焊接速度对304不锈钢激光-MIG复合焊 接头组织性能影响研究

摘要

激光-MIG复合焊接技术，综合了其中这两种技术的优势，对比该复合技术与单一激光、MIG技术，可以发现复合焊接技术在焊缝形成能力、连接能力方面表现的较为优秀，而且有着较佳的组织性能，能够对这两种单独技术在焊接不锈钢时所出现的问题进行相应的解决。当前，对这种复合焊的研究，更多集中在焊缝性能与成形方面，本文以3mm厚度的304不锈钢为实验材料，通过改变自动MIG的焊接速度（填充速度），对比分析速度对304不锈钢激光-MIG复合焊接接头组织、力学性能及耐蚀性的影响规律。

本课题以激光-MIG复合焊接头为对象，对其进行旁轴复合，借助激光引导的焊接模式，采用98%Ar+2%CO2保护气体，保护气喷嘴与激光束的夹角30°，激光角度为90°，离焦量为-1mm，光丝距3mm，丝伸长12mm，激光功率1.8kW，输出电流205A，输出电压23.1V；通过改变MIG焊接速度分别为0.015/m·s、0.02/m·s、0.025/m·s，其他参数不改变，由此开展相关焊接实验。对焊接之后进行取样，然后对其开展显微组织实验、力学性能、腐蚀等方面的试验。观察组织宏观形貌，不同速度下的焊缝余高没有明显变化，焊缝的熔合成型良好，没有气孔、塌陷、毛边等的缺陷产生。在微观显微组织中实验中用体积比1:3的王水进行腐蚀，观察金相图，焊缝中心组织为等轴的板条铁素体、奥氏体晶粒，对应的生长方向，是朝着焊缝中心的；熔合区显微组织则是奥氏体柱状晶与铁素体，生长方向垂直于熔合线。随着速度的增加，晶粒会被细化，凝固模式从FA向AF转变，变成树枝状晶粒；晶间腐蚀实验中，采用10％草酸电解法，使304不锈钢试样电解腐蚀产生晶粒剥蚀、沟状组织、凹坑组织等；用0.5mol/L的HCI溶液对接头进行浸泡腐蚀实验，在试验中得出，随着焊接速度的增加，接头腐蚀速率越来越慢，说明焊接速度的增加，304不锈钢的耐蚀性能反而会越好。

在拉伸试验、维氏硬度试验下，得出随着焊接速度的提升，焊缝的热影响区会逐步的减小，载荷力则相应的上升，延伸率、抗拉和屈服强度在速度上升下，而呈现出下降后增趋势，焊缝的硬度随之不断减小。

关键词：304不锈钢激光-MIG复合焊接铁素体凝固模式晶间腐蚀

ABSTRACT

Laser-migcompositeweldingperfectlycombinestheadvantagesoflaserweldingtechnologyandMIGweldingtechnology.ComparedwithsingleMIGweldingandlaserwelding,thelaser-MIGcompositeweldinghasbetterweldjointability,weldformingabilityandgoodmicrostructureproperties,soitcansolvesomeproblemsexistingintheweldingofstainlesssteelbyMIGandlaser.Atpresent,theresearchoflaser-MIGcompositeweldingofstainlesssteelfocusesontheweldformingandperformance.Inthispaper,304stainlesssteelwith3mmthicknessisusedastheexperimentalmaterial.Bychangingtheweldingspeed(fillingspeed)ofautomaticMIG,theinfluenceofspeedonthemicrostructure,mechanicalpropertiesandcorrosionresistanceof304stainlesssteellaser-MIGcompositeweldingjointiscomparedandanalyzed

Thistopicthroughlaser-MIGcompositeweldingheadforsideaxiscomposite,usinglaserguidedwelding,using98%Ar+2%CO2protectivegas,protectivegasnozzleandlaserbeamAngleof30°,laserAngleof90°,defocusof-1mm,opticalfilamentdistanceof3mm,filamentelongationof12mm,laserpowerof1.8kW,Outputcurrent205A,outputvoltage23.1V;BychangingtheMIGweldingspeedto0.015/m·s,0.02/m·sand0.025/m·s,otherparametersremainunchanged,theweldingexperimentwascarriedout.Afterweldingsampling,microstructuretest,corrosiontest,mechanicalpropertiesandothertests.Accordingtothemacroscopicmorphologyoftheorganization,thereisnoobviouschangeintheresidualheightoftheweldatdifferentspeeds.Theweldiswellfusedandformed,andtherearenodefectssuchasporosity,collapseandburring.Intheexperimentofmicroscopicmicrostructure,aquaregiawithvolumeratioof1:3wasusedforcorrosion.Themetallographicdiagramshowedthattheweldcenterwasequiaxedaustenitegrainandlathferrite,andthegrowthdirectionpointedtotheweldcenter.Themicrostructureofthefusionzoneisferriteandaustenitecolumnarcrystal,andthegrowthdirectionisperpendiculartothefusionline.Withtheincreaseofvelocity,thegrainswillberefined,andthesolidificationmodechangesfromFAtoAF,becomingdendriticgrains.Intheexperimentofintergranularcorrosion,10%oxalateelectrolysismethodwasusedtoproducegraindenudation,groovestructureandpitstructureof304stainlesssteelsamples.0.5mol/LHCIsolutionisusedtosoakthejointcorrosionexperiment,inthetest,itisconcludedthatwiththeincreaseofweldingspeed,thejointcorrosionrateisslowerandslower,indicatingthattheincreaseofweldingspeed,thecorrosionresistanceof304stainlesssteelwillbebetter.

UnderthetensiletestandVickershardnesstest,itisconcludedthatwiththeincreaseofweldingspeed,theheataffectedzoneoftheweldwillgraduallydecrease,theloadforcewillincreaserelatively,theyieldstrength,tensilestrengthandelongationwillfirstdecreaseandthenincreasewiththeincreaseofthespeed,andthehardnessoftheweldwilldecreasecontinuously.

