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文|蓝桉
编辑|蓝桉
近年来，铁素体和奥氏体含量几乎相等的双相不锈钢(DSS)由于具有高耐腐蚀性和优异的机械性能而备受关注。在DSS中，平衡的相分数至关重要，因为机械性能和耐腐蚀性的最佳组合来自大约相等的铁素体和奥氏体分数。
激光焊接有可能加速部件的制造;然而，一些冶金难题限制了它在决策支持系统中的应用。DSS的凝固完全是铁素体的，随后是扩散控制的固态铁素体到奥氏体的转变。当使用低能量输入工艺如激光焊接时，快速冷却限制了奥氏体的形成并扰乱了DSS中的最佳相平衡。由于铁素体中氮的过饱和，这种情况也增加了形成氮化物的风险。
在这项研究中，1.5毫米厚的FDX27(UNSS82031)贫DSS板通过自生激光焊接进行焊接和再加热。焊接和再加热通道的示意图如图一所示，IPGPhotonicsYLR-6000光纤激光器用于焊接和再加热，用2700瓦的激光功率和30毫米/秒的焊接速度进行焊接。
准直透镜和聚焦透镜的焦距分别为120毫米和200毫米。纤维直径为600微米，这在板表面上产生了1mm大小的斑点。在再加热中，虽然光学器件与焊接相同，但功率和焊接速度分别为550W和9mm/s。
此外，激光束焦点位于表面上方50mm处，用于再加热焊道。为了研究保护气体对焊接和再加热的影响，使用纯氩气(100%)或纯氮气(100%)作为焊接和再加热的保护气体和背衬气体。在拖尾保护中，保护气体保持在激光后面并保护WM，直到它冷却到大约100°c以下。
焊接和再加热焊道的热循环由位于板材背面的热电偶记录，距离熔合区大约1.5mm。四个焊接样品表示如下:Ar-as-welded，N2-焊态、Ar-再加热和N2-涉及氩保护焊接的再加热，N2-屏蔽焊接、Ar屏蔽焊接，随后是Ar屏蔽激光再加热，以及N2-屏蔽焊接，然后进行N2-屏蔽激光再加热。
在本研究中，用直接方法测量WM的氮含量是不可行的。由于焊接区非常狭窄，通过钻孔提取足够量的样本进行LECO分析是不合适的。在最近的一项研究中，使用波长分散x射线光谱测定法进行的氮测量在现有方法下预计不准确，获得了非常分散的数据，与2507superDSS基底金属的材料证书相比，氮含量值明显较低。
因此，WM的氮含量是用间接方法估算的。在这种技术中，1.5毫米厚和30毫米宽的焊接样品在Gleeble3800热机械模拟器中在1100℃的真空中经受2分钟的热处理，以达到接近平衡的条件。
在随后的淬火中，水冷夹具在不到4秒的时间内将温度从1100℃降至800℃,这被判断为足够快以避免相分数的显著变化。在下一步中，通过图像分析测量热处理样品的奥氏体分数。
然后，用Thermo-Calc8.5.1.0017版软件和TCFE10数据库在1100℃下计算铁素体和奥氏体分数，氮含量为0-0.2%重量。在最后一步中，通过比较Gleeble热处理后获得的相分数和用Thermo-Calc计算的相图来估计WM氮含量。
有两个峰值温度，第一个峰值温度用于焊接焊道，第二个峰值温度用于再加热焊道。该图显示，第一个峰值对热电偶位置的加热不如第二个峰值。尽管热电偶在第二次通过时记录了较高的温度，但在再加热过程中没有发生熔化。还应提及的是，在进行激光再加热之前，焊缝已冷却至50°C以下。
四个焊缝的横截面如图3所示，激光焊接是在传导模式下全熔透完成的。由于使用了相同的激光参数，氩气和氮气保护的焊缝显示出相同的焊缝几何形状和外观。二次加热改变了焊缝金属和热影响区的微观结构，但不影响焊缝外观，因为没有发生额外的熔化。
锻造FDX27DSS的显微组织由铁素体、奥氏体和马氏体组成，如图4所示。通过IA测量相分数得到36%的铁素体，这意味着它最初含有64%的奥氏体。其中一些由于制造或由于样品制备过程中的表面变形而转化为马氏体，可以注意到，当使用Beraha蚀刻剂时，这种马氏体具有类似于铁素体的蚀刻响应。
根据所有样品中焊缝的总体视图，可以观察到从熔合线向WM中心的外延生长。通过使用纯氮气作为保护气体和背衬气体，奥氏体部分增加。图5显示了焊接状态和再加热状态下两个焊缝熔合区中心的焊接金属显微组织。
四个焊缝的奥氏体分数如图6所示可以看出，通过将保护气体从氩气变为氮气，焊缝的奥氏体分数在焊接状态下从22%增加到39%。根据图6再加热不会显著影响氩气保护样品中的奥氏体分数，但会将氮气保护样品中的奥氏体分数提高到57%2-屏蔽样本。
应该注意的是，测量的量包括由于焊接/再加热引起的应力或样品制备而形成的马氏体，因此代表在高温下形成的奥氏体。在氮气保护条件下再加热的显微组织也经历了初生奥氏体的生长，如晶间(晶界)、魏氏组织和晶内奥氏体。
