黃本生，劉 閣，黃龍鵬，劉 輝，張懷輝

（1西南石油大學(xué) 油氣藏地質(zhì)及開發(fā)工程國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，成都 610500；2西南石油大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，成都 610500）

現(xiàn)代工業(yè)的迅速發(fā)展和科學(xué)技術(shù)的不斷進(jìn)步，對(duì)焊接構(gòu)件特別是異種鋼焊接接頭的組織性能提出了更高要求。然而，由于化學(xué)成分、熱膨脹系數(shù)的不同以及碳的遷移等原因，異種材料的焊接比同種材料的焊接具有更大的挑戰(zhàn)。母材的組織性能差異將導(dǎo)致明顯的焊接缺陷，如稀釋率過高、未熔合等，這將使焊接接頭力學(xué)性能降低［1－5］。近年來，為了克服技術(shù)問題并充分利用不同金屬的優(yōu)越性能，在異種金屬焊接中獲得高質(zhì)量的焊接接頭，國(guó)內(nèi)外許多學(xué)者從焊接工藝等方面對(duì)異種鋼焊接做了大量研究［6－13］，然而，對(duì) Q235／316L異種鋼焊接的研究比較少。本工作在分析Q235／316L性能的基礎(chǔ)上，研究了不同的焊材匹配和時(shí)效處理對(duì)Q235／316L異種鋼焊接接頭的組織和力學(xué)性能的影響，以期為未來的異種鋼焊接研究及實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

焊接實(shí)驗(yàn)所用母材為Q235鋼板和316L不銹鋼鋼板，尺寸規(guī)格均為200mm×100mm×14mm，其化學(xué)成分如表1所示。所用焊條均為不銹鋼焊條，牌號(hào)分別為A132，A042和A022，其化學(xué)成分如表2所示。

表1 Q235和316L不銹鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）Table 1 Chemical compositions of Q235and 316L（mass fraction／%）

表2 焊條化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）Table 2 Chemical compositions of welding rod（mass fraction／%）

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

基于文獻(xiàn)調(diào)研和現(xiàn)場(chǎng)實(shí)踐，采用手工焊條電弧焊（Shielded Metal Arc Welding，SMAW）進(jìn)行以下3組焊接實(shí)驗(yàn)。第1組，用 E347－16（A132）＋E316L－16（A022）作為堆焊材料，先在Q235坡口上堆焊A132約2～3mm，然后再堆焊A022約2～3mm，最后用A022填充焊接；第2組，先用E347－16（A132）作為堆焊材料（約3～5mm），然后用A022填充焊接；第3組，先用 E309MoL－16（A042）作為堆焊材料 （約 3～5mm），然后用A022填充焊接。焊接工藝參數(shù)如表3所示。焊接示意圖如1所示。

焊接后，選用最優(yōu)質(zhì)的焊接接頭進(jìn)行時(shí)效處理，把試樣分為3組，分別做300℃×2h，500℃×2h，700℃×2h保溫后，空冷時(shí)效處理。根據(jù)實(shí)驗(yàn)相關(guān)規(guī)范，采用金相顯微鏡（VMD－P3008）、萬能試驗(yàn)機(jī)（WDW－1000）、沖擊試驗(yàn)機(jī)（JB－30B）、顯微硬度計(jì)（HV－1000）等設(shè)備對(duì)上述實(shí)驗(yàn)試樣分別進(jìn)行組織結(jié)構(gòu)觀察及力學(xué)性能測(cè)試。

表3 不同焊材匹配下的焊接工藝參數(shù)Table 3 Welding parameters of different welding material matching

