梯度奥氏体-马氏体的激光束直接能量沉积 钢连接与异质电子束焊接的比较（下）

来源：江苏激光联盟

本文介绍了激光束直接能量沉积(Direct Energy Deposition，DED-LB)工艺作为一种建立梯度奥氏体-马氏体钢连接的方法。通过在DED-LB加工过程中改变两种粉末的比例来制备成分梯度钢。主要分为两部分，前半部分进行理论介绍、方法讲解以及试验结果，后半部分（本部分）则是对比DED-LB和电子束焊接工艺以及结论分析。

4. 与电子束焊接的对比
4.1.显微结构

▲图9 (a)大型扫描电镜背散射电子(BSE)图像，(b)316 L侧的EBSD相图，马氏体带(粗箭头)，(c)沿(b)中白色虚线的EDS轮廓，(d)Fe–9Cr–1Mo侧的EBSD相图，以及(e)沿虚线的EDS轮廓。EBSD图：1像素= 1.13微米，10° 黑色晶界

对电子束焊接进行了显微结构表征，以便与DED-LB转变进行比较。两者原料的组成相同，但形式不同。在DED-LB中使用钢粉末，在电子束焊接则使用层压板。在电子束焊接中，只有焊缝区域在接合处熔化，这意味着远离接合处的316 L和Fe–9Cr–1Mo侧呈现典型的等轴显微结构。图9 (a)显示了电子束焊接的概况，其显微结构分析如下：

每一侧是两种金属基材，奥氏体一侧带有一些316 L不锈钢的delta铁素体，而回火马氏体微观结构则在Fe–9Cr–1Mo一侧；
中间的焊缝金属是焊接过程中熔融金属混合区；
焊接金属周围有两个热影响区，焊接过程中热输入会改变焊缝金属周围的显微组织，但金属不会熔化。

根据图9(b)–(e)，焊缝金属主要是马氏体，奥氏体区域很少。通过能谱仪在316L和Fe–9Cr–1Mo之间获得的焊缝金属成分为13 %的铬和6 %的镍。在焊缝金属和316 L热影响区(图9(b))之间的界面处，可以观察到马氏体和奥氏体条带，奥氏体条带和316L化学元素相同，而马氏体带材的成分相比316L更接近镍和铬含量更少的焊缝金属(图9 (c))。这种焊缝金属/热影响区边界的分离通常不会在异质焊缝中观察到。电子束焊接的高速度可能是焊接过程中熔池不稳定的重要原因，并进而导致冷却后出现未混合区域。焊缝金属/Fe–9Cr–1Mo热影响区边界(图9 (d))没有类似的奥氏体和马氏体条带；在EDS曲线上观察到的偏析(图9 (e))不足以促进奥氏体的形成。

▲图10 316L热影响区细节图，(a)焊接时的EBSD相图和(b)630°C/8小时热处理后的相图1像素= 0.1微米，10° 黑色晶界。

由于316 L在室温下已经是奥氏体，在热影响区中仅观察到晶粒生长和delta铁素体岛的形成(图10 (a))。630°C/8h热处理引起的唯一主要变化是热影响区中delta铁素体从2.5 %左右减少到约0.78 %(图10(b))。

图11中的EBSD图显示了焊接金属中奥氏体和马氏体之间的混合区域。由于焊接过程中可能出现很大的不均匀性，因此应谨慎解释该区域的EBSD观测结果。有趣的是，相比之下，除了一个小的两相区之外，DED-LB梯度区似乎完全是马氏体。对于这种焊接金属成分，舍弗勒图预测了具有奥氏体、铁素体和马氏体的三相显微组织。在该区域，热处理不影响马氏体的细条形态。在焊缝金属中，热处理后奥氏体含量似乎增加(图11 (c))，这也在DED-LB梯度区域中体现。

▲图11 电子束焊接中的焊缝金属:(a)焊接时的相图和(b)焊接时的IPF EBSD图，以及(C)630°C/8h热处理后的相图和(d) IPF图，清晰体现了焊缝金属中奥氏体的形成。

由于焊接过程中马氏体向奥氏体的相变，Fe–9Cr–1Mo一侧的微观结构发生变化。图12 (a)显示了焊接后Fe–9Cr–1Mo热影响区图。该热影响区可分为两个区域——靠近焊缝金属的粗晶粒热影响区(CGHAZ) 和远离焊缝的细晶粒热影响区 (FGHAZ)。前者平均晶粒直径为14.8微米，后者为6.3微米，而Fe–9Cr–1Mo 基材为10.8 μm。这种微观结构是典型的马氏体热影响区。热处理不影响微观结构，热处理前后的晶粒尺寸相当(图12 (b)和(c))。该区域热处理的主要影响在硬度上——马氏体回火使硬度降低。

▲图12 Fe–9Cr–1Mo热影响区的EBSD·IPF地图(1像素= 0.1微米):(a)显示CGHAZ和FGHAZ的焊接时Fe–9Cr–1Mo热影响区的大视图。(b)焊接的FGHAZ细节图和(C)630°C/8小时热处理后的细节图

