焊接位置对药芯焊丝熔敷金属低温冲击韧性的影响

牟淑坤，栗卓新，张飞虎，陈延清，章 军

（1.首钢技术研究院，北京100043；2.北京工业大学，北京100124）

0 引 言

现代焊接结构日趋大型化、复杂化，对各种焊接条件下焊接接头的性能（特别是冲击韧性）提出了更为严格的要求。尽管现代焊接材料在全位置焊接的操作性能和焊接效率等方面有很大发展，但是在应用焊接材料最多的船舶工程、压力容器、重型机械、海洋平台等行业，在很多情况下，仍难以满足冲击韧性的要求。为此，研究焊接位置对药芯焊丝熔敷金属低温韧性的影响十分必要。

迄今为止，国内外的焊接学者普遍认为不同焊接位置得到的熔敷金属的性能存在差异，但尚未有深入性的研究。E81T1－K2药芯焊丝是一种CO2气体保护全位置药芯焊丝，用该焊丝在各种位置焊接得到的熔敷金属在低温条件下均具有较高的冲击韧性。作者通过调整焊接工艺参数，采用立向上焊（简称立焊，V）和平焊（F）两种位置焊制FH36船用钢，研究了焊接位置对E81T1－K2药芯焊丝熔敷金属低温冲击韧性的影响。

1 试样制备与试验方法

试验用焊接材料为自主研发的E81T1－K2药芯焊丝（φ1.2mm），母材选用 FH36船用钢（300mm×150mm×20mm），其化学成分见表1；焊接时采用100%二氧化碳气体保护，接头试样焊接测试符合ANSI／AWS A5.29－1998标准，焊接电流、电压和焊接速度等工艺参数见表2；不同位置焊接方法焊道如图1所示。试样制作完毕后按ANSI／AWS A5.29－1998标准截取试样进行低温缺口冲击试验，冲击试样截取位置如图1所示。

表1 母材钢板的化学成分（质量分数）Tab.1 Chemical composition of the base metal（mass）%

表2 焊接工艺参数Tab.2 Welding parameters

图1 焊接坡口及冲击试样取样示意Fig.1 Schematic diagram of welding groove and impact specimen taking

采用AMRAY－1000型扫描电子显微镜（SEM）观察熔敷金属冲击试样的断口形貌；金相试样选取在冲击试样上垂直于焊道方向的焊缝截面，经水磨砂纸粗磨、细磨、抛光后，采用Olympus－B51M型光学显微镜观察夹杂物的形貌，然后用体积分数为3.5%的硝酸酒精溶液腐蚀，采用上述显微镜观察熔敷金属的显微组织；采用OLYCIA－m3型自动图像分析仪分别对焊缝中的夹杂物和显微组织（选取不少于10个视场）进行定量统计。

2 试验结果

2.1 熔敷金属的化学成分及低温冲击吸收功

不同焊接位置熔敷金属的化学成分和低温冲击吸收功，分别见表3和图2。

2.2 熔敷金属的显微组织

不同焊接位置试样显微组织如图3所示，显微组织统计结果见表4，图4为不同尺寸夹杂物的分布情况，其夹杂物特征参数统计结果见表5，熔敷金属冲击试样焊缝中心的断口形貌如图5所示。

表3 熔敷金属的化学成分（质量分数）Tab.3 Chemical composition of the deposited metal（mass）%

图2 不同焊接位置熔敷金属的冲击吸收功Fig.2 Impact absorbing energy of the deposited metal in different welding positions

3 分析与讨论

3.1 显微组织和化学成分对冲击韧性的影响

图3 不同焊接位置熔敷金属中心区域的显微组织Fig.3 Microstructure of the central area of the deposited metals in different welding positions

表4 不同焊接位置熔敷金属显微组织的统计结果Tab.4 Statistic results of microstructure of the deposited metals in different welding positions

图4 熔敷金属中不同尺寸夹杂物的数量比例Fig.4 Quantitative proportions of inclutions in deposited metals