圖1 異種鋼焊接示意圖Fig.1 Schematics of the dissimilar steel welding

2 結(jié)果與分析

2.1 焊材匹配對(duì)焊接接頭性能的影響

2.1.1 顯微組織

不種焊接工藝下異種鋼焊接接頭Q235熔合線與堆焊層的金相組織如圖2所示。由圖2可知，熔合區(qū)主要為針狀組織和不易腐蝕的“白亮”帶。堆焊層與Q235之間有非常清晰的熔合線，此熔合線是由合金的濃度梯度造成的，熔合線越明顯表示Q235和堆焊金屬結(jié)合的越不好。比較可知A042組結(jié)合的較好，而且A042組堆焊層及熔合區(qū)的組織相近且最為細(xì)密（圖2（c），（f））。Q235熱影響區(qū)（Heat Affected Zone，HAZ）的金相組織如圖3所示。Q235HAZ和母材晶粒都出現(xiàn)明顯的變大，三者相比較下，A042組的晶粒要細(xì)一些。316LHAZ及填充焊縫的金相組織如圖4所示。316LHAZ的晶粒大小基本相當(dāng)，和母材比起來相差不大，與焊縫的金相組織相近。A042組焊縫的組織主要為奧氏體和蠕蟲狀的σ鐵素體，其中σ鐵素體是在焊接非平衡快速冷卻過程中發(fā)生σ－γ轉(zhuǎn)變后保留下來的σ鐵素體晶核 。而其他兩組在焊縫中產(chǎn)生了馬氏體組織［16］，增加了焊縫金屬的冷裂傾向。這是因?yàn)锳042焊條中的Cr（22.0%～25%），Ni（12.0%～14.0%）含量高于其他兩組焊條的，由以上分析可知，A042焊條是3組中較好的堆焊材料。

圖4 不同焊接工藝下焊縫區(qū) A132（a），A132＋A022（b），A042（c）與316LHAZ的 A132（d），A132＋A022（e），A042（f）的金相組織Fig.4 Microstructure of weld zone A132（a），A132＋A022（b），A042（c）and 316LHAZ A132（d），A132＋A022（e），A042（f）in different welding processes

2.1.2 拉伸性能

對(duì)3組焊接焊縫試樣進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，從拉伸試樣可以看出斷口均在Q235母材上且均為塑性斷裂。不同焊接工藝下Q235／316L焊接接頭的拉伸性能如圖5所示。對(duì)拉伸實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行分析可知，本實(shí)驗(yàn)采用的焊接工藝達(dá)到了強(qiáng)度的基本要求。堆焊材料A042組的抗拉強(qiáng)度最大為470MPa，同時(shí)屈服強(qiáng)度排第2位，具有較好的脆韌性，其結(jié)果與金相組織分析結(jié)果相符。在相同的焊接電流、焊接電壓以及人員施焊下，堆焊組A042的強(qiáng)度最好。

2.1.3 沖擊韌性

不同焊接工藝下Q235／316L焊接接頭的沖擊韌性如圖6所示?？芍?，堆焊材料為A132＋A022時(shí)，Q235HAZ和316LHAZ的沖擊吸收功都是最大，焊縫中心的吸收功最小，這表明焊縫兩側(cè)韌性很好，焊縫硬度很大；在堆焊材料為A132組時(shí)，Q235HAZ和316LHAZ的沖擊吸收功都很小，焊縫的沖擊吸收功最大，這表明該組試樣焊縫兩側(cè)脆性很大，但是焊縫的韌性很好；A132組Q235HAZ沖擊吸收功最小，而A132＋A022組較大，這是因?yàn)槎押笗r(shí)，先在Q235坡口上堆焊A132，再堆焊一層A022對(duì)堆焊層和Q235具有熱處理的作用；此兩種試樣焊縫的沖擊吸收功相差不大，是因?yàn)椴捎昧讼嗤暮附訁?shù)和焊材；堆焊材料為A042時(shí)，焊縫中心及HAZ的韌性都居中；綜合考慮，堆焊材料為A042時(shí)，焊接接頭的韌性較好。

中國(guó)國(guó)家形象的架構(gòu)隱喻分析——以2016年《經(jīng)濟(jì)學(xué)人》中國(guó)專欄為例 ……………………… 梁婧玉（6.23）

2.1.4 硬度測(cè)試

不同焊接工藝下Q235／316L焊接接頭的維氏硬度測(cè)試結(jié)果如圖7所示?？芍?，Q235HAZ硬度最大的是A132組，A042和A132＋A022組的硬度相差不大，堆焊層的硬度都很大。堆焊材料為A132時(shí)，熱影響區(qū)及其堆焊層硬度都很大，而A042組則較小，這說明焊材匹配A132不及A042，但是從A132和A132＋A022組得知，焊接工藝的不同對(duì)試樣硬度影響很大，原因是A132＋A022組先在Q235上堆焊A132，緊接著堆焊A022時(shí)對(duì)A132具有熱處理的作用，使得改組的堆焊層硬度降低。3組實(shí)驗(yàn)中，A132組的焊縫硬度最小，A132＋A022組的最大，A042組居中。由金相分析和力學(xué)性能分析可知，A042作為堆焊焊材，A022作為填充焊材是較好的焊材匹配。