Keywords:304stainlesssteel；Laser-MIGcompositewelding；Ferrite；Solidificationmode；Intergranularcorrosio

目录

TOC\o"1-3"\h\u

31240

摘要

I

17160

ABSTRACT

II

4909

目录

1

18684

1绪论

1

32201

1.1研究背景

1

16875

1.2国内外研究现状

1

24152

1.3目的及意义

4

23878

2304不锈钢成分性能焊接性分析

5

30670

2.1304不锈钢化学成分

5

26219

2.2304不锈钢力学性能

5

4963

2.2.1304不锈钢物理性能

5

18370

2.3304不锈钢焊接性分析

6

18367

2.3.1焊接接头的热裂纹

7

17321

2.3.2焊接接头的脆化

7

8894

2.3.3焊接接头的腐蚀性

8

31155

3实验方案设计

9

4644

3.1实验技术路线

9

17172

3.2实验材料及设备

10

2793

3.2.1实验材料

10

1836

3.2.2实验设备

10

11282

3.3试样的制备

11

29059

3.3.1焊前准备

11

16692

3.3.2焊接工艺参数设计

12

31943

3.3.3金相组织观察

12

27146

3.3.4拉伸试验

14

8833

3.4接头腐蚀性能研究

15

6090

3.4.1晶间腐蚀实验

15

15768

3.4.2浸泡腐蚀试验

16

22046

3.5硬度实验

16

24039

4实验结果与分析

18

17645

4.1焊接速度对焊接接头宏观形貌的影响

18

32100

4.2焊接速度对焊接接头微观组织的影响

19

4437

4.3焊接速度对焊接接头力学性能的影响

21

19377

4.4焊接速度对焊接接头耐蚀性能的影响

23

28547

4.4.1晶间腐蚀分析

23

11023

4.4.2浸泡腐蚀试验分析

25

25681

4.5焊接速度对焊接接头显微硬度的影响

26

4618

5结论

27

25810

参考文献

28

24404

致谢

30

1绪论

1.1研究背景

近些年来，全球不锈钢产业迎来了蓬勃的发展，尤其是在304不锈钢上，凭借着自身存在着出色的塑性、韧性、强度、焊接性等综合力学性能，在生物医学、核电站、光子学器件封装等领域得到颇广使用[1-3]。不过由于304不锈钢存在着较小的导热系数，而且线胀系数较大等属性，导致它在焊接之际，接头存在着相应的残余应力，且在焊接之际，容易产生析出脆化、热裂纹、腐蚀等问题[4-5]。

304不锈钢作为用途最为广泛的钢种之一，是属于奧氏体不锈钢的一种。304奥氏体不锈钢在一定温度段内（450～800℃）开展较长时间的焊接与热处理之际，在晶界对碳化铬进行析出，使得奥氏体晶界部位出现贫铬现象，这即为不锈钢敏化，因为在晶界中析出Cr23C6，使之晶粒之间的结合力产生变化，强度下降，塑性和韧性也会下降，甚至在外力作用下发生突发性破坏。基于该Cr23C6的析出，运用固溶处理技术，使得基体之中的γ相、碳化物等都成转变成均匀性的过饱和固溶体，在具体时效环节，能对γ相、碳化物等增强相再次析出，而且它们能够均匀性分布，而且颗粒颇为细小，从而消除因冷、热变形而导致的再结晶，从而消除增敏现象。在焊缝或增材制造中，微观结构对其性能起着至关重要的作用[6]。

由于304不锈钢存在着自身的焊接属性，而且适用多元化的焊接方法，例如氩弧焊、人工电弧焊、激光焊等[7]。MIG焊在不锈钢领域的焊接应用颇广，而且有着显著优势，但因为存在颇大的热输入，焊后板材变形会比较大，热影响区域也较大，所以应用也有所限制。激光焊接也作为焊接不锈钢的方法之一，他的能量密度高，与其他焊接方法相比，整体工件有着较小的变形，而且焊接时有着颇快的速度，同时还存在着颇高的焊缝强度。可是，光斑直径整体上较小，激光束也颇窄，对工件坡口进行加工，以及对其进行装配，都有着颇高的精度要求，这使这一应用受到一定制约，然而这种方法也有着颇广的发展空间。采用激光-MIG复合焊接方法不仅保留了激光焊的穿透深度的特点，还继承了MIG焊的大熔宽的优势，还具备了激光焊接和MIG焊接的形貌特征，焊接不锈钢有着巨大的优势，甚至对难焊的材料焊接性有所改善。

1.2国内外研究现状

在焊接过程中，钢铁、有色金属、非金属等材料的母材和热影响区会发生显微组织不均匀和热裂纹等问题，从而降低焊接接头的性能和能耗，严重制约着这些材料在各个领域中的应用。近年来，随着激光-气体保护复合焊接技术受到广泛关注，因其具有高效率、高功率、高能量密度等优点，国内外学者已经对激光-气体保护复合焊接技术进行了广泛研究。

党晓凤等[8]通过使用高能振动式棒磨机制备出纳米晶样品，与标准304不锈钢腐蚀性能进行对比，发现棒磨后腐蚀性能下降，8h固溶热处理后，耐蚀性能高于标准的304不锈钢。

上世纪70年代末，WMSteen（英）等学者率先通过二氧化碳激光与TIG成功创新出激光-电弧复合焊技术[9]。此种方法的优势就是有着颇高的能量利用率，而且有着颇小的热输入量，有着颇大的焊缝熔深，而且焊接速度整体上颇快，有着较佳的间隙适应能力，在船舶、航空航天、交通制造业等诸多领域得到颇广运用[10-14]。近些年，随着激光器、电弧焊装置性能的上升，激光-电弧复合焊接技术已经成为激光焊接研究的重要发展方向，有着极快的发展速度。瑞典、日、美、德等国家都在此领域进行了较为丰富的实践研究，在管道制造、船舶、汽车等领域，该复合焊技术有着自身独特优势，亦为高反射材料、异种金属焊接提供了可行的解决方案[15]。激光-电弧复合焊技术的应用研究，主要涉及到高反射材料焊接，如铜铝合金、中厚钢板焊接等，所涉行业主要包括石油管道、航空、汽车等[16]。为了解决单独激光焊接所涉及到的问题，不少研究人员提出将电弧、激光进行融合焊接，由此创新出复合焊接方法，其目的就是对电弧焊接的较宽适用范围、较低成本等特点进行利用[17]。随后，综合这种复合焊接的热源、以及单一电弧焊热源相关研究成果可以得知：前者热源对两种焊接热源的优势进行了综合，这样就能对各自单独焊接的局限性进行相互弥补，而且还能形成额外能量协同效应。研究发现，与激光引导相比，电弧引导的熔滴过渡，存在着更长的周期，熔滴有着更小的直径，而且熔池质量积累颇为缓慢，这样就能弱化熔池底部重力的上升，并能对背部驼峰产生进行抑制[18]。