图13总结了在电子束焊接(图13 (a)和(b))和DED-LB转变(图13 (c)和(d))上通过热处理对显微结构造成的异同。在DED-LB中，与电子束焊接不同，在316 L侧没有观察到delta铁素体。DED-LB混合区主要是马氏体，也存有狭奥氏体/马氏体带。焊缝金属也主要是马氏体，奥氏体区域很少。在奥氏体和马氏体之间的界面处，一些未混合的区域保留在DED-LB转变和电子束焊接中。在Fe–9Cr–1Mo侧，DED-LB和EB焊缝完全为马氏体。在DED-LB样品中观察到更平滑的化学梯度，这可以减缓碳在样品中的扩散，并提高抗老化性能。也可以通过控制构建参数来控制DED-LB中的梯度。

▲图13 (a)热处理前和(b)630℃/8小时热处理后电子束焊缝的显微硬度图。 (c)热处理前和(d)热处理后DED-LB过渡区的显微硬度图。

▲图14 电子束焊缝的显微硬度图(a)热处理前和(b)630℃/8小时热处理后。316 L位于所示图的左侧。

就像电子束焊接金属一样，对DED-LB梯度进行热处理会导致梯度区域形成奥氏体。

4.2.机械性能

在DED-LB梯度材料中观察到的硬度变化也在电子束焊缝中观察到(图14)。电子束焊接的基材硬度在316L时约为150 HV，Fe-9Cr-1Mo时约为230 HV(图14 (a))。焊接后，焊缝金属硬度约为350 HV。焊缝金属中的软区域对应于奥氏体区域。由于焊接过程中在热影响区形成新的马氏体，Fe-9Cr-1Mo热影响区达到较高的硬度值(约400 HV)。这种硬度变化是奥氏体/马氏体异种焊缝较为常见。热处理后(图14 (b))，由于马氏体回火，Fe-9Cr-1Mo热影响区和焊缝金属的硬度降低。与DED-LB分级区域一样，热处理后焊接金属硬度保持在300 HV以上，但存在一些软奥氏体区域。

5. 结论
本文描述了316 L和Fe–9Cr–1Mo钢之间的DED-LB连接，并与电子束焊接的结果进行了比较。通过对DED-LB连接和电子束焊接获得的能谱图进行比较，发现DED-LB的成分变化可能比电子束焊接更平缓。

此外，可以控制DED-LB中渐变区的宽度。热处理前的显微组织研究表明，DED-LB 316 L侧完全为奥氏体，而焊缝的316 L母材含有少量delta铁素体。在316 L和焊缝金属之间的电子束焊缝界面处观察到一些未混合区域，存在奥氏体和马氏体条带，这种未混合的条带也在DED-LB中出现。焊缝金属和混合区域主要是马氏体。与DED-LB分级样品的奥氏体/马氏体转变处的薄区域对比，电子束焊缝中的焊缝金属包含很少的奥氏体区域。

在DED-LB梯度区，显微组织由奥氏体突然转变为马氏体。此外，显微观结构的变化虽非渐进，但化学梯度区域的渐变能够减缓元素在热老化过程中的扩散。

DED-LB Fe–9Cr–1Mo是完全马氏体，不管是在靠近还是在远离梯度区都具有均匀的显微结构。在电子束焊缝Fe–9Cr–1Mo中，根据离焊缝距离不同分为三个区域——靠近焊缝的CGHAZ、FGHAZ和不受焊接影响的基材。

显微硬度图显示，在DED-LB材料中316 L和Fe–9Cr–1Mo的硬度比在电子束焊接的热处理和层压板中更硬。电子束焊接金属的硬度值达到350 HV，最高硬度值出现在Fe-9Cr-1Mo热影响区。焊缝金属包含一些较软的奥氏体区域。相比之下，DED-LB梯度区域的硬度可以达到430 HV。电子束焊接金属和Fe-9Cr-1Mo热影响区的硬度在热处理后会降低，就像DED-LB混合区和铁-9Cr-1Mo侧一样。

扫描电镜显微组织分析表明，热处理后电子束焊缝中316 L侧形成的delta 铁素体减少，电子束焊缝金属和DED-LB梯度区马氏体显微组织中形成奥氏体岛。

拉伸试验表明，从DED-LB获得与电子束焊接相当的机械性能是可能的。这两种样品在20℃和400℃时通常在316L金属基材中失效，在550℃时在Fe-9Cr-1Mo金属基材中失效。


这项研究突出显示了DED-LB可作为一种通用工艺，在梯度区以可控制的微观结构和定制的局部性能诱导成分梯度钢。


文章来源：Flore Villare，Xavier Boulnat et al. ;Laser Beam Direct Energy Deposition of graded austenitic-to-martensitic steel junctions compared to dissimilar Electron Beam welding, Materials Science and Engineering,

https://doi.org/10.1016/j.msea.2021.141794

参考文章：M. Sireesha, S.K. Albert, S. Sundaresan, Microstructure and mechanical properties of weld fusion zones in modified 9Cr-1Mo steel, J. Mater. Eng. Perform. 10 (2001) 320–330, https://doi.org/10.1361/105994901770345033.