圖7 不同焊接工藝下Q235／316L焊接接頭的維氏硬度Fig.7 Vickers hardness values of Q235／316Lwelded joints in different welding processes

2.2 時(shí)效處理對(duì)焊接接頭性能的影響

2.2.1 顯微組織

焊縫區(qū)及堆焊層不同時(shí)效后的金相組織如圖8所示?？芍?，常溫下焊縫處主要以柱狀晶為主，但是方向性不確定，這可能與溫度梯度很小有關(guān)。焊縫中A042焊條堆焊后有柱狀晶和較多的等軸晶，這可能是A042與碳鋼熔合線附近的成分存在較大的差異，溫度梯度也較大，因此存在柱狀晶。又因合金元素提供了非均勻形核的晶核，所以存在大小不一的等軸晶粒。而A022焊條進(jìn)行填充時(shí)，在焊縫中部或表面處形成非方向性的枝狀晶。300℃時(shí)效后，柱狀晶仍然存在，晶界更加分明，是由于從奧氏體中析出碳化物，同時(shí)還存在柱狀晶和方向不大明確的枝狀晶。500℃時(shí)效后，奧氏體不斷地分解轉(zhuǎn)變成α相，焊縫析出較多的碳化物。堆焊層A042在冷卻過程中轉(zhuǎn)變成的馬氏體晶粒較少，是由于存在較高的鎳和鉻元素對(duì)奧氏體的分解存在抑制性。焊縫層A022由于合金元素較少，奧氏體分解容易，造成馬氏體晶粒比堆焊層要多。700℃時(shí)效后，堆焊層和焊縫區(qū)的奧氏體晶粒都大量分解，板條狀晶體變成了細(xì)小的晶粒組織，同時(shí)由于奧氏體不斷地析出碳化物，冷卻后，使馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms點(diǎn)上升，結(jié)果在較高的溫度有大量的馬氏體轉(zhuǎn)變。尤其500，700℃時(shí)效處理后，由于碳的遷移，產(chǎn)生富碳區(qū)與貧碳區(qū)，易使力學(xué)性能變差。

Q235與316L母材區(qū)不同時(shí)效后的金相組織如圖9所示?？芍?，Q235焊后母材遠(yuǎn)離焊縫的區(qū)域未受焊接熱影響，出現(xiàn)鐵素體和滲碳體。316L母材遠(yuǎn)離焊縫的區(qū)域也未受焊接熱影響，存在奧氏體晶粒；300℃時(shí)效處理后316L不銹鋼可能有碳原子的偏聚；500℃時(shí)效處理后Q235母材中有碳化物不斷聚集長(zhǎng)大，形成條狀的碳化物。316L中逐漸有碳化物從奧氏體中析出；700℃時(shí)效處理后Q235隨著溫度的升高和時(shí)間的延長(zhǎng)，碳化物逐漸轉(zhuǎn)到晶界附近，形成網(wǎng)狀碳化物，對(duì)力學(xué)性能有不良的影響，此外還有鐵素體晶粒；316L析出第二相形成無共格關(guān)系的碳化物成條狀分布，碳化物使奧氏體合金元素減少，減弱奧氏體的穩(wěn)定性，從而有馬氏體和貝氏體的形成。

焊接接頭Q235HAZ不同時(shí)效后的金相組織如圖10所示?？芍唇?jīng)熱處理的Q235與焊縫的熔合區(qū)在靠近熔合線的部位存在一些粗大的晶粒，而后則是極細(xì)小雜亂的鐵素體與珠光體的混合組織，可能是合金元素的溶入阻礙了晶粒的長(zhǎng)大。局部區(qū)域由于合金元素含量增高，冷卻過程中推遲了珠光體的轉(zhuǎn)變，有細(xì)小的針狀類馬氏體組織出現(xiàn)。另外，也有區(qū)域出現(xiàn)由針狀鐵素體或滲碳體及其間混合珠光體組成的復(fù)相組織，魏氏體組織，對(duì)焊接接頭的強(qiáng)度、韌性都有很大的影響。300℃時(shí)效處理后馬氏體分解形成低碳α相和彌散的碳化物（圖10（b）黑色組織），白色區(qū)域?yàn)殍F素體組織。500℃時(shí)效處理后形成的組織是珠光體和鐵素體組織。700℃時(shí)效處理后有珠光體晶粒存在，同時(shí)也有網(wǎng)狀的碳化物分布在鐵素體晶體上，造成硬度偏高，脆性增大，易使Q235HAZ的力學(xué)性能變差。

