低合金高强钢焊缝金属中AF的研究进展

栗卓新，张天理，Kim H J

(1.北京工业大学材料科学与工程学院，北京100124)(2.韩国工业技术研究院高级熔焊研究组，天安330－825)

低合金高强钢焊缝金属中AF的研究进展

栗卓新1，张天理1，Kim H J2

(1.北京工业大学材料科学与工程学院，北京100124)(2.韩国工业技术研究院高级熔焊研究组，天安330－825)

综述了国内外对于低合金高强钢(HSLA，High Strength Low Alloy)焊缝金属中针状铁素体(AF，Acicular Ferrite)的最新研究进展得出，要想获得较多的AF，主要从3个方面加以有效控制:①合金元素中含0.05% ～0.10%C，且C当量小于0.39，合理控制Mn，Ni，Ti，B之间的相互比例，保持硼氮比(B/N)在0.6～0.8之间，铝氧比(Al/O)在0.43～0.73之间，降低N，S，P含量;②夹杂物尺寸为0.5～0.8 μm，表面富10～20 nm TiO薄层且呈球形，促使生成更多的第Ⅲ、Ⅳ类夹杂物;③较低热输入(HI，Heat Input)时合金元素烧损较少，冷却速率较快，焊缝组织得以细化。

低合金高强钢;针状铁素体;合金元素;夹杂物;热输入

1 前言

随着全球焊接材料向高强、高韧、洁净、节能、环保及高效自动化方向发展［1］，低合金高强钢(HSLA)焊缝金属已由传统的Mn-Si合金系，发展到可获得特征参数适当的夹杂物，增加针状铁素体(AF)形核的Ti-B合金系，新一代焊材可获得更多更细AF。AF是HSLA焊缝金属的理想组织，具有细小的晶粒尺寸和高密度位错，当含量大于65%，平均板条尺寸约为1 μm时，焊缝金属将具有优异的强韧性。

近年来众多学者从不同的角度对AF形核及影响进行了大量的研究［2－6］，但到目前为止，对于AF形核机制及其控制还没有统一的观点，AF在焊材设计中的应用还是非可控的。尽管不同焊接方法，不同合金系，不同N，O含量，不同夹杂物特征参数等对AF的影响不尽相同，但是合金元素、夹杂物及热输入(HI)是影响AF的主要因素已成为共识。因此，本文综述了国内外对于以上三个因素的最新研究成果。

2 合金元素对AF形核的影响

合金元素是控制焊缝金属组织和力学性能的一个主要因素。焊缝金属中C可推迟奥氏体的转变温度，具有强烈的淬硬性，其含量一般为 0.05% ～0.15%［5］。Ramirez J E［7］认为，当C含量在0.05% ～0.10%时，随C当量在0.26～0.39增加，晶界铁素体(GBF)含量减少，侧板条铁素体(FSP)和AF含量增加，焊缝再热区转变为等轴块状铁素体;C当量高于0.47时，包括马氏体(M)在内的低温转变产物增加。当C含量在0.10%～0.15%时，焊缝再热区出现高比例的如珠光体或碳化物的第二相沉淀。

Kim J H［8］研究了药芯焊丝电弧焊(FCAW)焊缝金属中Ni含量分别为0.03%，1.52%时，焊缝金属微观组织变化，其中Mn含量保持在1.2%左右。结果表明:含1.52%Ni的焊缝金属由82%AF+6%GBF+12%含第二相的铁素体(FS)组成，而含0.03%Ni的为54%AF+19%GBF+27%FS。Mn对焊缝金属具有细化和硬化两种相反的作用，Beidokhti B［9］通过对X70管线钢埋弧焊(SAW)焊缝微观组织的研究，表明当Ti含量在0.02%～0.08%，Mn含量在1.92% ～2.00%范围内可获得较多的AF。进一步添加Mn，则会使得贝氏体(B)的晶界形核率高于AF晶内形核率，焊缝硬度增加。

Avazkonandeh-Gharavol M H［10－11］分别研究了 0.14%～0.94%Cu与0.05% ～0.91%Cr对Cr-Ni-Cu低合金钢电弧焊(SMAW)焊缝金属中AF形成的影响，认为随着焊缝金属中Cu，Cr含量增加，AF数量增加，焊缝微观组织得到细化，柱状区和粗晶区中先共析铁素体(PF)及FS减少，冲击韧性随着Cu含量增加而降低，随Cr含量的增加而增加。

