如表3所示，激光自熔焊和激光填絲焊得到的焊縫正/背面熔寬均大大小于圖5中在MIG焊下得到的焊縫正背面熔寬。由于激光焊接過程中輸入的熱輸入小且焊接速度快，因而其焊接熔化區(qū)體積遠(yuǎn)小于MIG焊，熔池暴露于氧化環(huán)境里的表面積和時間也因此而大大減小，焊縫熱影響區(qū)也很小，熱影響區(qū)受熱產(chǎn)生的危害程度可降至最低。

2.2 接頭顯微組織

圖9為430鐵素體不銹鋼激光自熔焊焊縫顯微組織，從圖中可以看到熱影響區(qū)(HAZ)與熔合區(qū)(FZ)有明顯的分界線，熔合區(qū)晶粒較粗大，相對于母材(BM)晶粒有顯著地長大，由于激光焊接過程中，在單相鐵素體結(jié)晶后，冷卻過程中并不轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，直接冷卻至室溫，從而導(dǎo)致晶粒粗大。熱影響區(qū)寬度較窄，晶粒略有長大。焊縫內(nèi)部的晶粒形態(tài)主要為柱狀鐵素體晶粒，這是由于在冷卻過程中，靠近基體的焊縫部分冷卻速度很快，有著較大的溫度梯度，促進(jìn)柱狀晶的形核與長大。

圖10為430鐵素體不銹鋼激光填絲焊焊縫顯微組織。從圖10(a)中同樣可以看到熔合區(qū)、熱影響區(qū)和母材之間存在明顯的分界線，熱影響區(qū)晶粒相對母材有略微長大。但熔合區(qū)晶粒相對于母材的長大程度遠(yuǎn)小于激光自熔焊中熔合區(qū)相對母材晶粒的長大程度。如圖10(b)和(c)所示，在熔合區(qū)晶界處析出大量的片狀馬氏體，熱影響區(qū)晶界處也有少量馬氏體析出。

2.3 焊縫力學(xué)性能

圖11為進(jìn)行拉伸試驗(yàn)所得到的結(jié)果，從圖中可以看到，激光自熔焊和激光填絲焊焊縫斷裂位置均位于母材，說明焊縫抗拉強(qiáng)度優(yōu)于母材，滿足焊接所需要達(dá)到的抗拉強(qiáng)度要求。雖然激光自熔焊焊縫區(qū)的晶粒明顯長大，但是其大小的分布很均勻，使得焊縫處的力學(xué)性能沒有受到多大的影響。

圖12(a)所示為激光自熔焊接頭水平位置的維氏硬度曲線，從母材、熱影響區(qū)至焊縫中心硬度顯著提高，母材硬度為180-200HV，焊縫中心硬度達(dá)到340-370HV，焊縫中心區(qū)域的硬度幾乎為母材硬度的兩倍。焊縫硬度分布曲線與激光焊接工藝以及加熱凝固過程中焊縫區(qū)凝固特點(diǎn)有關(guān)。激光焊接時熱輸入小，加熱與冷卻速度快，焊縫中心組織均勻，主要為近似等軸的胞狀晶組織，所以焊縫中心硬度較高。圖12(b)為激光填絲焊接頭水平位置的維氏硬度曲線，熔合區(qū)硬度值最高，達(dá)320HV左右，相對母材有顯著提升，且熔合區(qū)硬度值分布相對激光自熔焊更加均勻。接頭的顯微硬度分布與前文中接頭的拉伸斷裂位置是相吻合的。

3 結(jié)論

1、相對激光自熔焊，激光填絲焊焊接430鐵素體不銹鋼所得到的焊縫晶粒更細(xì)小，焊縫成型更均勻、飽滿且無凹陷、咬邊等缺陷，接頭抗拉強(qiáng)度優(yōu)于母材，且熔合區(qū)硬度值分布更加均勻，最高可達(dá)320HV左右，相對母材硬度值有顯著提升。

2、430鐵素體不銹鋼激光填絲焊允許一定程度上的拼縫間隙，因而相對激光自熔焊，對焊接生產(chǎn)的裝配條件要求可明顯降低。另外，激光填絲焊可在焊接過程中通過填充焊絲或焊料的方式控制焊縫合金成分，有效改善焊縫微觀組織，提高焊縫力學(xué)性能。

3、激光焊接可替代傳統(tǒng)MIG焊，成功應(yīng)用于430鐵素體不銹鋼鋼帶的焊接。