圖8 焊縫區(qū)（1）及堆焊層（2）不同時(shí)效后的金相組織（a）常溫；（b）300℃時(shí)效處理；（c）500℃時(shí)效處理；（d）700℃時(shí)效處理Fig.8 Microstructure of weld zone（1）and surfacing layer（2）in different aging treatments（a）at room temperature；（b）300℃aging treatment；（c）500℃aging treatment；（d）700℃aging treatment

圖9 Q235（1）與316L（2）母材不同時(shí)效后的金相組織（a）焊后金相組織；（b）300℃時(shí)效處理；（c）500℃時(shí)效處理；（d）700℃時(shí)效處理Fig.9 Microstructure of Q235（1）and 316L（2）in different aging treatments（a）microstructure after welding；（b）300℃ aging treatment；（c）500℃aging treatment；（d）700℃ aging treatment

2.2.2 拉伸性能

不同時(shí)效后異種鋼焊接接頭的拉伸性能如圖12所示。分析可知，300℃時(shí)效處理后，試樣接頭的抗拉強(qiáng)度值大于未經(jīng)熱處理的，但是斷后伸長(zhǎng)率增加比較明顯。然而，經(jīng)過500℃時(shí)效處理后，試樣接頭的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度值均明顯大于未經(jīng)熱處理的，但斷后伸長(zhǎng)率和300℃時(shí)效后的相比卻略有減少。700℃時(shí)效處理后，焊接接頭的屈服強(qiáng)度，抗拉強(qiáng)度值均小于500℃時(shí)效后的大于未時(shí)效處理和300℃時(shí)效處理的。300℃時(shí)效處理后，雖然焊接后相當(dāng)于淬火的焊接應(yīng)力得到了消除，使伸長(zhǎng)率增加，但也導(dǎo)致了屈服強(qiáng)度的降低，再加上過飽和碳的析出，從而阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)。此外，氫在奧氏體中的溶解度遠(yuǎn)大于在鐵素體中的溶解度，因此300℃時(shí)效后能充分改善接頭的抗裂性，從而增加抗拉強(qiáng)度。500℃時(shí)效處理后，殘余奧氏體的數(shù)量不斷減少，其分解的產(chǎn)物滲碳體尺寸細(xì)小，彌散，阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，從而導(dǎo)致了屈服強(qiáng)度的提高。碳化物以粒狀和球狀析出，使屈服強(qiáng)度降低。而殘余奧氏體數(shù)量的不斷減少，會(huì)使伸長(zhǎng)率降低。700℃時(shí)效處理后，Q235HAZ形成了網(wǎng)狀的碳化物，導(dǎo)致了強(qiáng)度和韌性的急劇下降。

圖12 不同時(shí)效后異種鋼焊接接頭的拉伸性能Fig.12 Tensile properties of dissimilar steel welded joints after different aging treatments

2.2.3 沖擊韌性

不同時(shí)效處理后異種鋼焊接接頭的沖擊韌性如圖13所示。可知，隨著時(shí)效處理溫度的升高，Q235 HAZ的沖擊值略有減少，這是因?yàn)楹负蠛缚p組織不平衡，固溶組織處于過飽和狀態(tài)，特別是馬氏體組織。隨著時(shí)效處理溫度的提高及保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，碳原子不斷析出、內(nèi)應(yīng)力不斷消除、碳化物不斷沉淀會(huì)使沖擊韌性提高，但是殘余奧氏體的減少又會(huì)使沖擊韌性減小。焊縫中的A－M晶界與316LHAZ是氫的富集區(qū)，氫的消除讓焊縫區(qū)和316LHAZ沖擊韌性有所提高。500℃時(shí)效處理后，殘余奧氏體開始不斷分解形成球狀的滲碳體和鐵素體，使沖擊韌性提高，焊縫的沖擊值保持大致相同。而316LHAZ母材的沖擊值卻急劇減少，這是由于殘余奧氏體的分解速率增加（殘余奧氏體在鋼中的作用是增加其韌性），其數(shù)量不斷減少，同時(shí)在晶界處析出的第二相使晶界破壞，加劇了沖擊韌性的降低。700℃時(shí)效處理后，Q235HAZ的沖擊韌性急劇減少，焊縫的沖擊值略有提高，316LHAZ的沖擊值明顯提高。這是因?yàn)殡S著溫度的提高和時(shí)間的延長(zhǎng)，F(xiàn)e3C尺寸不斷增大，晶界和晶內(nèi)大顆粒第二相不斷長(zhǎng)大，形成的網(wǎng)狀碳化物破壞了晶界，因此導(dǎo)致了沖擊韌性的急劇下降，而在700℃表現(xiàn)的最為明顯；316L和焊縫是由于溫度提高，F(xiàn)e3C不斷地溶入α基體，碳化物以MX和M23C6的形式析出并長(zhǎng)大，與奧氏體晶粒脫離了共格關(guān)系，從而使沖擊值提高。