激光-电弧复合焊接实现机制[19]：在金属表面上的相同位置受到电弧、激光的同时作用，在激光效应下，焊缝上端就会产生光致等离子体云。后者能够对入射激光进行吸收与散热，这样激光能量利用率就会下降。随着外加电弧，低温低密度电弧等离子体能让激光致等离子体被一定程度的稀释，并能提升激光能量的传输效率；在此基础上，借助于电弧对母材进行加热，可以对激光能量进行适当的吸收，使得焊缝的熔深有所上升，利用激光对金属进行熔融，以获得更低的电阻率，进一步提高了能量的利用效率。原理图如图1.1所示。

图1.1激光-MIG复合焊接的原理示意图

激光-MIG电弧复合焊接的优势主要包括：

第一，相较于单一激光焊接，复合焊接技术有着更高水平的搭桥能力，而且对较大的间隙能够适应。

第二，相较于电弧焊接，有着更快的焊接速度，而且热输入颇小，较小的焊接变形，能够维持相应的激光焊接特点。

第三，相较于单一激光焊接，复合焊熔池凝固速度，将会显著降低，能够对裂隙额、气孔的缺陷进行相应的消除，有利于改善热影响区组织和性能。

第四，在电弧效用下，能够让这类焊接方法对高导热系数、高反射率的材料进行焊接。

第五，对低射流过度的临界电流进行一定的下降，能够在小电流前提下，使得焊接过程具有为稳定性。

当激光能量激发电弧熔池形成高温金属蒸汽时，熔池中周围的熔融金属受高温金属蒸汽驱动产生强对流[20]。液态金属流动冲刷固液界面，在糊状区中产生树枝状碎片[21]。

在光丝间距增加的情况下，电弧与激光会发生分离，两个热源的协同作用会消失。同时，随着光丝之间的间隔增大，在被激光导引的过程中，电弧的长度也会随之延长，从而避免了熔滴和熔池之间形成短路。焊丝末端的熔滴比焊丝直径要大，熔滴过渡不稳定，会产生较大的飞溅，导致焊缝成形不好[22-23]。

在复合焊中，利用各种复合形式焊接所得结果也会大有不同，各种复合形式的焊接结果因激光器和电弧的位置而异，可将其分为旁轴和同轴两大类。

海内外不少研究人员对厚板激光电弧复合焊展开了较为深入的研究，学者Zhan等[24]成功运用激光-MIG复合焊技术，焊接了Invar合金材料，其厚度为19.05毫米，同时是开V型坡口，得出在具体焊接之际，在重熔层、熔合线区域容易产生气孔，这大概率是激光匙孔出现非稳定性所致。

Ning等人[25]以高氮奥氏体不锈钢为对象，对比分析MIG与激光-MIG复合技术在焊接接头的组织和性能，得出该焊接接头具有较强的固溶强化效应，引起拉伸强度、冲击韧性提高。根据国际海事组织更新的最新船舶排放标准，使用液化天然气是运输业减少排放技术的必要支撑。

Kim等人[26]使用激光-MIG复合焊接高锰钢厚板实验验证了采用该方法焊接的高锰钢厚板可以作为运输和储存液化天然气的罐体材料服役。激光-MIG复合焊接技术在钛、镁等有色金属焊接领域也得到发展。

1.3目的及意义

不锈钢复合板拥有自身颇佳的力学性能，而且不锈钢也有自身较佳的耐腐蚀性[27]，这使之在油气管道、石油化工等恶劣环境中被广泛应用，在各种生产结构中，焊接显然都是重要的连接方法，而且焊缝还是结构环节最为薄弱的一环，在具体使用之际，焊缝最容易受到破坏[28]。本课题研究所用的焊接方法为激光-MIG复合焊，它利用MIG填丝的优势，克服了激光焊接时熔深大的缺点，有效地改善了焊缝的连接能力，并可获得良好的力学性能和微观组织结构。因此，此课题的研究目的就是对MIG焊接速度进行调整，改善该接头组织性能，观察所受到的影响规律；意义在于能够有效地提高企业生产率，降低生产成本，同时也保证了产品的质量，给工业生产提供技术支持。

2304不锈钢成分性能焊接性分析

2.1304不锈钢化学成分

奥氏体不锈钢即铬含量处于wcr2%之上的不锈钢，它为典型的面心立方晶格结构。因为加入了铬元素，使之具有颇高的应力腐蚀开裂性能，还有较高的耐晶间腐蚀性能，同时使其有良好的焊接性和热处理加工工艺性能。按照合金元素占比的差异，奥氏体不锈钢能够分成两种类型，分别为：Cr-Mn-Ni和Cr-Ni。后者显然是奥氏体不锈钢的重要主体。它具有较佳的综合力学性能，而且还有颇高的焊接性能、非磁性、良好的高低温性能，拥有颇高的耐腐蚀性，在很多介质领域，得到颇广使用。然而，这种钢有着较低的硬度、强度，所以在生产过程中需控制他的力学性能。304奥氏体不锈钢是一种高合金钢，对于合金元素而言，其含量超过了20.0%，常见合金元素包钛、

钼、镍、铬等，其中镍、铬元素含量不同，以及掺入其他元素，会有差异性的影响到组织性能。例如在奥氏体基体之上，会产生其他相，涉及到碳氮化物、碳化物、马氏体、不同金属之间的化合物等组织。这类组织对不锈钢性能会产生差异性改变。镍、铬当量，分别使用Nieq和Creq表示它们对不锈钢组织产生决定性影响。这两个当量的改变，会对钢中的奥氏体、铁素体带来颇为显著作用，进而对钢材的性能产生显著作用。奥氏体不锈钢是一种具有高、低温性能的不锈钢，在-196℃以下和1000℃以上的温度下均有良好的综合性能.