由表4可见，对于立焊位置的熔敷金属，其显微组织中的柱状晶面积所占比例为11.8%～13.9%，小于平焊熔敷金属的（15.6%～20.4%）。分析认为，相比平焊位置，在立焊时电流、电压较小，焊接熔池的形成主要靠刚凝固熔渣的托扶作用，由下向上移动，并非处于水平位，而是处于与垂直板成锐角的位置。熔池的几何尺寸较小，抑制了柱状晶组织的形核与长大，有利于等轴晶的形核［1－2］，所以其组织相对细小（见图3）。同时，由于立焊速度较慢，熔池中液态金属在高温停留时间延长，过热度增大，抑制了柱状晶组织的形核与长大［3］，而柱状晶在长大过程中所释放的结晶潜热又会抑制其周围刚形成的柱状晶晶核的长大，使得柱状晶面积进一步减少。此外，由于采用每层双道焊接，如图1所示，焊道间熔敷金属结合区域增大，焊缝中心部位重结晶区增多，也减少了柱状晶的面积比例。同时，立焊熔敷金属高温停留时间延长使得冷却速率较小，已经生成的柱状晶沿长度方向线生长速度变小，使其向熔敷金属中心推移缓慢；但是，宽度方向基本上不存在温度梯度，柱状晶因冷却速率小而容易长大，得到较宽的柱状晶组织，立焊熔敷金属柱状晶的宽度为151～187μm，大于平焊熔敷金属（97～112μm）的。

表5 夹杂物参数的统计结果Tab.5 Statistic results of inclusions in deposited metals

图5 不同冲击试样断口SEM形貌Fig.5 SEM morphology of impact fracture of different specimens

由表4还可看出，立焊熔敷金属中针状铁素体的面积所占比例为84.4%～85.2%，多于平焊位置（77.8%～80.2%）的，并且针状铁素体的平均有效尺寸仅为3.35～3.64μm，比平焊熔敷金属（4.35～5.26μm）的更细小。立焊熔敷金属中柱状晶面积比例较小，宽度较大，因此其晶界较少，晶界铁素体形成面积比例减少，为9.7%～11.7%；侧板条铁素体是在晶界铁素体的基础上向晶内发展的，所以其面积比例也较小，为4.7%～5.1%；而较大的晶内空间和晶内较多小尺寸的夹杂物促进了大量晶内针状铁素体的形核，并相互抑制长大，使其显微组织比平焊熔敷金属的更加均匀细化。平焊熔敷金属中大量晶界使晶界铁素体的面积比例增加到13.1%～14.9%，侧板条铁素体易于长大，而晶内针状铁素体的数量减少，降低了其熔敷金属的低温冲击韧性［4］。

此外，由图2可以看出，立焊熔敷金属的冲击韧性高于平焊熔敷金属的。由表3可见，平焊熔敷金属的主要合金元素含量略低于立焊熔敷金属的。这是因为在立焊时，焊接速度较慢，熔池中的液态金属在高温停留的时间较长，而立焊电流较小，使药芯中的有益合金元素（如锰、镍、钛等）向熔敷金属的扩散充分，有利于提高熔敷金属的低温韧性，但当焊缝中的镍和锰含量过多时，固溶强化作用大大提高，反而会抵消针状铁素体的有利作用，给冲击韧性带来负面影响［4］。

由图5可以看出，平焊和立焊熔敷金属的断口表面都呈韧窝状，这说明他们都是以微口断裂为机制的塑性断裂；不同的是后者形成的韧窝数量更多、更细小、变形量更大。在平焊熔敷金属断口韧窝的某些部位还存在尺寸较大的夹杂物粒子，而在立焊熔敷金属断口中虽然也含存在一些夹杂物，但其尺寸较小。

3.2 夹杂物对冲击韧性的影响

由表5可见，立焊熔敷金属中夹杂物总数为1 912个，平焊中的仅为1 713个，但其夹杂物总面积（1 181.192 5μm2）和面积平均值（0.617 7μm2）却都小于平焊位置（1 456.994 5μm2，0.617 7μm2）的，这说明在立焊熔敷金属中大颗粒夹杂物较少。由图4可见，在平焊熔敷金属中面积大于3μm2的夹杂物数量比例为17.6%，多于立焊熔敷金属（7.4%）的，而小于2μm2的小尺寸夹杂物的数量比例为56.9%，小于立焊熔敷金属（72.6%）的；立焊熔敷金属中夹杂物的平均长宽比为1.36，小于平焊熔敷金属中（1.71）的，其平均圆度值（1.23μm）也小于平焊熔敷金属（1.65μm）的，这说明立焊熔敷金属中夹杂物的尖锐度较小，圆度更大。在立焊熔敷金属中夹杂物的各参数标准差均小于平焊熔敷金属的，这说明在立焊熔敷金属中的夹杂物更为均匀。分析认为在立焊时，由于熔池高温液体存在的时间延长，有利于氧化和脱氧反应产物从熔池中逸出，减少了熔敷金属中的大颗粒夹杂物。在立焊熔敷金属中氧的质量分数为0.004 6%～0.004 8%，小于平焊试样（0.004 9%～0.005 3%），也说明在立焊熔敷金属中夹杂物总量较少。

