分体焊制造技术(自由形状脉冲激光焊接，AISI 430铁素体不锈钢晶粒生长和析出行为)

文丨编辑青史风云录

铁素体不锈钢（FSS）因其出色的抗应力腐蚀开裂性和高温氧化性能，以及良好的可加工性和成形性，被视为奥氏体不锈钢（ASS）的理想替代品。

相比之下，FSS由于在合金中镍的大量缺失，在体心立方（bcc）晶格中凝固，这导致间隙元素（如碳或氮）扩散速度加快，溶解度降低。

快速的扩散速度既促进了碳化物和氮化物的析出，也促进了高温下晶粒的粗化，富铬晶界相的扩散诱导沉淀是一个持续的挑战，可能是在固态热处理或焊接过程中的热循环过程中引发的。

这导致沉淀周围的铬含量局部减少，即所谓的铬耗尽现象。因此无法形成保护性的被动层，从而可能引发沿耗尽区域的腐蚀攻击。

这种特殊形式的选择性腐蚀被称为晶间腐蚀（IGC），可以沿着这种敏感的晶界传播，导致焊接接头发生灾难性的失效。

此外，FSS的焊缝金属（WM）容易出现晶粒的大量粗化，这取决于熔池内存在的温度梯度（G）和凝固速率（R），晶粒的粗化一方面降低了接头的塑性，另一方面进一步增加了对IGC的敏感性。

尽管使用最先进的连续波圆盘或光纤激光器进行激光焊接可以实现较小的熔池规模、更大的温度梯度和凝固速率，但已证明无法消除上述现象。

(PWHT)可防止铬扩散至耗尽区域，同时避免固溶退火后富铬晶界相的沉淀，然而，由于大型部件尺寸限制。

这些技术可能无法在其上实施且会增加生产成本，为避免碳化物和氮化物沉淀，应将碳和氮含量控制在各自等级的溶解度极限以下。

超低间隙原子(ELI)是一种不受IGC影响的选择，但其高纯度水平对合金设计具有挑战性且成本较高。

在焊接过程中晶粒粗化现象会被放大针对该问题可采取稳定措施以增强FSS对IGC的抵抗能力，如添加钛、铌或锆等元素。

这些元素与碳的亲和力高于与铬的亲和力，因此它们会优先沉淀，减少了铬的消耗，未反应的铬可能会在这些沉淀物周围发生偏析，从而再次引发IGC的可能性。

钛夹杂物可能会导致其他选择性腐蚀现象，比如点蚀，被钛沉淀物占据的焊接金属晶界容易溶解，引发特殊形式的IGC，从而对组件的结构完整性造成损害。

使用粉末激光熔覆技术可以局部提高铁素体不锈钢焊缝对IGC的抵抗能力，为了减轻铁素体不锈钢焊接接头中晶粒粗化的问题。

使用异质成核剂的方法，例如在钨极气体保护焊(GTAW)中使用氮化钛或基于激光的粉末床熔合(PBF-LB)技术，通过超声激发填充材料层的超声振荡，以实现焊接金属内晶粒细化的效果。

由于熔池内的凝固速率和温度梯度对凝固结构影响最大，因此Reddy和Mohandas采用脉冲电弧技术实现了受控的熔池对流，从而导致枝晶破碎和晶粒细化。

基于这些发现，发展了一种称为冶金脉冲成形的技术，可用于脉冲激光束焊接(P-LBW)，该技术可以精确控制热输入，并通过最大化熔体过冷度来增加成核速率。

通过采用自由形式脉冲整形的P-LBW技术以及定制的热输入来对抗FSS的晶粒粗化和敏化现象，使用P-LBW技术与FSS相结合，可以偏离传统措施，并克服富铬晶界相的沉淀，从而减轻IGC敏感性。

在P-LBW过程中采用自由形式的脉冲形状，可以显著细化铝和钛的晶粒，并改善凝固结构和沉淀行为方面的工艺性能。然而，对于凝固结构和沉淀行为方面的基础研究仍然缺乏，这限制了P-LBW技术的进一步发展。

不锈钢和焊接程序

用脉冲灯泵浦Nd:YAG激光器作为板上焊珠焊件进行的，具有近高斯强度分布，并且在没有填充材料的情况下进行，使用直径为50m的阶跃折射率光纤将光束引导至工件，焦距为150mm的准直透镜和焦距为100mm的聚焦光学器件，

为了获得冶金脉冲形状，激光脉冲按顺序分成三个部分，在第一个序列中，小孔的形成发生在最大激光功率下，降低激光功率以防止熔池过热，并振荡以获得规定的熔体过冷条件，激光功率不断降低到零，熔体凝固所有焊接均以500W的峰值功率和1ms、3ms和5ms的不同脉冲长度进行，产生的脉冲能量输入分别为226.94mJ、680.82mJ和1134.71mJ。

样本表征

为了进行粒度和相分析，样品需经机械研磨至P2500级别，并使用胶体金刚石溶液抛光，随后，采用20kV加速电压下基于CCD的EBSD检测器进行电子背散射衍射(EBSD)。

为确保精准的粒度分析结果，选用1米像素尺寸并放大100倍以获得全局视角，在观察晶界沉淀时，我们对样品进行简单处理并使用透镜内能量选择性反向散射检测器(ESB)在3kV加速电压下操作SEM实验。"

在进行腐蚀测试之前，使用不锈钢刷清洁样品表面以去除任何污垢，然后用异丙醇冲洗样品并风干，将样品与玻璃烧瓶底部的铜片接触，并浸入138克硫酸和溶解在脱盐水中的75克硫酸铜五水合物。

