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用TIG和Nd：YAG激光焊接AISI 304L和AISI 316L不锈钢接头的对比研究
摘要
在本研究中，对304L和306L不锈钢的异种对接中进行了激光和TIG焊接技术的研究和对比。研究了激光焊接过程中电压和激光束光斑尺寸的影响，以及电压、焊接速度、保护气体在TIG焊过程中对屈服强度、伸长率、硬度和焊缝宽度的影响。此外，为了检查焊缝的机械和冶金行为，使用微观结构分析。结果表明，TIG焊的焊接深度高于激光焊。观察到样品的强度和韧性通过增加TIG焊和激光焊中的电压而降低。另外，通过增加激光焊焊接中的束斑尺寸，增加了强度、韧性和硬度。而且TIG焊过程中存在改变保护气体，而使样品的强度、硬度和韧性增加的情况。
- 介绍
奥氏体不锈钢含有大量的镍或镍和锰。这种类型的奥氏体钢在室温下是稳定的。奥氏体不锈钢是非磁性的，不能通过热处理硬化。
由于耐腐蚀性和抗裂纹能力，奥氏体不锈钢的焊接是重要的。适当的可焊性是这些类型钢的重要特性之一。因此，这种类型的钢广泛用于化学工厂和制造高压容器。奥氏体不锈钢的焊接接头通常具有与母材相当的化学成分，机械性能和韧性。这些钢通常对冷裂不敏感，并且由于稳定的奥氏体微观结构，它们在焊接后不需要热处理。在焊接期间，热输入和高能电弧不会产生破坏性影响。虽然不锈钢具有足够的柔韧性并且可以承受大量的收缩，但是在冷却过程中接头可能会破裂。奥氏体不锈钢焊接过程中最常见的问题之一是碳化物的析出。这是由于温度升高到425-870 ℃范围内，相邻部分的铬和碳原子会形成碳化铬。碳化铬通常在晶界形成;因此，Cr含量在晶界附近区域减少，并降低这些区域的耐腐蚀性，使其不再拥有最大耐腐蚀性。
TIG焊接广泛用于碳钢，不锈钢，镍合金如蒙乃尔铜-镍合金和铬镍铁合金，钛合金，铜合金，黄铜，青铜甚至金合金的接头。TIG焊接也可用于铜，黄铜和不锈钢与低碳钢的异种接头。由于电弧集中，TIG焊接可以精确控制对工件输入的热量，从而导致HAZ变窄并防止熔滴飞溅。这种焊接方法适用于低厚度板和不同金属。完全穿透的焊接需要由惰性气体组成的背衬气体（反吹扫）以保护熔池免受大气的影响。使用的典型惰性气体包括氩气，氦气和所述气体的混合物，这些气体不会影响化学成分或仅仅对其产生微不足道的影响。
激光焊接是一种具有高能量密度，高精度和高效率的方法。该技术通常用于不同的金属焊接，例如不锈钢和低碳钢。该方法还用于不同的厚度和接头，用于相似或者不同板材的对接，并且不需填充金属。激光焊接保持最低水平的热输入，因此该技术中的HAZ很窄，热变形低，残余应力低。为了在这种技术中成功连接，在合适的时间和情况下仔细选择焊接参数是必不可少的。
据报道，Nikil等人发现在304和316不锈钢的激光焊接中，要获得304接头的最大抗拉强度和最小接头宽度，与316相比，需要更高的能量。在此研究的基础上，束斑尺寸是影响304和316钢接头强度的最重要因素。另外，激光功率和焊接速度也会影响拉伸强度和接头宽度的。Suvaku-ma的研究表明，为了获得不锈钢接头的高强度，峰值功率和焊接速度起着最重要的作用。
如果在不同厚度中使用不同的焊接方法，不锈钢的可焊性是非常好的。在一些真空阀接头中，304L和316L不锈钢的异种接头是必不可少的。316L具有更多Ni和2-3％钼，与304L相比具有更高的耐腐蚀性。在真空工业和真空阀中，316L用于要求更高耐腐蚀性的部件，304L用于更低耐腐蚀性要求的工件。
在这项研究中，用304L和316L不锈钢板的异种接头评估不同的焊接参数。此外，检查TIG和激光焊接样品的微观结构性能和机械性能。
2. 实验
在目前的工作中，焊接了厚度为1毫米的304L和316L不锈钢板。片材的化学组成如下所示表格1（table1）.焊接工艺通过激光和TIG技术进行。对于激光技术，Nd：YAG激光焊接使用100W功率的设备（model SW1, China），具有可变电压的恒定光束光斑尺寸和具有可变光束光斑尺寸的恒定电压。通过功率计装置（Ophir model NOVA II, USA）测量每个样品的平均焊接功率，并且焊接参数显示在表2（table2）.TIG焊接工艺由TIG焊接机（Fronius model Magic Wave 2000，Austria）进行。该工艺分别使用15,20和25 A测试电流并配以1.8,1.9和2 mm / s的焊接速度。