圖13 不同時(shí)效后異種鋼焊接接頭的沖擊韌性Fig.13 Impact toughness of dissimilar steel welded joints after different aging treatments

2.2.4 硬度測(cè)試

不同時(shí)效后異種鋼焊接接頭顯微硬度測(cè)試結(jié)果如圖14所示。未經(jīng)熱處理的試樣接頭在焊縫的兩側(cè)存在兩個(gè)高硬度區(qū)，對(duì)應(yīng)兩個(gè)熔合區(qū)，而Q235HAZ和316LHAZ硬度比母材有所升高，結(jié)合金相組織分析可知，Q235HAZ是由于焊縫合金元素的擴(kuò)散，使該區(qū)合金元素含量升高，而后在快速冷卻中該區(qū)域形成了類馬氏體等淬硬組織，使該區(qū)域硬度升高；不銹鋼熔合區(qū)也有合金元素?cái)U(kuò)散，并且也是由于異種材料的差異及很大的溫度梯度，形成了不同的Ms點(diǎn)，造成了馬氏體組織的不同。另一原因是，靠近Q235HAZ形成的脫碳層造成了焊縫區(qū)間有很大的硬度差異。300℃時(shí)效處理后，試樣的Q235母材、HAZ、堆焊層、焊縫硬度都有升高，特別是在HAZ到堆焊層一段硬度增加明顯。結(jié)合金相組織分析可知，Q235HAZ硬度升高的原因是，Q235晶粒粗大，顯微硬度測(cè)試的壓痕較小。Q235熔合區(qū)和熱影響區(qū)硬度很高則是由于焊縫合金元素?cái)U(kuò)散使這兩個(gè)區(qū)域合金元素含量升高，晶粒固溶強(qiáng)化效果明顯，同時(shí)長(zhǎng)時(shí)間保溫后合金元素以碳化物形式析出，產(chǎn)生了彌散強(qiáng)化。焊縫和316L熔合區(qū)則由于晶粒粗化、增碳層的出現(xiàn)使硬度稍有升高。500℃時(shí)效處理后，其硬度變化趨勢(shì)大致同300℃的相同，但是平均較300℃時(shí)效后的試樣小。特別是在Q235 HAZ，由于形成了等軸的鐵素體晶粒，冷卻后形成鐵素體和少量粒狀滲碳體，因此馬氏體結(jié)構(gòu)減少或消失，使硬度逐漸下降。700℃時(shí)效處理后，其硬度變化趨勢(shì)與其他時(shí)效處理后的大致相同，在堆焊層硬度達(dá)到最大值，這是由于經(jīng)高溫時(shí)效處理后，碳的擴(kuò)散使熔合區(qū)附近變成富碳區(qū)，硬度升高，鄰近熔合區(qū)的母材變?yōu)樨毺紖^(qū)，硬度下降；同時(shí)碳的擴(kuò)散也導(dǎo)致了316L增碳層的出現(xiàn)，使硬度升高。由金相分析與力學(xué)性能分析綜合可知，經(jīng)300℃時(shí)效處理的焊接接頭的綜合性能較好，能夠達(dá)到規(guī)范要求。

圖14 不同時(shí)效后異種鋼焊接接頭的顯微硬度Fig.14 Microhardness of dissimilar steel welded joints after different aging treatments

3 結(jié)論

（1）在 Q235／316L異種鋼的焊接中，采用 A042（高Cr，Ni含量）焊條堆焊時(shí)，可以得到性能優(yōu)良的異種鋼焊接接頭，此接頭的焊縫組織主要為奧氏體基體上分布有一定數(shù)量的蠕蟲狀的σ鐵素體。