使用油浴将得到的总体积为750mL的溶液加热至沸腾温度，根据不同的浸泡持续时间（10小时、20小时和40小时）进行腐蚀试验，并使用高精度称重机测量样品质量损失。

基于激光脉冲的延长停留时间，可以推测存在小孔，并且热传导进邻近区域也会随着脉冲持续时间增加而延长，一些横截面显示出球形孔的特征，这可能是由于小孔的坍塌和熔融金属中保护气体的存在。

使用图像质量映射（IQM）和反极图映射（IPFM）对横截面进行EBSD分析，可以看到随着脉冲持续时间的增加，小孔的特征变得更加明显，对于微观结构的分析显示，不论使用什么脉冲持续时间，焊缝金属中的晶粒比热影响区域（HAZ）中的晶粒大。

在HAZ中，可以观察到具有近等轴形态的晶粒数量增加，无论使用何种脉冲持续时间，这个特征都有助于清晰识别熔合线。

相比之下，熔合线附近和焊缝金属内部的晶粒会向焊缝中心延伸，有时比热影响区域的晶粒长度更长数倍。

根据IQM和相图，所有试样的过渡区主要由具有bcc晶格的铁素体组成，然而，在焊缝金属与热影响区域的晶界处形成了一些面心立方（fcc）奥氏体。

通常情况下，焊缝中的残余奥氏体会在焊接周期中冷却时转变为马氏体，如果冷却速率足够快以阻止铁素体向奥氏体的转变，那么马氏体的形成可以被抑制。

虽然EBSD分析可以精确地区分体心立方铁素体基体中的面心立方奥氏体，但由于两者具有几乎相同的晶格参数，区分体心立方铁素体和体心四方马氏体可能是复杂且不充分的。

在EBSD分析过程中，通过观察bcc基体中马氏体的交替形态来区分它们是可行的，因此，在脉冲持续时间为5毫秒的焊接试样中，微观结构特征显示了马氏体的存在。

这是由于可见的脉冲持续时间和焊缝金属横截面积的相互关系所导致的。使用5毫秒脉冲持续时间进行焊接的样品具有足够大的时间窗口，可以发生铁素体到奥氏体的转变。

相反，在1毫秒和3毫秒的脉冲持续时间下焊接的样品中，未观察到马氏体的存在，并且在所有样品中都检测到残留的fcc-奥氏体相，无论脉冲持续时间如何，都很难解释。

考虑到激光束焊过程中较快的冷却速率，预计会发生马氏体相变，这支持在AISI430熔合区中，特别是在晶界处，可能存在一些可区分的残留奥氏体，并且在焊缝金属中的奥氏体可能受到局部杂质或偏析的影响。

这些杂质或偏析能够抑制相变过程，例如钛等元素，然而，这个理论只能通过对化学成分的深入分析来证实，例如使用能量分散X射线光谱学。

从熔合线开始，焊缝中形成了一个朝着焊接中心生长的柱状区域，这些晶粒垂直于熔池边界区域的温度梯度最大，热流方向从熔池边界向内。

彩色编码图像显示，这些晶粒比基体材料的晶粒要大得多，随着脉冲持续时间的增长，这个区域的晶粒尺寸也增加，延长的脉冲持续时间会导致更大的熔池尺寸，从而需要更长的散热时间，使得晶粒在柱状区域生长的边界条件下停留的时间更长。

同时，增加的能量输入可能有助于整体晶粒的更大生长，因此晶粒尺寸随着脉冲持续时间的增加以指数方式增长。

在焊接接头的中心区域，晶粒呈现等轴结构，在这个区域，温度梯度较小，凝固速率较高。需要注意的是，在使用5毫秒脉冲持续时间时，等轴区域通过另一个柱状区域与焊缝表面分隔开来。

晶粒朝向焊缝表面的定向生长表明，在凝固的后期阶段发生了明显的散热，这种散热从焊缝根部向上延伸到表面，对于所有研究的脉冲持续时间，等轴区域的晶粒尺寸与基体材料中的晶粒尺寸相当。

此外，结果表明，随着脉冲持续时间的增加，等轴区域的横截面积也增大，这与焊缝金属的横截面积的增加趋势相一致，并且进一步证实，自由形式的脉冲成形成功地增强了熔池对流和枝晶破碎，无论采用何种脉冲持续时间。

在激光熔覆焊缝中，发现碳化铬的沉淀现象是一种具有空间选择性的现象，通过测试发现，未经敏化的晶界可以阻止IGC的传播，从而限制了质量损失。

针对较长的测试持续时间（20小时和40小时），通过使用1毫秒的脉冲持续时间，基于IGC的质量损失最小，并提供了关于底层机制的附加信息。在深。

总体而言，时域上的质量损失与激光熔覆焊缝中AISI430材料的残余机械强度演变具有一致性，呈现出近似指数下降的特征。

P-LBW过程中，由于固有的热梯度和快速冷却速率，使用相对较短的脉冲持续时间可以抑制碳化铬沉淀和敏化，从而抑制HAZ内的IGC，相较于连续波激光熔覆焊接（cw-LBW），有明显的增强效果。

此外，短脉冲持续时间的使用有效地限制了热输入，缩短了碳化铬沉淀发生的时间，并在很大程度上将IGC限制在熔合线附近。

以上结果表明，在激光熔覆焊接过程中，通过选择适当的脉冲持续时间可以抑制碳化铬沉淀和IGC现象的发生，从而提高焊缝的质量。