另外，焊接过程是在有和没有背衬气体的情况下完成的。每个样品的TIG焊接参数如下所示表3（table3）。使用60％硝酸作为蚀刻剂进行微观结构表征。为了测量焊接区域中的铁素体百分比，使用铁氧体范围（MP-30，USA）。根据ASTM E8标准，通过（Hounsfiled model H50KS，England）进行拉伸强度试验，以检查焊接区域的拉伸性能。为了计算从拉伸试验时的应力 - 应变曲线下的面积，使用MATLAB R2016b。维氏显微硬度试验根据ASTM E384标准，施加0.3千克负荷。焊接宽度由视频投影仪（型号MVJ001）并使用ARCS软件（ARCS Precision Technology，LTD）确定。
3. 结果和讨论
3.1. 焊缝外观
光学显微照片中，激光焊接样品L4，L6和L9的横截面如图1-3， TIG焊接样品T2和T5如图4和5所示。在两种技术中，样品都没有明显的裂缝和孔隙迹象。与TIG焊接样品相反，大多数激光焊接样品在1mm厚度金属上没有完全穿透。与TIG相比，激光样品中的完全渗透不是由于该技术的热输入较低。据报道，通过增加热输入，焊缝金属单位长度上的体积增加。L1和L4试样的穿透深度分别为285 mm和523 mm。根据表4和表5， 通过增加热输入和功率密度，产生更多的熔融金属并且脉冲更加深入。最后，穿透深度增加。测量显示，L6和L9样品的穿透深度分别为267 mm和173 mm，而两个样品的热输入相同，并且通过降低功率密度，穿透深度减小。热输入由方程式(1)计算。方程 (2) 用于测量激光焊接中的脉冲强度（功率密度）。
(1)
(2)
其中phi;是束斑尺寸（mm），I是脉冲强度（W / mm2）
根据表3和表4，很明显，通过增加TIG样品的电弧电压和电流，增加了单位长度的热输入。同样，根据表2和表4，通过增加激光器的电压和平均功率来增加热输入，同时如果电压和平均功率是恒定的，热量输入也是不变的。
TIG焊和激光焊样品的焊缝宽度如表6所示.对于TIG样品，焊缝完全穿透样品。对于T1-T3和T4-T6样品，通过增加热输入增加了焊缝宽度。背衬气体导致一定量的热量输入被气体吸收并降低T4-T6样品的焊接热量。因此，T1-T3样品的焊接宽度分别比T4-T6样品宽。根据表4，通过增加热输入，增加了L1-L5样品的焊接宽度。L6-L10样品具有相似的热输入，但由于束斑尺寸的增加和更大范围的基体金属吸收热量，焊缝宽度增加。
凝固过程遵循熔化中的最高温度梯度。从初始阶段到最终电弧的这种梯度是介于熔化池和母材之间的。影响热流的因素也与决定熔融金属凝固的等温线的因素相同。焊接过程中的凝固总是发生在与等温线垂直的方向上。这些线之间的距离是凝固层之间的距离。等温线之间的距离与热输入速率（q（KJ / s）热输入X行进速度）直接相关，与焊接行程速度（V），金属热传导（Ks）和焊接样品厚度成反比（ T）。这种专门用于电弧焊接的关系如公式3所示：其中，对所有TIG焊样品t，Ks，V分别是1mm, 15W/m.K, 2mm/s。
图5.焊接样品T5（a）FZ横截面的光学显微照片，凝固后最后熔池的微观结构，（b）与316L相邻的第一固化层的微观结构，（c）304L PM / HAZ / FZ界面和（d）第一熔池的微观结构是由304L和316L熔融金属的混合产生的。
表4. TIG和激光焊接的平均功率和热输入。
表5. 激光焊接的束斑尺寸和功率密度。
表6. TIG和激光样品的焊接宽度。
表7.TIG样品的热输入率。
因此，热输入速率是影响热流和TIG焊样品中等温线距离的最重要影响因素。因此，根据表7，对于T1-T3和T4-T6样品，等温线之间的距离通过增加热输入速率而增加，这意味着凝固层增大并且在每层的微观结构中更快的生长。在T1-T3样品与T4-T6样品对比中发现冷却速率增加，因为一些热量输入已经被背衬气体吸收。因此，T4-T6样品，与T1-T3样品相比，凝固层较小（图4,5b和5C）。由于电弧结束而导致最后熔池中的温度梯度降低，并且由于合金元素偏析，浓度梯度已被替代。因此，在凝固的最后阶段，在焊缝金属表面看不到凝固层，因此微观结构的形成是由于偏析造成的（图5a）。由于激光焊接中的热输入低于TIG，并且激光焊接的薄层由于激光焊接期间的单个脉冲而熔化，因此，这些层非常快速地冷却，等温线不再适用。等式3只适用于电弧焊。.
