激光快速成型是一種先進的材料加工技術 激光成型奧氏體不銹鋼中的初始奧氏體凝固組織，其熱裂敏感性比初始鐵素體凝固組織的熱裂敏感性高得多[1,2,3,4,5] 根據(jù)裂紋的位置和產生時的溫度，可將熱裂分為在較高的脆性溫度區(qū)間產生的液化開裂和在較低的低延性溫度區(qū)間產生的低延性開裂，都多發(fā)在初始奧氏體凝固的組織中[4,5] 凝固組織的熱裂敏感性對奧氏體不銹鋼激光成型件性能的影響，至關重要

根據(jù)Cr/Ni偽二元相圖，基于鉻鎳當量比Creq/Nieq奧氏體不銹鋼的凝固可分為4種模式，依次為A模式(<1.25)：L→L+γ→γ，AF模式(1.25～1.48)：L→L+γ→L+γ+(δ+γ)共晶→γ+δ，F(xiàn)A模式(1.48～1.95)：L→L+δ→L+δ+(δ+γ)包晶,共晶→γ+δ，以及F模式(>1.95)：L→L+δ→δ→γ+δ 冷卻速度，是影響300系奧氏體不銹鋼凝固行為的一個重要因素[5] 在快冷條件下一些奧氏體不銹鋼的凝固由初始鐵素體模式變?yōu)槌跏紛W氏體，其熱裂敏感性隨之提高[6,7,8,9] 氮的加入也使奧氏體不銹鋼的凝固從初始鐵素體模式變?yōu)槌跏紛W氏體，并促進鐵素體轉變位置處的熱裂[10,11,12,13] 關于奧氏體不銹鋼快速凝固微觀組織和熱裂已經進行了很多研究，但是尚未完全了解凝固行為變化對熱裂敏感性的影響[9]

301L是一種低鉻鎳、氮合金化的亞穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼 301L板材在冷軋過程中隨著變形量的增大生成了數(shù)量不等的馬氏體，冷軋系列板的屈服強度(200~700 MPa)達到了車體結構要求的強度等級和各項力學性能[14] 301L不銹鋼激光焊接和激光-MIG復合焊接熔合區(qū)的微觀組織是以FA模式凝固的奧氏體和少量枝狀鐵素體[15,16,17]，表明其凝固行為對冷卻速度的敏感性較弱 本文對4個強度等級的301L冷軋板激光焊接試件進行拉伸實驗，研究301L激光對焊接頭的微觀組織和凝固模式以及激光焊接試件的斷裂行為和力學性能

1 實驗方法

使用板厚為1.5 mm、調質狀態(tài)為?H、?H、?H和H全硬化的301L-DLT、301L-ST、301L-MT和301L-HT冷軋板材制備4種強度冷軋硬化板材的激光對焊試件，板材的化學成分列于表1，機械性能列于表2

Table 1

表1

表1301L板材的化學成分

Table 1Chemical compositions of 301L plate (mass fraction, %)

C	Si	Mn	Ni	Cr	N
0.022	0.32	1.26	7.32	17.71	0.13

Table 2

表2

表2301L板材的力學性能

Table 2Mechanical properties of 301L plates

Plate	R0.2/MPa	Rm/MPa	δ/%
301L-DLT	365	740	53
301L-ST	435	790	52
301L-MT	524	880	37
301L-HT	700	950	28

根據(jù)WRC-1992相組分圖計算出301L的鉻鎳當量比Creq/Nieq為1.66，因此301L以FA模式凝固，鐵素體含量約為4%(體積分數(shù))

焊接板材不開坡口，焊前將板材端面打磨后用丙酮清洗 使用Trudisk4002固體激光器進行激光焊接，光纖直徑為0.5 mm，焊接功率為2.5 kW、焊接速度為1.5 m/min、離焦量為0 mm，保護Ar氣0o側吹，流量為30 L/min

用線切割將焊件加工成拉伸試樣(圖1)，根據(jù)ISO 6892:1998標準在MTS材料試驗機上進行拉伸實驗，拉伸速度為4 mm/min

圖1



圖1激光焊接拉伸試樣的尺寸

Fig.1Dimensions of laser welded tensile specimen

用掃描電鏡和光學顯微鏡分析激光焊縫凝固組織，用EDS分析焊縫組織的雜質偏析，用Fischer FMP30鐵磁儀測定焊縫的鐵素體含量，用HXZ-1000顯微硬度計測定接頭硬度分布，載荷100 g，加載時間15 s

