度降低，激光焊接的双相不锈钢薄板是可以接受的。在Erichsen试验过程中可接受的裂纹扩展也证 明了这一点。
因此，当采用的焊接速度较低和能满足腐蚀 要求时,可以采用激光焊来焊接双相不锈钢材料。

5　结论

本研究的主要结论如下：
⑴ 双相不锈钢基体材料的显微组织的特性是呈竹子状铁素体和奥氏体,铁素体的含量为53%。
⑵ 激光焊接几乎产生完全的铁素体熔融区，在该区内柱状铁素体晶粒在熔合区向外增长。提 高焊接速度会降低铁素体体积百分比，降低铁素体晶粒尺寸。
⑶ 与基体材料不同的是，在熔融区内没有发现元素再分配。这是由于冷却速度非常快，有效 地抑制了元素扩散。
⑷ 激光焊接把冷轧后的织构完全打乱。在激光焊接过程中，在铁素体内产生立方纤维。这可 能也是造成激光焊接的双相不锈钢坯料成型性能降低的另外一个因素。
⑸当焊接速度增加时，激光焊缝的硬度也增 加。
⑹ 激光焊接对抗拉强度和屈服强度没有太大的影响。在另一方面，当焊接速度增加时，延伸 率降低。与基体材料相比，在激光焊缝的断裂表面更容易形成空洞。
⑺当焊接速度较高时，成型性能降低。Erichsen试验证实了这一点。
⑻如果采用较低的焊接速度和能满足腐蚀要 求时，激光焊接不失为一种焊接双相不锈钢薄板材料的焊接工艺。

——中国特钢协会不锈钢分会(不锈)杂志