（2）相對(duì)于500，700℃時(shí)效處理以及不進(jìn)行時(shí)效處理的異種鋼焊接接頭，經(jīng)300℃×2h保溫，空冷時(shí)效處理的異種鋼焊接接頭由于鐵素體、珠光體的存在使其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度得到了較大提高，同時(shí)由于氫的消除及逆轉(zhuǎn)變奧氏體數(shù)量的增加也使焊縫區(qū)和316LHAZ沖擊韌性有所提高。

（3）在 Q235／316L異種鋼的焊接中，采用 A042焊條作為堆焊材料，A022為填充材料，焊接電流為110～130A，電壓為23～26V，焊接速率為50mm／min焊接后，再經(jīng)300℃×2h保溫，空冷時(shí)效處理，可得到綜合性能優(yōu)越的Q235／316L異種鋼焊接接頭。

［1］WANG Shao－gang，MA Qi－h(huán)ui，LI Yan.Characterization of microstructure，mechanical properties and corrosion resistance of dissimilar welded joint between 2205duplex stainless steel and 16MnR［J］.Materials and Design，2011，32（2）：831－837.

［2］CHEN T P.Process parameters study on FSW joint of dissimilar metals for aluminum－steel［J］.Journal of Materials Science，2009，44（10）：2573－2580.

［3］JONES WKC.Heat treatment effect on 2CrMo joints welded with anickel－based electrode［J］.Weld J，1974，53（3）：225－231.

［4］SCHMIDT G C，CALIGIURI R D，EISELSTEIN L E.Low temperature sensitization of type 304stainless steel pipe weld heat－affected zone［J］.Metallurgical Transactions A，1987，18（8）：1483－1493.

［5］CAO Jian，YI Gong.Microstructure and mechanical properties of dissimilar materials joints between T92martensitic and S304Haustenitic steels［J］.Materials and Design，2011，32（5）：2763－2770.

［6］吾之英，胡建群，李強(qiáng)，等.核級(jí)管道異種鋼焊接缺陷的性質(zhì)成因及解決對(duì)策［J］.動(dòng)力工程學(xué)報(bào)，2010，30（1）：79－82.WU Zhi－ying，HU Jian－qun，LI Qiang，et al.Identification and cause analysis of welding defects in dissimilar steel joints nuclear pipeline and the countermeasures［J］.Journal of Chinese Society of Power Engineering，2010，30（1）：79－82.

［7］劉中青.異種金屬的焊接［M］.北京：機(jī)械工業(yè)出版社，1997.24－25.

［8］李亞江，王娟.異種難焊材料的焊接與應(yīng)用［M］.北京：化學(xué)工業(yè)出版社，2004.210－212.

［9］MUTHUPANDI V，SRINIVASAN BALA P，SESHADRI S K，et al.Effect of weld metal chemistry and heat input on the structure and properties of duplex stainless steel welds［J］.Mater Sci Eng：A，2003，358（1－2）：9－16.

［10］CAM G，ERIM S，YENNI C，et al.Determination of mechanical and fracture properties of laser beam welded steel joints［J］.Weld J，1999，78（6）：193－201.

［11］TABAN E，GOULD J E，LIPPOLD J C.Dissimilar friction welding of 6061－T6aluminum and AISI 1018steel：properties and microstructural characterization［J］.Materials ＆ Design，2010，31（5）：2305－2311.

［12］SONG J L，LIN S B，YANG C L，et al.Analysis of intermetallic layer in dissimilar TIG welding－brazing butt joint of aluminium alloy to stainless steel［J］.Science and Technology of Welding ＆Joining，2010，15（3）：213－218.

［13］ROULIN M，LUSTER J W，KARADENIZ G，et al.Strength and structure of furnace－brazed joints between aluminum and stainless steel［J］.Weld J，1999，78（2）：151－155.

［14］SIREESHA M.Microstructural features of dissimilar welds between 316Laustenitic stainless steel and alloy 800［J］.Materials Science and Engineering：A，2000，292（4）：74－82.

［15］LIPPOLD J C，SAVAGE W F.Solidification of austenitic stainless steel weldments：part 2－the effect of alloy composition on ferrite morphology［J］.Welding Journal，1980，59（2）：48－58.

［16］SCHMIDT G C，CALIGIURI R D，EISELSTEIN L E.Low temperature sensitization of type 304stainless steel pipe weld heat－affected zone［J］.Metallurgical Transactions A，1987，18（8）：1483－1493.