2 實驗結果2.1 焊縫的凝固組織

圖2給出了激光焊接接頭的凝固組織，各局部區(qū)域微觀組織的位置在焊縫整體圖圖2a中標出 從圖2a~c可以看出，焊縫中柱狀晶的凝固從熔合區(qū)兩側的板材邊界起始，垂直熔合線向焊縫內生長，最終在中心線相遇 這種凝固行為使焊縫內沒有中心等軸晶粒區(qū) 焊縫組織為奧氏體和枝狀鐵素體，焊縫底部的鐵素體枝晶間距比頂部的小，底部的鐵素體分布比頂部的更均勻，一次鐵素體枝晶臂的平均間距約為17.5 μm 焊縫整體沒有熱裂紋和其它凝固缺陷，最終凝固的柱狀晶接合線附近也沒可見雜質，但是焊縫的頂部局部凹陷，焊縫底部的中心明顯下沉 圖2d~f給出了焊縫中部和底部不同區(qū)域的SEM高倍顯微組織，可見鐵素體呈板條狀、骨架狀和蠕蟲狀，板條鐵素體束的寬度約為14 μm 鐵素體的形態(tài)表明，301L激光焊縫以初始鐵素體FA模式凝固，焊縫中平均鐵素體量約為5.7%(體積分數(shù)) 在焊縫中心最后凝固區(qū)域的高倍組織中未見夾雜物和析出相，根據(jù)一次鐵素體枝晶臂間距可推測焊縫金屬熔池冷卻速度約為90~100℃/s[18] 焊接熱影響區(qū)的奧氏體發(fā)生了再結晶，晶粒尺寸為20~50 μm，部分晶粒明顯長大

圖2



圖2激光焊接接頭的顯微組織

Fig.2Microstructure of laser butt welded joint (a) overall view of welded joint; (b) optical micrograph of upper weld; (c) optical micrograph of weld bottom; (d) SEM micrograph of middle weld center; (e) lathy ferrite bunch in SEM micrograph; (f) SEM micrograph of bottom weld center

奧氏體不銹鋼焊接金屬中的低熔點雜質元素，通常在最后凝固的焊縫中心區(qū)域偏聚[18,19] 為了分析與凝固相關的雜質相的析出，在半高焊縫的柱狀晶接合線附近進行了EDS成分檢測，檢測點位置如圖2d所示 結果表明，在焊縫內沒有磷、硫富集區(qū)和相關化合物

2.2 激光焊接接頭的拉伸性能和斷裂行為

圖3給出了4種強度301L冷軋板激光焊接接頭的硬度分布 可以看出，焊縫的硬度為208~241HV，平均硬度為218HV，與301L-DLT板材的硬度相近，比301L-ST、301L-MT和301L-HT冷軋板的低；三種高強度冷軋板焊接熱影響區(qū)的硬度明顯較低，從焊縫邊緣至冷軋母材原始硬度的距離約0.5 mm

圖3



圖3不同強度激光焊接301L冷軋板的顯微硬度分布

Fig.3Microhardness profiles of laser welded 301L cold-rolled plates with different strengths

圖4給出了4種強度冷軋板激光焊接試樣的拉伸曲線 圖4表明，隨著板材強度的提高焊接試樣的屈服強度和斷裂強度提高而延伸率下降 4種強度301L冷軋板的激光焊接接頭抗拉性能優(yōu)異，301L-DLT、301L-ST和301L-MT三種冷軋板激光焊接試樣的斷裂強度和延伸率都達到了JIS G 4305標準中相應強度冷軋板材的力學性能 301L-HT全硬化冷軋板焊接試樣的斷裂強度達到了標準，但是延伸率低于標準的最低值0.2

圖4



圖4不同強度激光焊接301L冷軋板的拉伸曲線

Fig.4Tensile curves of laser welded 301L cold-rolled plates with different strengths

圖5給出了4種強度冷軋板激光焊接試樣的拉伸斷裂位置 可以看出：301L-DLT和301L-ST激光焊件的斷裂位置在焊縫附近；301L-MT和301L-HT焊件的斷裂位置在焊縫內，焊縫的斷裂位置與焊縫頂部的凹陷位置吻合 圖5還表明，301L-DLT和301L-ST拉伸試樣的板材與焊縫基本上保持等截面同步變形，試樣的標距發(fā)生均勻伸長和截面減小，斷裂位置在板材內 這表明，兩試樣的拉應力尚未達到激光焊縫的斷裂強度 301L-MT和301L-HT兩試樣斷口附近的焊縫和熱影響區(qū)的局部截面明顯小于標距內其它部位的板材，尤其是301L-HT全硬化冷軋板試樣 這表明，在焊縫及其附近區(qū)域發(fā)生了非均勻集中塑性變形，兩試樣的拉伸應力達到了焊縫金屬的斷裂強度