不锈钢的微观结构受以下三个重要因素的影响：
1.主要凝固模式或者主要核的类型（铁素体核或者奥氏体核），与Creq/Nieq直接相关。
2. 在凝固过程中合金元素的重新分布和第二相的形成需要时间，特别是对于固体到固体的转变。
3. 成核行为和铁素体到奥氏体相变
3.2 TIG样品的微观结构
在304L不锈钢区域，在第一凝固层（传输层）中观察到魏氏奥氏体，针状奥氏体和少量铁素体（图4b和5C）。在316L钢区观察到胞间奥氏体，蠕虫状铁素体和铁素体（图4c和5B）。根据图4b，c，4d，5b和5c，与304L钢相邻的第一固化层中的铁素体含量远低于316L不锈钢的第一固化层中的铁素体含量。这是因为316L不锈钢中存在钼，正是由于这一事实，认为钼是一种比铬更强的铁素体稳定剂。根据Creq/Nieq比，在与304L相邻的第一固化层中，发生F固化模式。在与316L侧相邻的第一固化层中，发生FA固化模式。因此，这些层的微观结构取决于化学成分，并且根据凝固模式，两种金属的第一固化层的微观结构表示为以下两种模式：
在模式F中，微结构由针状铁素体或胞状铁素体和奥氏体魏氏组织组成。
在模式FA中，微观结构由铁素体转变到奥氏体和胞间奥氏体产生的板条铁素体或骨架铁素体组成。
通过计算，测得的稀释率约为50％，这意味着两种金属的熔化区域相等。这意味着，特别是远离基体金属的混合熔体的Creq/Nieq比率等于1.92，内部凝固层发生FA固化。
在TIG样品中，由于样品厚度低，凝固模式为FA，冷却速率高。首先由delta;铁素体引发凝固，并且在delta;铁素体成核后迅速凝固，奥氏体核由于包晶 - 共晶转变而开始成核。形成的delta;铁素体相非常不稳定，因此发生铁素体到奥氏体的转变（F→A）。该转变的进展取决于铁素体/奥氏体界面处的扩散。最后，由于样品的冷却速度很快，所以没有提供所需的时间和温度来完成F→A转变，并且微观结构包含蠕虫状奥氏体和板条delta;铁素体或骨架delta;铁素体（图5d）。板条铁素体的微观结构在最终熔体池中生长成细胞或初级树枝状晶体，由于F→A转化过程中扩散的限制，形成骨架delta;铁素体（图5a).
根据图4和5，与T1-T3样品相比，T4-T6样品的存在背衬气体，铁素体略有增加（表8）。背衬气体的存在增加了的冷却速率，减少了F→A转化所需的时间。另一方面，通过增加热量输入，T1-T3和T4-T6样品的冷却速度降低，为F→A转化提供了时间。
3.3. 激光焊接样品的微观结构
在激光焊接技术中冷却速率非常高，如果Creq/Nieq（WRC）比率高于1.55，则发生铁素体到奥氏体的完全转变（大规模转变），这是非扩散的。根据304L和316L钢（304L Creq/Nieq=2.7,316L Creq/Nieq= 1.57）Creq/Nieq（WRC）比率，由高功率密度的激光产生熔融混合，形成的熔体具有高于1.55的Creq/Nieq（WRC）值。因此，在激光样品中发生了大量（F → MA）转变，并将所有激光样品的微观结构转换成奥氏体。当激光样品的大规模转变结束时，奥氏体层之间可能存在少量花边和蠕虫状的delta;铁素体（图1b和3b)。通过提高冷却速度，以更高的强度发生大规模转变，获得的奥氏体更细，而奥氏体层之间的delta;铁素体变得更薄更细。激光焊接期间的冷却速率通过等式4计算：
其中，ks是热导率=15 W/m.K，rho;是材料密度=8000 kg/m3,Cp是定压比热容=500 J/Kg.K，
V是焊接速度=1.5*10-3m/s，d是板材厚度=0.001m，q是净功率（平均功率）（W）（表9），
T是参考温度=1523.2K，T0是室温=300.15K。
根据等式4计算所有激光样品的冷却速率，并显示在表9.通过增加束斑
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资料编号：[1362]
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