Beidokhti B［12］研究了Ti对X70管线钢SAW焊缝金属微观组织的影响，认为获得最优组织和冲击性能组合的Ti含量范围为0.02% ～0.05%，进一步增加Ti，会促使焊缝金属中强化元素Mn，Si含量增加，焊缝组织会由AF，GBF，魏氏体(WF)向AF，GBF，B，M-A组织转变。Paniagua-Mercado M［13］同样研究了焊缝金属中Ti含量为0.014% ～0.048%对Q235板材SAW焊缝金属组织的影响，焊缝金属主要由等轴铁素体和AF组成，随着Ti含量的增加，AF含量增加且长度减少，焊缝金属韧性提高，这是由于焊缝金属中Ti含量高于Al含量，TiO2夹杂促进AF形核占主导作用。然而Ti含量在0.05%～0.30%之间变化时，将不会引起焊缝组织的较大变化［14］。

文献［15－16］研究了B对抗拉强度为700～1 100 MPa级高强钢焊缝金属中微观组织和韧性的影响，当抗拉强度小于800 MPa时，B含量小于0.001 5%的焊缝金属中形成GBF，冲击韧性较低;当抗拉强度大于800 MPa时，其焊缝金属中AF替代B或M-A组元，产生了更多的AF，韧性较高，随抗拉强度的增大冲击韧性降低，见图1。Lee H W［17］研究了FCAW焊缝金属中分别含0.003 2%，0.006 0%和0.010 3%B时AF形成的情况，得出AF随B含量在0.003 2%～0.010 3%之间的增加而减少，在0.010 3%时焊缝金属中上贝氏体(UB)替代AF。其中B含量从0.003 2%增加至0.006 0%时焊缝金属冲击能轻微减少，B含量从0.006%增加至0.010 3%，冲击能显著降低，这是B导致共析温度的降低的原因。文献［18］研究得出，向焊丝中添加较高的Ti，且保证较低的碱度，焊缝金属中硼氮比(B/N)在0.6～0.8的范围内，则可以生成有利于AF有效形核的含Ti氧化物夹杂，在HI=100 kJ/mm时，焊缝金属仍可获得100 J以上较好的冲击韧性值，见图2;B/N高于0.8时，M-A组元含量增加，冲击韧性降低。

文献［19］研究了低合金钢焊缝金属中Al/O为0.2和0.43时AF形成情况，认为在Al/O小于0.45时，适当高的Al/O均可促使产生较多的0.2～0.8 μm夹杂物，促进AF形核，从而对韧性有利。Yamada T［20］进一步在Al/O为0.48，0.73，1.52的夹杂物表面，用离子束制备一层富Ti薄膜，研究富Ti层和AF之间的关系。结果表明:Al/O为0.48和0.73时，促进AF形成的夹杂物被厚度为10～40 nm窄小的TiO层包覆，TiO薄层有助于AF异质形核。Al/O对焊缝金属微观组织变化的CCT曲线见图3［21］。

N对焊缝金属的韧性有害，当其含量超过0.01%时，冲击韧性极剧下降。O和S是焊缝金属中限制性杂质元素。焊缝金属中常加入Al，Mg等强还原剂来脱氧固氮，然而生成的多边形的AlN脆性夹杂物，却会严重的损害焊缝金属的低温韧性，文献［22］针对BaF2-Al-Mg高韧性全位置自保护FCAW渣系，提出通过向药芯中加入适量LiF，会在电弧区与N生成Li3N，从而显著降低焊缝金属中N含量，减少AlN有害夹杂数量。然而Garcia-Mateo C［23］却提出N与V沉淀生成V(C，N)相会促进AF形核。焊缝金属中O含量较少时，焊缝组织中会存在粗大的FSP和GBF，从而对韧性不利，药芯中添加适量Fe2O3、MnO2等，可提高焊缝金属中O含量，降低残留的Al含量，生成以Al2O3为主的圆形夹杂，得到以 AF为主的焊缝组织［22］。Liu Z Z［24］研究了钢中硫化物夹杂对AF形核的影响，认为Mn-Fe-Si-O复合氧化物和纯SiO2对AF形核无作用，而含有少量Mn和Cu的FeS颗粒对AF形核有效，这主要是由于FeS夹杂附近形成的贫Mn区和富P区引起的;CuxS颗粒对AF形核无效。Sarma D S［5］得出由于奥氏体和MnS之间热膨胀系数相差很小，MnS包覆的颗粒作为AF形核的可能性明显低于含Ti的氧化物包覆颗粒。Ti的氧化物夹杂表面沉淀MnS层会降低AF在夹杂物上形核率。