圖5



圖5激光對焊的4種強度301L冷軋板的拉伸斷裂位置

Fig.5Tensile fracture positions of laser butt welded 301L cold-rolled plates with four grade strengths (a) 301L-DLT, (b) 301L-ST, (c) 301L-MT, (d) 301L-HT

301L-HT板激光焊件的延伸率較低，因為板材與焊縫的硬度相差懸殊 在拉伸過程中塑性變形集中在硬度較低的焊縫及熱影響區(qū)，焊接試樣標距內301L-HT板的長度和截面的變化很小 301L-ST激光焊件的斷裂位置不在硬度較低的焊縫，可能與試樣切割損傷有關 斷裂起始于兩側板材切割部位，斷裂面的變形不均勻，這也是激光焊件的延伸率和斷裂強度較低的原因

圖6給出了激光焊接試樣的焊縫和冷軋板內的拉伸斷口形貌 從激光焊縫頂部和底部的斷口(圖6a，b)可見：焊縫金屬具有良好的塑性，斷裂面內沒有夾雜物、析出顆?；蚰塘鸭y等缺陷，焊縫頂部的斷口凹凸較大，韌窩的尺寸差別也較大；焊縫底部的斷口比較平坦，變形也比頂部焊縫更均勻，可能與焊縫頂部和底部凝固組織的均勻性和柱狀晶尺寸不同有關 301L-DLT冷軋板內的拉伸斷口形貌(圖6c) 是典型的冷軋板斷口形貌，可見這種斷裂為無缺陷的塑性斷裂，斷面有平行軋制平面的拉伸斷裂韌帶

圖6



圖6激光焊縫和冷軋板材的斷口形貌

Fig.6Fracture morphologies of upper laser weld (a), bottom laser weld (b) and 301L-DLT plate (c)

3 討論

在快冷條件下301L冷軋板激光焊接金屬并不像與其鉻鎳當量比相近的304不銹鋼由初始鐵素體凝固模式變?yōu)槌跏紛W氏體[3,9]，而是仍以初始鐵素體FA模式凝固，并且焊縫內的鐵素體量較多 對301L不銹鋼激光焊接和MIG焊接微觀組織的對比也證明，301L焊縫金屬的凝固模式對冷卻條件不敏感[15,16] 初始鐵素體對熱裂有重要的抑制作用，能釘扎凝固晶界增大熱裂紋的擴展阻力[13] 301L焊接金屬的這種快冷凝固模式，可能與其低鉻、鎳成分組合有關 雖然添加了奧氏體穩(wěn)定元素氮，常溫下其奧氏體的穩(wěn)定性仍遠低于304不銹鋼[14] 根據(jù)高斯光束沿傳播方向的線能量分布規(guī)律，焊縫熔池頂部的能量輸入大于底部，即焊縫熔池頂部的溫度高于底部[20] 當熔池溫度降至1400 ~ 1450℃初始鐵素體凝固溫度區(qū)間時，焊縫頂部周圍板材溫度的升高和導熱率的較低使頂部的冷卻速度低于焊縫底部，并且頂部熔池中心和邊緣的過冷度差大于底部[21,22]，因此焊縫底部的柱狀晶比頂部更細、方向更一致，凝固組織的鐵素體分布更均勻 焊縫中沒有中心等軸晶粒區(qū)，說明焊縫金屬凝固主要通過兩側的固體母材散熱，焊縫縱向散熱對熔池金屬凝固的影響不明顯

由于奧氏體中硫、磷等雜質的溶解度較低，在快冷條件下以初始奧氏體模式凝固的不銹鋼在最終凝固的奧氏體邊界形成磷、硫的富集區(qū)或析出磷、硫的化合物，使這一部位成為潛在的熱裂敏感區(qū)，在外加載荷作用下易出現(xiàn)低延性裂紋，從而降低焊接金屬的斷裂強度和延伸率[23,24] 以初始奧氏體模式凝固的激光成型奧氏體不銹鋼的斷裂強度大多為650~750 MPa，延伸率低于0.5 [25,26]，一些激光成型金屬的斷裂面有低延性裂紋[4,27,28] 而對301L不銹鋼激光焊縫的微觀成分檢測和斷口分析證明，其激光焊接金屬中沒有熱裂紋和凝固導致的雜質偏析對拉伸性能的不利影響