然而，没有二次奥氏体簇的证据。在WM的底部、中部和顶部位置的奥氏体分数的测量证实了奥氏体在焊接区中相对均匀的整体分布。
图7显示了靠近表面的焊态和再加热样品的微观结构，虽然Ar保护的样品表面几乎没有奥氏体，但是N2-屏蔽样品在表面显示出与整体相同的奥氏体水平。随后的再加热也促进了表面奥氏体的形成，这在Ar保护的样品中没有观察到。
图8a和c中的高倍焊接金属显微照片显示焊接过程中形成的氮化物，Ar保护的焊缝具有更大量的氮化物，并且使用氮气作为保护气体和背衬气体减轻了氮化物的形成。氮化物仍然存在于氩气再加热的样品中(图8b)但溶解在(表面，中心和根)N2-重新加热的样品(图8d)，如前所述，奥氏体内部也有一些马氏体晶粒，其蚀刻响应与铁素体相似。
还在所有四种条件下研究了热影响区(HAZ)，图9a显示了Ar焊接样品的整个厚度HAZ。在DSS激光焊接中很难精确地确定熔合线的位置。然而，由于目的是比较激光焊接和再加热后氩气和氮气保护气体对HAZ的影响，所以使用相同的模式来确定所有四个样品中HAZ的位置。热影响区的微观结构可以在图9b中看到放大倍数更高。
由于熔合边界附近的高峰温度，HAZ经历了晶粒生长如图9a所示，在整个HAZ中测量奥氏体分数。HAZ中的奥氏体分数具有与WM中类似的行为，使得再加热和将保护气体从氩气变为氮气将奥氏体分数从氩气焊接条件下的33%增加到氮气再加热样品中的59%。
热电偶记录的热循环，证明焊接循环加热热影响区的程度不如再加热循环。由于第一遍的目的是焊接，激光束聚焦在样品的表面，因此，它产生高能量密度来熔化和焊接BM。另一方面，第二遍的目的是在不熔化的情况下重新加热。
因此，激光被散焦以加热更宽的区域，包括WM和HAZ，但不熔化。虽然没有测量焊接区的准确再加热温度，但根据记录的HAZ峰值温度，该温度超过800℃。在DSS中，大约800到1200℃之间的温度范围是奥氏体形成最迅速的地方。因此，激光再加热产生了奥氏体形成所需的温度循环。
对焊缝轮廓的研究还表明，焊缝几何形状由激光焊接参数决定，这与氩气和氮气保护的样品相同。研究了纯氩气和氮气及其混合物作为保护气体在2205DSS激光焊接中的作用，并观察到了不考虑保护气体的相同焊缝几何形状。
还表明，在相同焊接参数下，用氩气和氮气保护的激光焊接DSS的横截面之间没有差异。相比之下，在电弧焊中，保护气体对焊缝几何形状有显著影响，因为保护气体的电离电势和热导率可以改变电弧形状和熔池特性。
为了评估氮损失，如2.3和3.5中所述，使用间接方法来估计焊接金属的氮含量。与基底金属的初始氮含量相比，Ar-和N2-保护焊接显示出一些氮损失，尽管Ar保护焊接明显更明显。也报道了使用氮气作为保护气体可以在一定程度上限制激光焊接过程中的氮气损失。
尽管氮的损失会影响焊缝主体的相平衡，但其影响在靠近表面处最为明显，这非常重要因为这将在很大程度上决定耐腐蚀性。氩气焊接和氩气再加热的样品表面都没有奥氏体，这也是用氩气进行激光焊接时氮严重损失的标志。
然而，氮气作为保护气体，在一定程度上防止了氮气的损失，使得N2-焊接样品的奥氏体量与主体几乎相等。在氮气保护气体存在下的再加热促进了更多靠近表面的奥氏体形成。
由此产生的氮浓度曲线如图11a所示，通过将该图与中厚板厚度处的焊缝宽度相关联(图11b)，可以看出WM(红色虚线方块)的中心很大程度上不受氮扩散的影响。因此，该区域的奥氏体含量可用于估算氮含量。
在Gleeble热处理后，氩气和氮气保护的WM中心的微结构示。通过比较计算的平衡相分数和在1100℃下进行Gleeble热处理后获得的相平衡来估计氮含量，如图12所示。深蓝色虚线表示BM的氮含量，如材料生产商证书中给出的0.186%，并且由Thermo-Calc计算的平衡奥氏体分数约为64%。
这与IA测得的BM的大约64%奥氏体非常一致并说明了估算氮含量的技术的准确性。样品的氮含量估计为0.11±0.01%重量。焊接氩的百分比和0.16±0.01wtN的百分比2-焊接状态。这表明氮的损失约为0.03%2-与BM相比，有保护和0.08%Ar保护焊接。
在1.5mm厚的FDX27DSS的激光焊接中，研究了使用纯氩气或氮气作为保护气体和衬垫气体以及激光再加热的影响。微观结构的表征、奥氏体分数的测量和热力学计算证明了保护气体和激光再加热是如何促进奥氏体形成的。
当将保护气体和背衬气体从纯氩气改变为纯氮气时，焊接奥氏体分数从22%增加到39%。激光再加热使N的奥氏体分数从39%增加到57%2-屏蔽焊接，但在使用Ar屏蔽时没有任何可测量的效果。