图3 含不同Al/O的焊缝金属CCT曲线图Fig.3 CCT diagrams in different Al/O ratio for weld metals

综上研究及其它相关文献报道，总结得出对于AF形成有利的焊缝金属中各合金元素的合适范围见表1。

表1 焊缝金属中合金元素对AF的影响Table 1 Influence of alloying elements on AF in weld metals

3 夹杂物对AF形核的影响

焊缝金属中夹杂物的大小、数量、成分、冶金等因素对AF形成至关重要。随着夹杂物直径从0到1 μm的增大，夹杂物颗粒表面积增大，AF在夹杂物上异质形核能垒降低。但当夹杂物直径大于1 μm时，形核能垒只轻微降低，因此，再进一步增大夹杂物直径将没有意义。作为AF异质形核的夹杂物颗粒直径的极限值为1 μm见图4。图5为焊缝金属中所有夹杂物和可促使AF形核的夹杂物分布情况，可以看出AF形核数量最多的地方对应的夹杂物直径范围为0.5～0.8 μm。然而，在这些夹杂物上AF形核率却比在直径大于1 μm的夹杂物上形核率小［3］。Ramirez J E［7］却认为夹杂物直径的平均值和最大值分别在0.3～0.6 μm、0.9～1.7 μm之间。Li Z X［3］得出作为AF形核的核心的夹杂物尺寸大多数在0.2～0.6 μm之间，并且是含有多种元素的复合夹杂物，具有化学成分不均匀性。焊缝金属中可促使AF有效形核的夹杂物体积分数为36%，其中第Ⅲ类夹杂物占26%，第Ⅳ类夹杂物占10%，而不能形核的第Ⅰ，Ⅱ类夹杂物体积分数分别为38%，26%［5］。

图4 焊缝金属中夹杂物尺寸对AF形核的影响Fig.4 Effect of inclusion size on AF nucleation in weld metals

图5 低碳钢焊缝中夹杂物分布图Fig.5 Inclusion distribution diagram in weld metals of mild steel

Yamada T［6，25］在研究低碳 Ti-B 焊缝金属中夹杂物与AF形成的关系时，得出充当AF形核质点的夹杂物主要由Si-Mn系的非晶相，MnS，MnAl2O4组成。Bose-Filho W W［14］研究得出在Ti含量较低时，焊缝金属中的夹杂物主要组成为MnOSiO2;进一步添加Ti，则会使得夹杂物中Ti含量增加，夹杂物主要组成变为MnOSiO2，Ti2O3，TiO;当Ti含量高达0.070%时，夹杂物中Ti含量将高达60%～70%，此时夹杂物表面将被Ti2O3、TiO包覆。Hidenori T［26］研究得出焊缝金属含0.022%Al时，Mn-Al-Si-O系中玻璃相作为主要的脱氧产物充当夹杂物核心;0.035%Al时对应的为Al2O3和特定的玻璃相。

Yamada T［6，25］也研究得出 AF和夹杂物表面厚度为10～20 nm TiO薄层间存在Baker-Nutting取向关系，与奥氏体基体间存在Kurdjumov-Sachs取向关系，见图6。TiO和AF间晶格匹配度为3.0%，从而有利于AF异质形核。含Ti的氧化物是AF形成的最好质点。富Ti的夹杂物可加速焊缝金属中AF形成的动力。Paniagua-Mercado M［13］通过SEM观察到含Ti夹杂物为亮白色的圆形，当焊缝金属中Al含量低于Ti含量时，夹杂物将以TiO为主，相反则为Al2O3，此时Ti通常与N生产TiN夹杂物，含Ti的白色夹杂物会充当AF异质形核质点。Ramirez J E［7］得出焊缝金属中含有球形、面形和块状的不同形状的夹杂物核心主要由不同比例的Ti，Mn，Si，Al等的氧化物组成，表现为复合脱氧产物，其中圆形夹杂物由于不会引起钢基体应力集中，比有棱角夹杂物对AF形核有利。

综上所述，根据夹杂物对AF形核的影响，可将其分为活性夹杂物和惰性夹杂物，两者对AF形核的影响如表2所示［3］。直径 0.5～0.8 μm、体积分数 36%、表面富TiO薄层且成圆球形的夹杂物一定可促进AF形核。

图6 AF、奥氏体和夹杂物三者之间晶体学取向关系Fig.6 Orientation relationships among AF，austenite and inclusion

表2 夹杂物的化学组成对AF形核的影响Table 2 Influence of chemical composition of inclusions on AF nucleation in weld metals

4 热输入对AF形核的影响

焊接参数如HI、工件形状、气体流量等的不同可引起焊缝金属微观组织和韧性的变化，其中HI是主要影响因素。文献［27］通过HI=1.0－2.75 kJ/mm对高强度钢12Ni3CrMoV气体保护焊丝焊缝金属强韧性的研究表明，随着HI增加，C，Mn，Ti等合金元素烧损增加，合金含量下降，淬硬性降低，焊缝金属的冷却时间延长，从而有利于强度较低、低温韧性较差的铁素体生成。焊缝金属组织由GB、小块状铁素体和AF向粗大的块状铁素体及GB转变。且得出HI与－50℃冲击功间拟合式(1)，其中R为拟合相关系数(R2=0.487 5)。