按照国标《承压设备用不锈钢和耐热钢钢板和钢带》（GB/T24511-2017），对于奥氏体不锈钢板而言，其化学成分可参见下表。

表2.1304奥氏体不锈钢的化学成分（%）

材料

C

Si

Mn

Ni

Cr

S

P

304

规定值

≤0.08

≤1.00

≤2.00

8.00～

11.00

18.00～

20.00

≤0.003

≤0.045

实际值

0.08

0.75

2.00

10.00

20.00

0.015

0.035

2.2304不锈钢力学性能

2.2.1304不锈钢物理性能

304不锈钢具有颇高的强度，并且具有良好的抗晶界侵蚀和抗氯盐侵蚀能力。在相同的厚度条件下，双相不锈钢的拉伸强度较高，屈服强度较低，故又称“节镍钢”。双相不锈钢在空气中表现出极高的抗腐蚀、抗热、抗低温强度和力学性能；存在着较佳的弯加工、冲压性能，而且没有任何的热处理硬化问题。此钢材在空气中耐腐蚀，倘若在工业环境中存在着较高浓度的腐蚀性介质，就需要对其进行及时清洁，防范出现腐蚀问题。

根据国家标准GB/T24511-2017《承压设备用不锈钢和耐热钢钢板和钢带》，304不锈钢的物理性能及力学性能见表2.2。304奥氏体不锈钢是一种具有较高综合性能、较高强度、较高塑性、较高硬度等特点的优质金属材料，应用范围很广。伴随着温度的下降，304不锈钢的拉伸强度、屈服强度还有硬度随之增加，而塑性也会随温度的下降而下降，并具有较高的冷态硬化性。

表2.2304不锈钢力学性能及物理性能

物理性能

参数

抗拉强度Rm(MPa)

条件屈服强度ReL(MPa)

≥515-1035

≥205

伸长率A(%)

≥40

断面收缩率Z(%)

≥60

硬度

≤201HBW；≤92HRB；≤210HV

密度（20℃，g/cm³）

7.93

熔点（℃）

1398~1454

比热容（0~100℃，KJ·kg-1K-1）

0.50

热导率（W·m-1·K-1）

（100℃）16.3，（500℃）21.5

线胀系数（10-6·K-1）

（0~100℃）17.2，（0~500℃）18.4

电阻率（20℃，10-6Ω·m2/m）

0.73

纵向弹性模量（20℃，KN/mm2）

193

2.3304不锈钢焊接性分析

奥氏体不锈钢的晶格结构为面心立方，有着颇佳的塑性和韧性，可通过弯曲、卷曲或冲孔等工艺加工而成。在冷加工过程中，不会出现淬火硬化问题，在焊接之际，很少出现冷裂纹。该不锈钢存在着颇佳的焊接性，而且性能显著高于铁素体、马氏体。该不锈钢的焊接局限性主要凸显在：焊缝和热影响区，容易出现热裂纹；接头会对碳化铬沉淀物进行析出，使得焊接接头的抗腐蚀性显著下降，而且接头之中，有着较高含量的铁素体，在475摄氏度时，可能会产生脆化或σ相脆化。

国内学者对304奥氏体不锈钢的焊接性进行了大量的研究工作，取得了丰硕的成果，对304不锈钢焊接性问题，目前国内的研究与国外相比已处于相当水平，但同国外先进水平相比还存在一定差距。以Cr、Ni、Cu等为主要成分的304奥氏体不锈钢，在其焊缝组织中形成了一种抗高温腐蚀能力优异的奥氏体不锈钢，但该不锈钢对化学介质有较强的亲和力，极易与其它材料发生化学反应而产生腐蚀。在热循环条件下，304奥氏体不锈钢焊缝构件容易产生脆化、裂纹等失效问题，对构建的安全服役性、经济损失带来颇为严重的影响。该不锈钢的焊接质量问题，从本质上而言，就是它所具有的可焊接性，不同材料在相关工艺环境下，对焊接所形成的完整接头，同时还能满足预期需要的能力，即为焊接性。它涵盖了使用、结合两种性能。对于后者而言，就是在焊接时，所出现的焊接局限性的敏感性；对于前者来说，即焊接接头在一定条件下，稳定运行的能力。在具体焊接之际，焊接质量、效率无疑是关键性的两大指标。然而效率和焊接速度有着密切关联性，速度越快，意味着有着更高的焊接产率。在焊接速度上升后，焊接热输入开始下降，焊接速度若是过快，就会对焊接接头的焊接质量产生显著下降的影响，使得焊接接头产生相应的焊接缺陷，例如没有焊透、裂纹等；若是焊接速度较慢，就会产生咬边、塌陷等方面的缺陷产生。

2.3.1焊接接头的热裂纹

一般材料的合金化程度越高，焊接时越容易产生热裂纹。奥氏体不锈钢有着显著的热裂纹敏感性。而304这种不锈钢接头最为常见的就是焊缝凝固裂纹。这种不锈钢有着颇小的导热率，而且还具有颇大的线膨胀系数，在具体焊接之际，在局部冷却、加热前提下，相应的焊接接头就会容易产生颇高的拉应力，于是就会产生相应的热裂纹。另外，304不锈钢在焊接之际，容易产生较强方向性的柱状晶组织，钢材中的成分在熔池中容易产生低熔点共晶，而且在凝固结晶的末期，将会基于液态薄膜形式，处于奥氏体柱状晶粒之间，而且低熔点液态薄膜，会对晶粒之间的相互关系进行割裂，熔池在冷却收缩之际，更容易增添接头的热裂倾向。可是，若是在焊缝中出现很少的铁素体，就能对焊缝热裂纹的产生，进行更好的抑制。由于在焊接过程中，铁素体的存在就像是一座孤岛，它可以完全覆盖奥氏体晶间的区域，因此可以扰乱晶体的结构和晶向，同时，少量的铁素体还可以溶解杂质，降低偏析[29]。

2.3.2焊接接头的脆化

304奥氏体不锈钢的焊接接头脆化，更多是σ相的析出脆化。该脆化即焊件在高温加热之际，在焊缝之中沉淀相应的脆性σ相，此相出现，会让接头塑韧性下降，而且显著脆化。在此不锈钢焊缝之中，不能仅仅存在着σ相，进而使得接头出现脆化，需要尽可能使用单晶γ相，尽量减少使用σ相。但考虑到不锈钢的耐热裂性能，焊接之际需要有相应量的铁素体，这样才能产生γ→σ双相的组织结构，其中δ相能对单一的γ相柱状晶的方向性进行打乱[30]。为此，为了更好的产生焊缝的单相γ组织，就需要对相应数量的铁素体形成进行控制，并对δ相的析出进行下降，这对优化焊接接头的韧性有着颇高的影响作用。对高温工作接头，可以对γ→σ及其转变进行抑制，进而对接头的σ相析出脆化加以控制。