上述結果表明，301L亞穩(wěn)態(tài)不銹鋼具有優(yōu)異的激光加工成型性能，其初始鐵素體模式凝固的激光焊縫組織保證了焊件在外載荷作用下斷口內沒有低延性斷裂區(qū)，焊接金屬的斷裂強度高達886 MPa和921 MPa，遠高于鉻鎳當量比相近的以初始奧氏體模式凝固焊接金屬的斷裂強度

4 結論

(1) 301L激光焊縫以初始鐵素體FA模式凝固，熱裂敏感性低；焊縫柱狀晶垂直熔合線向內生長在中心線相遇，沒有中心等軸晶粒區(qū) 焊縫組織為奧氏體和鐵素體，鐵素體呈板條狀、骨架狀和蠕蟲狀，一次鐵素體枝晶臂平均間距約17.5 μm，平均鐵素體量5.7%體積分數(shù) 焊縫中最后凝固的中心柱狀晶接合線附近沒有雜質，焊縫整體沒有熱裂紋和析出相

(2) 激光焊縫的硬度為208~241HV，與301L-DLT板材的硬度接近，低于301L-ST、301L-MT和301L-HT冷軋板硬度 301L-DLT和301L-ST板焊接試樣的拉伸斷裂位置在母材內，301L-MT和301L-HT板焊接試樣的斷裂位置在焊縫內，激光焊縫金屬的斷裂強度為886 MPa和921 MPa

(3) 301L-HT板激光焊件的塑性低于標準規(guī)定的最低值0.2，其余三種強度冷軋板激光焊接試樣的拉伸性能都達到JIS G 4305標準中相應強度冷軋301L板材的力學性能

參考文獻

View Option 原文順序文獻年度倒序文中引用次數(shù)倒序被引期刊影響因子

[1]

Yu J, Rombouts M, Maes G.

Cracking behavior and mechanical properties of austenitic stainless steel parts produced by laser metal deposition

[J]. Mater. Des., 2013, 45: 228

DOIURL [本文引用: 1]

[2]

Lin X, Yang H O, Chen J, et al.

Microstructure evolution of 316L stainless steel during laser rapid forming

[J].Acta Metall. Sin., 2006, 42: 361

URL [本文引用: 1] " />

對316L不銹鋼在激光快速成形過程中的凝固行為和組織形成進行了系統(tǒng)考察，發(fā)現(xiàn)，成形件呈現(xiàn)全&#61543;奧氏體結構，其組織主要由從基體連續(xù)外延生長的細長列狀枝晶組成，并顯示較強的晶體取向性，其（100）晶向基本平行沉積方向，僅在頂部出現(xiàn)了一薄層轉向枝晶層，而在成形件中出現(xiàn)的層帶結構并未影響不同熔覆沉積層之間組織生長和取向的連續(xù)性，并采用最高界面生長溫度判據(jù)對激光快速成形中的相形成規(guī)律進行了分析，并結合平界面穩(wěn)定性分析，枝晶生長理論和我們所發(fā)展的列狀晶／等軸晶轉變模型對成形件中的層帶形成，外延列狀晶生長特性進行了較為系統(tǒng)的研究，并與實驗結果得到了合理的吻合

[3]

Yang JJ, Wang Y, Li F Z, et al.

Weldability, microstructure and mechanical properties of laser-welded selective laser melted 304 stainless steel joints

[J]. J. Mater. Sci. Technol., 2019, 35: 1817

DOIURL [本文引用: 2]

[4]

Lee D J, Byun J C, Sung J H, et al.

The dependence of crack properties on the Cr/Ni equivalent ratio in AISI 304L austenitic stainless steel weld metals

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2009, 513-514: 154

DOIURL [本文引用: 3]

[5]

Lippold J C, Kotecki D J. Welding Metallurgy and Weldability of Stainless Steels [M].

New Jersey:

Wiley-Interscience, 2008

[本文引用: 3]

[6]

Fukumoto S, Fujiwara K, Toji S, et al.

Small-scale resistance spot welding of austenitic stainless steels

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2008, 492: 243

DOIURL [本文引用: 1]

[7]

Singh S, Hurtig K, Andersson J.

Investigation on effect of welding parameters on solidification cracking of austenitic stainless steel 314

[J]. Procedia Manuf., 2018, 25: 351

[本文引用: 1]

[8]

Yan J, Gao M, Zeng X Y.

