双相不锈钢在实际应用过程中，不仅要求双相不锈钢母材有优良的性能，对焊接接头性能也有着同样的严格的要求。双相不锈钢焊接接头在使用时主要缺陷为脆性和耐蚀性下降，具体原因是焊缝及热影响区两相比例失调，二次相析出（金属间相、氮化物等）和α相脆化等。采用常规的熔焊方法，如焊条电弧焊焊接中厚板，需要往复多道焊，效率较低，同时焊缝及热影响区焊接热循环经历时间较长，容易产生金属间相使接头脆化，耐蚀性下降。而利用激光、电子束等高能焊时，因焊后冷速较快，不易填充金属、焊缝及热影响区的α和γ两相比例不易控制，接头冲击和腐蚀性能会发生恶化。激光-MIG电弧复合焊能将复合热源扩大作用范围，降低焊接冷却速度，同时容易使焊丝填充到焊接熔池形成焊缝。因此，应用于双相不锈钢焊接将是一种比较理想的方法，国内外却少有这方面的研究。
1. 试验方法
试验母材选用2205（UNS31803）双相不锈钢，板厚8mm。焊材采用ER2209焊丝，=ф1.0mm。材料主要成分及性能见表4-27和表4-28，材料点蚀当量（PREN）按式PRENCr％＋3.3×Mo％＋16×N％计算。
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，坡口间隙设置为0.5mm。焊接装配示意如图4-12所示。采用YAG激光器，焦距长300mm，焊接时激光功率7kW，离焦量为0；电弧电压为27.5V，送丝速度为12m／min，焊枪倾角60°，焊枪高度14mm。利用Ar＋2％N2混合气体作为MIG焊枪正面保护气，气体流量为30L／min，以防双相不锈钢焊缝表面因扩散而损失氮。焊件背面保护气为纯氩，流量为5L／min。激光与电弧热源之间距离2mm，焊接速度为3m／min，激光引导电弧。
焊后，制取拉伸试样、冲击试样进行焊接接头力学分析，金相试样则利用光学显微镜、扫描电镜和铁素体仪进行微观分析及两相比例测定。
2. 试验结果与评估
a. 焊接接头宏观形貌及显微组织激光-MIG电弧复合焊接8mm厚2205双相不锈钢的焊缝接头如图4-13所示。从图中可以看出，焊缝完全熔透，呈“丁”字形，上部有轻微凹陷，焊缝及热影响区狭窄，成形良好。焊接接头宏观上分为三个区域：母材、热影响区及焊缝。
焊接接头各区的显微组织如图4-14所示，其中焊缝及热影响区深色部分为γ相，浅色部分为α相；母材则相反。这种现象产生的原因可能与母材、焊缝区域α和γ相不同耐蚀性相关。
b. 铁素体测定母材区的α相和γ相的比例分别为45％和55％；焊缝区上部α和γ两相比例分别为49％、51％，中下部α和y两相比例分别为56％、44％；焊缝热影响区α相和γ相比例分别为66％、34％。可见，各区域的铁素体相比例虽有差异，但均在30％～70％的合理范围内。这是由于焊缝区和热影响区因填充金属及焊后冷却速度的影响，而造成两相比例的区别。Ni元素是奥氏体强烈形成及稳定元素，焊缝区因填充Ni元素含量较高ER2209焊丝，熔池快速凝固后产生焊缝区的γ相比例比焊缝热影响区的要高，而焊缝区上、下部因填充金属熔合比的影响，γ相比例和形貌产生差异。焊缝区上部熔融的填充金属较多，γ相比例较高，在较快冷却的条件下，产生二次奥氏体主要分布在初始铁素体晶间，呈链状密排相连，少量二次奥氏体分布在晶内，如图4-14a所示；而焊缝区中、下部，填充金属进入较少，γ相比例较低，快冷条件下，二次奥氏体相主要为细小颗粒，弥散分布在柱状晶内，晶间二次奥氏体相较少，在晶界处还发现有锯齿状的魏氏二次奥氏体产生，如图4-14b所示。
c. 焊接接头力学性能复合焊焊接接头的力学性能见表4-29。接头拉伸时，断裂位置发生在双相不锈钢母材部分，断裂强度为810MPa。在-40℃环境条件下，接头焊缝区的冲击韧度仍较高，为73J／c㎡，但远低于熔合线与热影响区，这可能与焊缝区弥散分布的二次奥氏体相及柱状的凝固组织有关。
由于激光-MIG电弧复合焊接热输入集中，焊缝热影响区很窄，硬度过渡区不明显，焊缝区的显微硬度最大值为292HV1，比母材高30左右，这可能是焊缝区弥散分布的晶内二次奥氏体相强化的结果。
可见，利用激光-MIG复合焊接方法得到的2205双相不锈钢焊接接头具有较好的力学性能。
d. 焊接接头腐蚀性能2205 双相不锈钢母材及复合焊焊接接头的临界点蚀温度测试如图4-15所示，焊接接头的临界温度为49℃，与母材的临界点蚀温度50℃相近。激光-MIG复合焊接得到的双相不锈钢焊接接头的耐点蚀能力与母材相近。
总之，激光-MIG复合焊接可对双相不锈钢中厚板实现高效率焊接。