2.3.3焊接接头的腐蚀性

此类不锈钢腐蚀主要涉及到三类：应力、点、晶间腐蚀。其中后者就是焊接接头在一定腐蚀介质中，沿着晶粒边界所产生的腐蚀问题。

晶间腐蚀主要涉及到三种类型：

=1\*GB3

①

焊缝晶间腐蚀；

=2\*GB3

②

敏化区腐蚀（热影响区）；

=3\*GB3

③

在敏化区，产生的刀状腐蚀现象。

一般认为其腐蚀机理是“贫铬理论”。超低碳不锈钢则不会产生第二第三种腐蚀现象。焊缝和热敏敏化区是304不锈钢最容易发生晶间腐蚀的地方，这些区域的晶粒之间已经没有了连接，在应力作用下，这些区域的强度将会基本丧失，从而导致焊接构件的突变失效，危害巨大。

点腐蚀：是不锈钢中比较特殊的一种腐蚀现象，在钢种表面，产生小部分腐蚀，并逐步朝着焊缝区域发展，其他部分则没有出现腐蚀，或者仅仅出现颇为轻微的腐蚀问题，也就是点蚀。氯离子对不锈钢腐蚀，即为典型点蚀现象。由于氯化物的半径很小，所以它很容易被不锈钢表面的氯化物所吸附。氯离子会对不锈钢的钝化膜造成破坏，从而导致不锈钢的点蚀。另一方面，点蚀坑内氯离子持续富集、聚集，加快阳极溶解，使腐蚀进一步向更深层次发展，导致点蚀进一步加剧。

此类不锈钢十分容易产生应力腐蚀开裂，钝化膜大概率为点腐蚀、SCC的来源。若是特定的腐蚀性介质、拉伸应力出现并共同作用，不锈钢在强度极限之下，就会产生脆性开裂现象，这即为典型的应力腐蚀。这种腐蚀为典型的低应力脆性破坏。不锈钢对含有氯离子的溶液有着颇高的敏感性，容易出现应力腐蚀。而且该304不锈钢还有较大的热膨胀系数，为此，在焊接之际，容易产生残余应力。该应力对应的腐蚀开裂表面特征为：在焊接区域出现了SCC裂纹；主要裂纹呈现出平行态，基本上和焊缝呈现出垂直性；裂缝呈现出细长与弯曲特点，通常会穿过存在着黑色点蚀之处。点蚀是由表而里，由外而内，以穿晶扩展为主，裂纹尖上常有分支，整个裂口呈树形。严重的裂纹可穿过熔合区进入热影响区。

3实验方案设计

3.1实验技术路线

本课题研究的是将304不锈钢作为对象，对焊接速度进行改变，并分析激光-MIG复合焊接头组织性能受到的影响。在采用激光-MIG复合焊接304不锈钢时，改变的焊接速度就是MIG焊的的填充速度，观察对其焊接接头的组织性能的影响变化。实验路线如图3.1所示。

焊接参数选择

激光-MIG复合焊接

试验取样

金相试样

拉伸试样

焊接材料准备

硬度试样

腐蚀试样

显微组织实验

腐蚀实验

力学性能实验

金相组织

晶间腐蚀

浸泡腐蚀

拉伸试验

硬度试验

得出焊接速度改变对304不锈钢激光-MIG复合焊接头组织性能的影响规律

图3.1实验路线图

对3mm厚304不锈钢板进行激光-MIG复合焊接，在焊接过程中观察焊接参数具体的数值变化，分析哪些参数可以使焊缝成形良好美观，且无明显缺陷，确定最终的焊接参数，然后保持其他焊接参数不变，只去改变MIG焊接速度一个变量进行焊接试验，选取适宜的三个焊接速度，观察对比分析焊后成型状态，焊缝优缺点。

在与复合焊接头的显微硬度、抗拉强度、耐蚀性等力学性能对比前提下，进一步分析焊接速度动态改变对焊接头组织性能带来怎样的影响，同时对该影响的原因展开深入分析。

3.2实验材料及设备

3.2.1实验材料

本实验选用的母材为304不锈钢板，对应尺寸为100mm×50mm×3mm。焊丝为不锈钢焊丝，型号ER308，直径为1.2mm，执行标准为YB/T5092-96《焊接用不锈钢丝》，母材及焊丝的化学成分见表3.1。保护气体采用98%Ar+2%CO2气体。在该实验中采用激光引导的焊接方式，具体焊接工艺参数见表3-2。

表3.1母材和焊丝的化学成分（质量分数%）

C

Si

Mn

Ni

Cr

S

P

Mo

N

Fe

304

0.07

0.75

2.00

10.00

20.00

0.015

0.035

-

-

余量

ER308

0.04

0.35

1.85

9.58

20.2

0.008

0.014

0.45

-

余量

3.2.2实验设备

本次实验的焊接试验装置是采用德国TrupmfTrudisk10002激光器与奥地利FroniusTPS5000MIG焊机组成的激光-电弧复合焊接系统（图3.2）。激光器的输出功率最大为10KW，光纤芯径达到400um，聚焦焦距、激光头准直焦距分别为300mm、200mm，激光光斑直径达到0.6mm。电弧焊机的电弧输出是一元化控制，就是通过送丝速度来控制焊接电流和电压。本试验使用的是6轴KUKA机器人，机器人的型号为KR60HA，该机器人的最大工作范围为2033mm，重复定位精度≤±0.06mm。

TrupmfTrudisk10002激光器KRC机器人控制器

FroniusTPS5000电弧焊焊枪

图3.2激光-电弧复合焊接系统

3.3试样的制备

3.3.1焊前准备

在正式焊接试验进行前，需要打磨所涉及到的焊接部位，对试件表面的氧化物、油污等物质进行去除。用钢丝刷打磨掉母材表面的氧化膜，然后用乙醇和丙酮混合液擦去母材上的油污。

3.3.2焊接工艺参数设计

激光-MIG复合焊所用参数不仅包括送丝速度、焊接电流、电极压力等，还应包含离焦量、光丝距、丝伸长、激光功率等多个部分。本实验通过激光-MIG复合焊接头进行旁轴复合，采用激光引导的焊接方式，气体采用98%Ar+2%CO2保护气体，保护气喷嘴与激光束的夹角30°，激光角度为90°，具体的焊接工艺参数见表3.2。

表3.2焊接参数表

编号

离焦量/mm

光丝距

/mm

激光功率/KW

送丝速度/(m•min)