Study on microstructure and mechanical properties of 304 stainless steel joints by TIG, laser and laser-TIG hybrid welding

[J]. Opt. Laser Eng., 2010, 48: 512

DOIURL [本文引用: 1] " />

-4 s-1 (slow strain rate) and 2×10-2 s-1 (fast strain rate). The mechanism and volume fraction of strain inducedα'--martensite transformation were investigated by using TEM, SEM and XRD. The amount of strain induced α'--martensite in EN1.4318 is much higher than that in EN1.4301 when both steels are deformed at the same strain rate. Adiabatic heating caused by the fast strain obviously decreases the α'--martensite transformation rate and work hardening rate in cold rolled EN1.4318 steel. The amount of α'--martensite and transformation rate for both steels are reduced during uniform deformation compared with those at slow strain rate, this behavior is more significant in cold rolled steels than that in annealed ones. For the more stable EN1.4301 with low saturated amount of α'--martensite (<0.3, volume fraction), rapidly plastic instability and tremendous reduction of uniform elongation are due to the small hardening effect at fast strain. In contrast, for EN1.4318 with low stacking fault energy and rather high saturated amount of α'--martensite, the tensile strength is significant decreased with increasing saturated amount of α'--martensite when deformation at fast strain. The strain rate sensitivity of EN1.4318 is much higher than that of EN1.4301.]]>

(

劉偉, 李志斌, 王翔等.

應變速率對奧氏體不銹鋼應變誘發(fā)α'-馬氏體轉變和力學行為的影響

[J]. 金屬學報, 2009, 45: 285)

URL [本文引用: 2] " />

AbstractA three-dimensional transient numerical model was developed to study the temperature field and molten pool shape during continuous laser keyhole welding. The volume-of-fluid (VOF) method was employed to track free surfaces. Melting and evaporation enthalpy, recoil pressure, surface tension, and energy loss due to evaporating materials were considered in this model. The enthalpy-porosity technique was employed to account for the latent heat during melting and solidification. Temperature fields and weld pool shape were calculated using FLUENT software. The calculated weld dimensions agreed reasonable well with the experimental results. The effectiveness of the developed computational procedure had been confirmed.]]>

[21]

Artinov A, Bachmann M, Rethmeier M.

Equivalent heat source approach in a 3D transient heat transfer simulation of full-penetration high power laser beam welding of thick metal plates

[J]. Int. J. Heat Mass Transfer, 2018, 122: 1003

DOIURL [本文引用: 1]

[22]

Li X Y, Wang L J, Yang L J, et al.

Modeling of temperature field and pool formation during linear laser welding of DP1000 steel

[J]. J. Mater. Proc. Technol., 2014, 214: 1844

DOIURL [本文引用: 1]

[23]

Ramirez A J, Lippold J C.

High temperature behavior of Ni-base weld metal: Part II-Insight into the mechanism for ductility dip cracking

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2004, 380: 245

DOIURL [本文引用: 1]

[24]

Collins M G, Ramirez A J, Lippold J C.

An investigation of ductility-dip cracking in nickel-based weld metals-Part III

[J]. Weld. J., 2004, 83: 39/S

[本文引用: 1]

[25]

Guan K, Wang Z M, Gao M, et al.

Effects of processing parameters on tensile properties of selective laser melted 304 stainless steel

[J]. Mater. Des., 2013, 50: 581

DOIURL [本文引用: 1]

[26]

Wang X L, Deng D W, Yi H L, et al.

Influences of pulse laser parameters on properties of AISI316L stainless steel thin-walled part by laser material deposition

[J]. Opt. Laser Technol., 2017, 92: 5

DOIURL [本文引用: 1]

[27]

Zhang Y K, Zhang L, Luo K Y, et al.

Effects of Laser Shock Processing on Mechanical Properties of Laser Welded ANSI 304 Stainless Steel Joint

[J]. Chin. J. Mech. Eng., 2012, 25: 285

DOIURL [本文引用: 1]

[28]

Chen J K, Shi Y, Liu J, et al.

A study of austenitic stainless steel laser welding process

[J].Appl. Laser, 2015, 35: 335

DOIURL [本文引用: 1]

(

陳俊科, 石巖, 劉佳等.

奧氏體不銹鋼激光焊接工藝研究

[J]. 應用激光, 2015, 35: 335)

[本文引用: 1]

Cracking behavior and mechanical properties of austenitic stainless steel parts produced by laser metal deposition

1

2013