夹杂物的线膨胀系数比金属小得多，冷却过程中，因其收缩变形小会在夹杂物附近形成高应变能场，促进针状铁素体的形核，生成大量针状铁素体［5－8］。并非所有的夹杂物都能诱发针状铁素体形核、长大，根据文献［9］报道，直径为0.4～2.0μm、尖锐度较小的非金属夹杂物才能作为针状铁素体的形核质点，才有利于针状铁素体的形核，进而有利于提高焊缝的低温冲击韧性。因此在立焊熔敷金属中数量较多的小尺寸夹杂物作为针状铁素体的形核位置，形成了更多（面积比例84.4%～85.2%）的针状铁素体。平焊熔敷金属中大尺寸夹杂物的数量较多，可以提供大量的晶内形核表面积，但减小了奥氏体晶粒的尺寸，使晶界面积增大，有利于晶界铁素体的形成；而且夹杂物数量的增加，相间距减小，协同形核的新生针状铁素体将被相邻铁素体或夹杂物阻止，限制了针状铁素体的形成，因此平焊熔敷金属中的针状铁素体面积比例（77.8%～80.2%）较少，降低了其低温冲击吸收功。

4 结 论

（1）立焊熔敷金属在－60℃时的低温冲击吸收功为65～71J，平焊熔敷金属的为39～46J。

（2）立焊熔敷金属中的柱状晶面积比例为11.8%～13.9%，平均宽度为151～187μm，针状铁素体面积比例为84.4%～85.2%，平均有效尺寸为3.35～3.64μm；平焊熔敷金属中柱状晶面积比例为15.6%～20.4%，平均宽度为97～112μm，针状铁素体面积比例为77.8%～80.2%，平均有效尺寸为4.35～5.26μm；立焊熔敷金属中数量较多、尺寸较小的针状铁素体是其具有较高冲击韧性的主要原因。

（3）在立焊熔敷金属中面积小于2.0μm2夹杂物数量比例小于平焊熔敷金属的，夹杂物分布更均匀，尖锐度较小，圆度更大，有利于针状铁素体的形核，增加了立焊熔敷金属中针状铁素体的比例，提高了冲击韧性。

［1］WONGPANYA P，BOELLINGHAUS T，LOTHONGKUM，G.Effects of preheating and interpass temperature on stresses in S1100QL multi－pass butt－welds［J］.Welding in the World，2008，52（3）：79－92.

［2］SVOBODA H G，RAMINI N M，SURIAN E S.The effect of welding procedure on ANSI／AWS A5.29－98E81T1－Ni1flux cored arc weld metal deposits［J］.Welding Journal，2004（11）：301－307.

［3］YAOWU S，HAN Z.Effect of weld thermal cycle on microstructure and fracture toughness of simulated heat－affected zone for a 800MPa grade high strength low alloy steel［J］.Journal of Materials Processing Technology，2007（12）：30－39.

［4］栗卓新，陈邦固，金立鸿，等.自保护药芯焊丝熔敷金属韧化的机理［J］.焊接学报，2001，22（4）：5－8.

［5］国旭明，钱百年，王玉.夹杂物对微合金钢熔敷金属针状铁素体形核的影响［J］.焊接学报，2007，28（12）：5－11.

［6］SUGDEN A A B，BHADESHIA H K D H.Nonuniform distribution of inclusions in low－alloy steel weld deposits［J］.Material Science and Technology，2005，19（3）：669－674.

［7］黄安国，余圣甫，谢明立，等.低合金钢焊缝的针状铁素体微观组织［J］.焊接学报，2008，29（3）：45－48.

［8］SCHUMAN G O，FRENCH I E.Effect of microstructure and non－metallic inclusions on the impact properties of flux－cored weld metals［J］.Scripta Materialia，1997，36（12）：1143－1450.

［9］LEE T K，KIM H J，YANG B Y，et al.Effect of inclusion size on the nucleation of acicular ferrite in welds［J］.Mater Science Technology，2002，40：1260－1268.