输出电流/A

输出电压/V

焊接速度/(m•s)

1

-1

3

1.8

7

205

23.1

0.015

2

-1

3

1.8

7

205

23.1

0.02

3

-1

3

1.8

7

205

23.1

0.025

根据以上数据对304不锈钢板进行激光-MIG复合焊接，焊接速度分别为0.015/m·s、0.02/m·s、0.025/m·s其他变量不变，完成试样如图3.3所示。

图3.3焊接后的的试样

(a)0.015m/s(b)0.02m/s(c)0.025m/s

采用激光-MIG复合焊，可通过调整工艺参数，实现对焊接过程的稳定性改善，并能有效解决激光匙孔在能量密度阀值附近的不稳定性问题，实现无缺陷的焊缝。

由图3.3可以看出，在激光能量和电弧热源的共同作用下，复合的焊缝熔深观察到有明显增加，又由于热源的复合作用使得焊缝熔池凝固速度加快，激光-MIG复合焊接在桥接能力、成形能力、微观结构等方面都要优于单独的MIG焊接和激光焊接，但其缺点还是会有少量的飞溅。

3.3.3金相组织观察

试样的处理需要以下几步去完成：选择相关试样，通过砂纸进行打磨，通过酒精与水进行清洗，然后对其进行抛光、烘干，再进行侵蚀，通过酒精与水进行清洗，再烘干。

（1）取样

用线切割对焊后的焊件进行取样，取样应该将焊缝区、热影响区、母材区包含在其中，切割应选取距离焊缝中心左右各15mm长尺寸为30mm×10mm×3mm的方块。切割试样如图3.4。

（a）取样前(b)取样后

图3.4切割试样图

当采用多张砂纸打磨时，应该按照400#、800#、1000#、1200#、2000#的次序对试样进行打磨，然后在试样的表面涂抹抛光剂，然后再将试样放置于丝绒抛光布上进行抛光操作，直至表面呈镜面并且无明显的划痕。打磨完成后，用酒精进行清洗，完成后用吹风机冷风吹干。

腐蚀剂用浓硝酸和浓盐酸体积比为1:3的王水，用胶头滴管滴2~3滴滴在抛光面上，对其进行腐蚀5~6s，腐蚀后迅速使用大的水流冲洗腐蚀表面，完成冲洗后将试样浸入酒精，进行酒精清洗，清洗完成后使用吹风机冷风吹干。

（2）金相观察

等待试样侵蚀完成后，使用低倍显微镜（图3.5）观察试样的宏观形貌组织，再通过使用金相显微镜（如图3.6）观察试样的微观组织，观察时要包含焊接接头的焊缝区域、热影响区域、熔合区域、母材区域等，并且进行组织变化的观察和拍照。

图3.5低倍显微镜

图3.6金相显微镜

3.3.4拉伸试验

试样的焊缝余高我们可以用锉刀进行粗磨去除大部分，在用砂纸细磨让焊缝余高和母材基本一样高；本实验试样厚度为3mm，厚度小于30mm，可以采用全厚度试样进行相关的试验。

对于激光-MIG复合焊接接头进行拉伸试验，具体实验标准按照GB/T2651-2008《焊接接头拉伸试验方法》；本实验试样为非标试样，尺寸设计如图3.7所示，试样取焊接速度0.015m/s、0.02m/s、0.025m/s的标准拉伸试样尺寸（图3.8），对焊接接头的所能承受静拉伸载荷的能力进行测定。

图3.7拉伸实验设计尺寸

图3.8304不锈钢拉伸试样实图

万能试验机WDW-E100D如图3.9所示。进行拉伸试验时，将拉伸速度设置为20mm/min，对试样进行拉伸实验处理，拉伸时所受的拉伸力和拉伸时所产生的拉伸强度都由试验机上的自动记录器记录到计算机上。

图3.9万能试验机WDW-E100D

拉伸试验是确定材料使用性能的重要指标。通过拉伸试验的进行，可得出304不锈钢的屈服与拉伸强度的性能，焊接速度改变对焊缝母材等的拉伸性能、屈服强度的影响。

3.4接头腐蚀性能研究

3.4.1晶间腐蚀实验

根据国标GB/T4334.1-2000《不锈钢晶间腐蚀用10％草酸电解法》，本方法适用于检验奥氏体不锈钢晶间腐蚀的筛选试验。

试样的放置位置以及调节的电流电压的大小如图3.10所示，将三个试样依次放在10%草酸溶液之中，控制参数相同，对其进行逐一电解浸蚀，浸蚀过后在显微镜下观察被浸蚀表面的金相组织。

图3.10晶间腐蚀试验

3.4.2浸泡腐蚀试验

本实验采用0.5mol/L的HCI溶液对焊接接头进行了浸泡腐蚀实验。304不锈钢腐蚀实验样品尺寸大小为30mm×10mm×3mm，实验之前，对焊接接头使用400#、800#、1000#、1200#、2000#的金相砂纸对试样进行打磨抛光，打磨过后，使用无水乙醇、丙酮试剂对试样表面进行清洗，烘干后，然后分别使用游标卡尺和电子天平对试样尺寸和重量进行观察测量，并记录其数据。将3组试样放置在容器中时，注意试实验时应避免与容器壁和试样相互接触，室温放置在0.5mol/LHCI溶液中浸泡15天，利用分析天平测量浸泡时间分别为7天和15天时的失重量，并用相应公式计算其腐蚀速率。

试验结束后，将试样用镊子夹取出烧杯，用无水乙醇进行冲洗，然后吹风机冷风吹干，最后在进行称重，随后采用金相显微镜观察焊接接头各区域的腐蚀形貌，并利用公式3-1对腐蚀速率进行相应的运算：

(3-1)

在上式中，X为试片腐蚀速率mm/a

W1为试片试前称重g

W2为试验后试片称重g

87600为计算常数

A试片表面积cm2

T实验时间h

D试片材质密度g/cm3

3.5硬度实验

焊接接头显微硬度实验应该按照标准GB/T2654-2008《焊接接头硬度试验方法》的相关规定，试验方法标准GB/T4340-1990《金属维氏硬度试验方法》，同时采用HV-1000显微硬度试验机进行试验，如图3.11所示。设定加载力为20g，加载时间10秒，每点间距0.1mm，从焊缝中心开始，经过熔合区，向母材两侧打点。

