雙相不銹鋼在實際應用過程中，不僅要求雙相不銹鋼母材有優良的性能，對焊接接頭性能也有著同樣的嚴格的要求。雙相不銹鋼焊接接頭在使用時主要缺陷為脆性和耐蝕性下降，具體原因是焊縫及熱影響區兩相比例失調，二次相析出（金屬間相、氮化物等）和α相脆化等。采用常規的熔焊方法，如焊條電弧焊焊接中厚板，需要往復多道焊，效率較低，同時焊縫及熱影響區焊接熱循環經歷時間較長，容易產生金屬間相使接頭脆化，耐蝕性下降。而利用激光、電子束等高能焊時，因焊后冷速較快，不易填充金屬、焊縫及熱影響區的α和γ兩相比例不易控制，接頭沖擊和腐蝕性能會發生惡化。激光-MIG電弧復合焊能將復合熱源擴大作用范圍，降低焊接冷卻速度，同時容易使焊絲填充到焊接熔池形成焊縫。因此，應用于雙相不銹鋼焊接將是一種比較理想的方法，國內外卻少有這方面的研究。

1. 試驗方法

  試驗母材選用2205（UNS31803）雙相不銹鋼，板厚8mm。焊材采用ER2209焊絲，=ф1.0mm。材料主要成分及性能見表4-27和表4-28，材料點蝕當量（PREN）按式PRENCr％＋3.3×Mo％＋16×N％計算。

  焊件加工成I形坡口，焊前用丙酮擦拭坡口及附近表面以去除油污，坡口間隙設置為0.5mm。焊接裝配示意如圖4-12所示。采用YAG激光器，焦距長300mm，焊接時激光功率7kW，離焦量為0；電弧電壓為27.5V，送絲速度為12m／min，焊槍傾角60°，焊槍高度14mm。利用Ar＋2％N₂混合氣體作為MIG焊槍正面保護氣，氣體流量為30L／min，以防雙相不銹鋼焊縫表面因擴散而損失氮。焊件背面保護氣為純氬，流量為5L／min。激光與電弧熱源之間距離2mm，焊接速度為3m／min，激光引導電弧。

  焊后，制取拉伸試樣、沖擊試樣進行焊接接頭力學分析，金相試樣則利用光學顯微鏡、掃描電鏡和鐵素體儀進行微觀分析及兩相比例測定。

2. 試驗結果與評估

   a. 焊接接頭宏觀形貌及顯微組織激光-MIG電弧復合焊接8mm厚2205雙相不銹鋼的焊縫接頭如圖4-13所示。從圖中可以看出，焊縫完全熔透，呈“丁”字形，上部有輕微凹陷，焊縫及熱影響區狹窄，成形良好。焊接接頭宏觀上分為三個區域：母材、熱影響區及焊縫。

    焊接接頭各區的顯微組織如圖4-14所示，其中焊縫及熱影響區深色部分為γ相，淺色部分為α相；母材則相反。這種現象產生的原因可能與母材、焊縫區域α和γ相不同耐蝕性相關。

   b. 鐵素體測定母材區的α相和γ相的比例分別為45％和55％；焊縫區上部α和γ兩相比例分別為49％、51％，中下部α和y兩相比例分別為56％、44％；焊縫熱影響區α相和γ相比例分別為66％、34％?？梢姡鲄^域的鐵素體相比例雖有差異，但均在30％～70％的合理范圍內。這是由于焊縫區和熱影響區因填充金屬及焊后冷卻速度的影響，而造成兩相比例的區別。Ni元素是奧氏體強烈形成及穩定元素，焊縫區因填充Ni元素含量較高ER2209焊絲，熔池快速凝固后產生焊縫區的γ相比例比焊縫熱影響區的要高，而焊縫區上、下部因填充金屬熔合比的影響，γ相比例和形貌產生差異。焊縫區上部熔融的填充金屬較多，γ相比例較高，在較快冷卻的條件下，產生二次奧氏體主要分布在初始鐵素體晶間，呈鏈狀密排相連，少量二次奧氏體分布在晶內，如圖4-14a所示；而焊縫區中、下部，填充金屬進入較少，γ相比例較低，快冷條件下，二次奧氏體相主要為細小顆粒，彌散分布在柱狀晶內，晶間二次奧氏體相較少，在晶界處還發現有鋸齒狀的魏氏二次奧氏體產生，如圖4-14b所示。

   c. 焊接接頭力學性能復合焊焊接接頭的力學性能見表4-29。接頭拉伸時，斷裂位置發生在雙相不銹鋼母材部分，斷裂強度為810MPa。在-40℃環境條件下，接頭焊縫區的沖擊韌度仍較高，為73J／c㎡，但遠低于熔合線與熱影響區，這可能與焊縫區彌散分布的二次奧氏體相及柱狀的凝固組織有關。

    由于激光-MIG電弧復合焊接熱輸入集中，焊縫熱影響區很窄，硬度過渡區不明顯，焊縫區的顯微硬度最大值為292HV1，比母材高30左右，這可能是焊縫區彌散分布的晶內二次奧氏體相強化的結果。

    可見，利用激光-MIG復合焊接方法得到的2205雙相不銹鋼焊接接頭具有較好的力學性能。

   d. 焊接接頭腐蝕性能2205 雙相不銹鋼母材及復合焊焊接接頭的臨界點蝕溫度測試如圖4-15所示，焊接接頭的臨界溫度為49℃，與母材的臨界點蝕溫度50℃相近。激光-MIG復合焊接得到的雙相不銹鋼焊接接頭的耐點蝕能力與母材相近。

  總之，激光-MIG復合焊接可對雙相不銹鋼中厚板實現高效率焊接。