然而 Song S P［28］在研究了 HI=1.507 ～ 2.987 kJ/mm对E71T-8J自保护FCAW焊缝金属的影响时，结果却表明:随着HI增大，夹杂物的数量、形态、粒径、分布等均无明显变化，合金元素的烧损轻微，主要是焊缝金属的显微组织发生了粗化，其中PF含量增加，AF和粒状贝氏体(GB)含量减少，熔敷金属低温韧性降低，－40℃冲击吸收功由起初的153 J降低到31 J，也得出HI与－40℃冲击功间拟合式(2)，其中R2=0.930 89。Bajic N［29］研究了HI在0.75 kJ/mm和2.1 kJ/mm两种焊接条件下，X60管线钢SAW焊缝金属微观组织的变化，也得出较低HI对AF形成有利，AF含量可达72%。

AKV－40℃=69.67+110.12HI-40.39HI2(2)

文献［30］研究了HI在2.0～3.8 kJ/mm对 X80管线钢SAW焊缝组织和性能的影响，结果表明:焊缝金属微观组织由PF、AF和B构成，随着HI增大，焊缝金属中柱状晶宽度增大，AF板条粗化，低温冲击韧性先升后降趋势，其中HI=3.1 kJ/mm时，AF相互交织，呈高角度和高位错组合分布，低温冲击韧性最好。

Bang K S［31］研究了随着 HI在 1.4 ～4.5 kJ/mm 间的增加，分别增大焊接电流(I)、焊接速度(V)及电压(U)对E81T1-Ni1型金属芯焊丝焊缝金属微观组织的影响见图7，可以看出，分别随着I，U，V增大，AF所占面积减少;冲击韧性主要与焊缝金属中的粗晶区的长度有关，而与AF的比例、细晶区长度无关;随着HI的增大，粗晶区长度增大，冲击韧性降低。Lee J S［32］研究了HI=1.8 kJ/mm条件下，U，V，I对FCAW焊缝金属微观组织和冲击韧性的影响，随着V降低，焊缝晶粒尺寸增大;焊缝金属的冷却速率随U，I增大而降低;在同等热输入条件下，合金元素没有明显变化，焊缝金属的冷却速率更多地由U和I决定，V影响很小，较低的U，V，I将具有较高的冷却速率可使焊缝金属组织细化，AF的体积分数增加，从而相应的冲击韧性得以提高。

图7 HI对焊缝金属中微观组织的影响Fig.7 Effect of HI on microstructures in weld metals

综上可知，焊缝金属的冷却速率主要由U和I决定，V影响很小;较低HI时合金元素烧损较少，焊缝组织细化，对AF形成有利。

5 结语

(1)C含量控制在0.05%～0.10%之间且碳当量小于0.39，合理控制 Mn，Ni，Ti，B之间的相互比例，并保持B/N在0.6～0.8之间，Al/O在0.43～0.73之间，降低N，S，P含量，将对AF形核有利。

(2)夹杂物核心主要由MnS和其它非晶相组成;尺寸为0.5～0.8 μm，体积分数36%，表面富10～20 nm TiO薄层且呈球形的夹杂物，一定可促进AF形核。

(3)冷却速率主要由U和I决定，V影响较小;较低HI时合金元素烧损较少，冷却速率较快，焊缝组织细化，对AF形核有利。

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Research Progress on AF in Weld Metal for HSLA Steel

LI Zhuoxin1，ZHANG Tianli1，Kim H J2
(1.The College of Materials Science and Engineering，Beijing University of Technology，Beijing 100124，China)(2.Advanced Joining Research Team，Korea Institute of Industrial Technology，Cheonan-si 330－825，Korea)

This paper reviews the newest worldwide research progress on acicular ferrite(AF)in weld metal for high strength low alloy(HSLA)steel.More AF can be mainly obtained by the effective control of three aspects:① when C content is between 0.05 and 0.10%with a carbon equivalent of less than 0.39，the ratios between Mn，Ni，Ti，and B can be reasonably controlled，and the ratio of B/N is between 0.6 and 0.8，Al/O is between 0.43 and 0.73，while N，S，P contents are reduced;② when the size of inclusion is in the range of 0.5～0.8 μm with 10～20 nm TiO in the inclusion surface and with its shape being globular，then more third and fourth types of inclusions can be obtained;③ When heat input becomes lower，the burning loss of alloy elements becomes less，while the cooling rate becomes higher，and the welding microstructure gets finer.

HSLA;AF;alloying elements;inclusions;HI

栗卓新

TG425

A

1674－3962(2011)01－050－06

2011－09－09

粟卓新，男，1963年生，博士生导师，教授

张天理，男，1985年生，硕士