图3.11HV-1000显微硬度计

HV-1000显微硬度计的使用：

在硬度实验开始打点时，应该让仪器固定在桌面上平稳运行，不应触碰桌子和仪器，以免对实验过程产生影响，导致数据变化，结果不准确。硬度计主体部分就是要完成目镜与压头的切换，观测目镜对金相显微组织进行观察，确定测试的准确部位，然后在电脑显示位置并完成数据的采集；还要再平台上移动试样的位置寻找像点，在确定的测试部位进行施加载荷，撤销载荷，然后用电脑把数据记录下来。

4实验结果与分析

4.1焊接速度对焊接接头宏观形貌的影响

通过激光-MIG复合焊在0.015m/s、0.02m/s、0.025m/s三个速度参数试验后，焊接接头的焊缝如图4.1所示。

图4.1焊接接头的焊缝外观形貌

（a）0.015（b）0.02m/s（c）0.025m/s

由图4.1可以看出在0.015m/s、0.02m/s、0.025m/s三个速度下的的焊接接头的焊缝成形良好，呈银白色，焊缝宽度看着比较均匀，无明显的缺陷，部分区域有飞溅；在0.025m/s速度下的焊缝余高有部分起伏，整体成形稳定。

在复合焊的过程中，激光与电弧热源间共同作用熔池，并且存在着复杂的复合协同效应，该复合效应对焊桥性能及焊缝成形有重要影响。由低倍显微镜拍得焊缝宏观形貌如图4.2所示。

(a)0.015m/s（b）0.02m/s(c)0.025m/s

图4.2不同焊接速度焊接接头截面图

经测量所得试验数据见表4.1，对比图如图4.2所示。

表4.1焊接参数表（长度/mm）

编号

余高

背部余高

电弧区熔宽

激光区熔宽

1

1

0.9

9.6

2.4

2

1

0.3

7.5

1.2

3

2

2.8

7.7

3.5

图4.3实验数据对比图

如图4.3宏观形貌可以看出，焊缝的熔合成型良好，没有气孔、塌陷、毛边等的缺陷产生。

焊接接头的断面形态与热源的能量分配及熔池应力状况密切相关。MIG焊的弧光特征区又宽又薄，电弧更多在复合焊熔池上作用；激光的核心作用区间，则和MIG焊呈现出相反关系，具有又深又窄的特性，激光能量能够在复合焊熔池下面作用。如图4.3随着焊接速度的加快，可以观察到余高并没有明显的变化，激光与电弧作用熔池，增加金属内激光吸收与金属流动，电弧区焊缝熔宽会变窄，激光区的缝熔宽会先变窄后变宽。

4.2焊接速度对焊接接头微观组织的影响

通过观察金相显微镜，可以看到母材显微组织，如图4.4所示，304不锈钢的母材组织为典型的等轴奥氏体晶粒，其中还出现将奥氏体晶粒为基体沿轧制方向分布的条带状δ铁素体。

图4.4母材显微组织图

不锈钢焊缝存在着不同凝固模式，具体为：①A（全为奥氏体）、②FA（刚开始析出的相为铁素体，凝固完成前形成一些奥氏体）、③AF（奥氏体+共晶铁素体）、④F（铁素体），其中②③两种是常见的不锈钢凝固模式

焊缝及熔合区的显微组织如图4.4。

由图4.5可知，焊缝主要由柱状晶构成，因为高温热源熔化母材后，熔池在冷却时，晶粒沿着垂直于熔合线的方向向焊缝中心生长。304不锈钢原本是FA凝固方式，先析出δ铁素体，再与剩余液相发生包晶反应，形成类似于δ+γ的固态结构。但是焊接是快速冷却过程，在这种情况下，熔池内会出现亚温奥氏体，凝固模式会从FA逐渐向AF转变，而亚温奥氏体则会直接从液相中析出，剩余液相会与奥氏体发生包晶反应，最终形成共晶态结构，从而稳定熔池。

图4.5不同焊接速度下的焊接接头金相图

(a)0.015m/s速度下的焊缝（b）0.015m/s速度下的熔合线

(c)0.02m/s速度下的焊缝(d)0.02m/s速度下的熔合线

(e)0.025m/s速度下的焊缝(f)0.025m/s速度下的熔合线

从图4.5（a）、（c）、（e）中可以看出随着焊接速度的增加，焊缝中都出现铁素体与柱状晶，铁素体呈网状形态，从奥氏体中分离出来，有FA向AF转变的趋势，且晶粒被细化，变化成树枝状晶体。部分铁素体没有时间生长成枝晶，以条形形式存在，由于焊接速度的增加，熔池冷却速度加快，奥氏体晶粒生长缓慢，尺寸变小。

而从图4.4（b）、（d）、（f）中可以看出在熔合线的附近也出现了些柱状晶，并且在焊缝中间产生骨骼状铁素体，在焊缝上端浅显的能看到电弧作用在上端形成的的电弧特征区，下端看到激光作用在下半部分所形成的激光特征区。

4.3焊接速度对焊接接头力学性能的影响

对焊接速度为0.015m/s、0.02m/s、0.025m/s下的试样进行拉伸实验，室温下进行试验，拉伸速率为20mm/min，拉伸后断口形态如图4.6所示。

图4.6304不锈钢拉伸试验拉伸断口形态

拉伸实验结果与数据如图4.7所示，图中不难看出在速度0.025m/s下的试样载荷力是最大。

图4.7拉伸曲线图

观察图4.6试样断裂断口形貌可知，试样1号和2号在焊缝区断裂，速度为0.015m/s和0.025m/s；2号试样则是在母材上进行了断裂，对应的速度为0.02m/s，然而焊缝的质量明显是高于母材质量的，通过分析数据可知属于超强匹配，焊缝的强度为超强，是强于母材的。

经过测量所得试样横截面积=21mm2，由公式算出1#、2#、3#试样的屈服强度、拉伸强度数据见表4.2，延伸率见表4.3。

表4.2试样屈服强度、抗拉强度

编号

最大试验力F/N

屈服强度ReL/MPa

抗拉强度Rm/MPa

1

16560

310.88

788.57

2

15368

288.50

731.81

3

15597

292.80

742.71

表4.3试样延伸率

编号

总变形△L/mm

延伸率/％

1

27.05

45.08

2

24.66

41.10

3

26.01

43.37

由表4.2、表4.3可以直观的看出焊接接头的屈服强度ReL、抗拉强度Rm和延伸率都在随着焊接速度的增加先逐渐减小后逐渐增大，说明焊接速度的变化也会引起抗拉强度、屈服强度的变化，改变了焊接接头的力学性能。

4.4焊接速度对焊接接头耐蚀性能的影响

4.4.1晶间腐蚀分析

经过晶间腐蚀后，尽管金属表面还保留着一定的金属光泽，没有明显的损伤痕迹，但是，由于晶粒之间的粘附力明显降低，其强度降低，在冷弯过程中会产生裂纹，从而导致零件的损伤。晶间腐蚀具有隐蔽程度高、突然失效概率高等特点，危害很大，特别是在焊接过程中，近热影响区极易出现晶间腐蚀。

根据标准GB/T

4334-2020《金属和合金的腐蚀奥氏体及铁素体-奥氏体(双相)不锈钢晶间腐蚀试验方法》，晶界形态分类如表4.4所示。

表4.4晶界形态分类

类别

名称

组织特征

一类

阶梯组织

晶界无腐蚀沟，晶粒间呈台阶状

二类

混合组织

晶界有腐蚀沟，但没有一个晶粒被腐蚀沟包围

三类

沟状组织

晶界有腐蚀沟，个别或全部晶粒被腐蚀沟包围

四类

游离铁素体组织

铸钢件及焊接接头晶界无腐蚀沟，铁素体被显现

五类

连续沟状组织

铸钢件及焊接接头，沟状组织很深，并形成连续沟状组织

304不锈钢试样被电解腐蚀将其构成阳极，用烧杯就加小一块不锈钢片构成阴极。浸蚀电流密度为1A/cm2，电流为0.91A，电压为6.1V，浸蚀时间为90秒，实验浸蚀完成后的微观组织如图4.8。

（a）（b）（c）

（d）（e）（f）

阶梯组织

（g）（h）（i）

图4.8焊接接头晶间腐蚀微观图

（a）（b）（c）焊缝组织（d）（e）（f）熔合线组织（g）（h）（i）母材组织

根据表4.4，得出图4.8接头各部分晶间腐蚀微观图，根据与标准图对比，可知（a）图中存在连续不断的腐蚀过的沟槽，为五类的连续沟状组织；（b）中发现多个晶粒被沟槽完全环绕，为三类沟状组织；（c）中发现晶粒被沟槽完全环绕，为沟状组织；（d）中可看出晶粒像阶梯一样排列，存在一类阶梯组织，也存在二类混合组织，有腐蚀沟；（e）中发现有凹陷且有腐蚀沟槽，为凹坑组织，还有沟状组织存在；（f）中看出发生凹陷，为凹坑组织；（g）中则是有凹陷，且还有阶梯状组织，为凹坑组织和阶梯组织；（h）中发现凹坑组织，同时还有游离的铁素体组织，而且接头晶界没有明显的腐蚀沟，能看出来铁素体；（i）中存在凹陷且有阶梯状组织，为凹坑组织和阶梯组织。

4.4.2浸泡腐蚀试验分析

将焊接的试样放入0.5mol/L的HCI溶液中进行化学浸泡腐蚀。用公式3-1可算出0.015m/s、0.02m/s、0.025m/s各速度下试样的腐蚀速率。由表4.5可知，随着焊接速度的逐渐增加，腐蚀速度明显在减慢，且三个试样都比较平均，说明随着焊接速度的增加，焊接接头的耐蚀性变得越好。

表4.5试样腐蚀前后变化表

编号

面积/m2

焊态质量/g

腐蚀后质量/g

失重速率/（g/(m2·h)）

1

9x10-5

7.64

7.50

4.32

2

8.8x10-5

7.67

7.54

4.10

3

9.5x10-5

8.04

7.90

4.09

图4.9腐蚀前后质量对比图

由上述数据可得腐蚀速率曲线如图4.10。

图4.10腐蚀速率曲线图

从图4.10对比图中更能直观看到随着焊接速度的变化，腐蚀速率反而先急速下降在缓慢下降，说明接头在速度的增加下，耐蚀性能没有太大变化。

4.5焊接速度对焊接接头显微硬度的影响

维氏硬度：将载荷处于120kg之内，同时顶角达到136度的金刚石方形锥压入器，压入材料表面，通过材料压痕凹坑表面积和载荷值相除得出。

图4.11试样维氏硬度曲线图

由硬度曲线（图4.11）可以看出，随着焊接速度的提高，焊缝硬度明显在降低，而在跨过焊缝后看到有明显的硬度升高的区域，并且随着焊接速度的提高，硬度变化的区域逐步减小，由此可以判断出，随着焊接速度的提升，焊缝的热影响区逐步在减小。

5结论

本课题研究的是对304不锈钢激光-MIG复合焊接，通过改变焊接速度，来观察接头组织性能的影响规律，得出以下结论：

（1）在实验中随着焊接速度的加快，能明显观察到焊缝连续性高，余高并没有没有明显变化，激光与电弧作用在熔池上，增加金属内激光吸收与金属流动，电弧区与激光区的熔宽变窄。

（2）在拉伸试验中，得出随着焊接速度的提升，焊缝的热影响区会逐步的减小，载荷力相对增加，在0.025m/s速度下载荷力为最大，但是屈服强度、抗拉强度和延伸率会随着速度的增加而先减小后增大，力学性能发生改变。

（3）在速度变大的情况下，可以从金相图中看出焊缝中心主要为奥氏体等轴晶和δ-铁素体枝晶，生长方向指向焊缝中心；熔合区为铁素体和奥氏体柱状晶，生长方向垂直于熔合线。随着速度的增大，接头的晶粒会变得越细小，变成树枝状晶粒。

（4）在晶间腐蚀、浸泡腐蚀试验下可知，随着焊接速度的提高，试样腐蚀速率下降，焊缝的耐腐蚀性能越强。耐晶间腐蚀性能良好，原因是所用焊丝为含碳量极低的不锈钢焊丝。

（5）在显微维氏硬度试验下，焊接后焊缝的硬度是大于母材的。随着焊接速度的加快，焊缝的硬度随之不断减小，焊接接头的硬度也会比母材高。

在此次课题的研究下，通过改变复合焊接的焊接速度，其他参数不变，对焊接接头的组织性能、耐蚀性能等都有一定好的影响，但是硬度会逐渐变小。对提高企业生产率，降低成本，提高生产质量有着显著的意义。

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