影响自保护药芯焊丝焊缝韧性及离散性的因素

张学杰 郭 纯 姚润钢

(中国船舶重工集团公司,河南 洛阳 471023)



影响自保护药芯焊丝焊缝韧性及离散性的因素

张学杰 郭 纯 姚润钢

(中国船舶重工集团公司,河南 洛阳 471023)

介绍了自保护药芯焊丝焊缝金属的韧化机理，分析了合金元素、夹杂物及稀土元素对焊缝韧性的影响，总结得出焊缝组织中粗大的马氏体与奥氏体组元(M-A组元)是造成韧性离散的主要原因。通过选择合适成分的焊丝，并配合恰当的热输入，可以减少并细化组织中的M-A组元，使韧性稳定。

自保护药芯焊丝 韧性 离散性 影响因素

0 序 言

自保护药芯焊丝是20世纪50年代发展起来的一种焊接材料。它通过在药芯组分中添加造气、造渣、脱氧及脱氮等物质，实现对焊缝金属的三重保护，以获得力学性能较好的焊缝组织[1]。与气保焊相比，自保护药芯焊丝电弧焊不需要任何保护气体，就能在8 m/s的风速下施焊，尤其适合在保护气瓶不易送达的地方施焊。而且自保护药芯焊丝可采用大电流进行全位置焊接，熔敷效率高，抗锈能力强。基于以上优点，自保护药芯焊丝已成功应用于高层建筑，输油管道，海洋平台，船舶制造等领域[2-3]。近年来，自保护药芯焊丝在管道工程建设中的应用越来越多，已成功应用到包括X80,X90在内的高钢级管线钢中。但是，在焊接高级管线钢时，自保护药芯焊丝也存在一些问题，主要表现为焊缝金属冲击韧性较为离散,有的位置冲击吸收能量很低，低于验收指标，这给油气管道的运行带来安全隐患。因此，许多研究者对自保护药芯焊丝焊缝金属的韧化机理及影响韧性的因素进行了大量的研究，希望能尽早解决这一难题。

1 自保护药芯焊丝焊缝金属韧化机理

通常来说，自保护药芯焊丝焊缝金属的组织为粒状贝氏体和少量的块状铁素体。粒状贝氏体是由铁素体基体及分布在其上的M-A组元(马氏体与奥氏体的机械混合物)构成。有研究表明，焊缝金属获得良好冲击韧性的理想组织为含量大于65%的针状铁素体(AF)，同时希望减少先共析铁素体和M-A岛的析出。

这是因为针状铁素体具有大角度晶界，平均尺寸为0.1～0.3 μm，板条内的位错密度平均高达1×108～1×1010条/厘米2，微裂纹解理跨越针状铁素体晶界需消耗较高的能量[4]。因此含有大量针状铁素体的焊缝金属具有较高的低温冲击韧性。目前为止，关于针状铁素体的形核机理主要有以下三种观点：①Mills等人[5]认为非金属夹杂物与针状铁素体的晶格结构相似，晶格错配度小，使界面能降低，成为铁素体形核的中心;②Ricks等人[6]认为非金属夹杂物有高能惰性表面，降低了形核的能垒，促进了AF的形核与长大;③Court等人[7]认为非金属夹杂物的线膨胀系数比母相小，使非金属夹杂物周围存在一个高的应变场，促使AF的形核。

后两种形核机制被认为是可行的，关键在于选择有利于韧性的渣系，调整药芯配方的组成，以获得细小均匀的粒状贝氏体组织，从而提高韧性[8]。

2 影响韧性的主要因素

2.1 主要合金元素的影响

2.1.1 Al元素的影响

Al作为一种强脱氧剂、脱氮剂，是自保护药芯焊丝中常用的合金元素。它能够和氧氮反应生成稳定的氧化物和氮化物。随着熔敷金属中Al含量的增加，熔敷金属的韧性显著降低，变化趋势如图1所示[9]。当Al含量小于0.8%时，冲击韧性较好，而当Al含量高于0.8%时，冲击韧性急剧下降。喻萍等人[10]通过研究发现，随着焊缝中铝含量的增多，焊缝中的夹杂物先是Al2O3和AlN的混合物，当铝含量较高时，以AlN夹杂为主。随着铝含量的增加，N,O含量降低。当Al含量大于1%时，熔敷金属中N含量下降较多，这是因为生成了较多的AlN夹杂物。而AlN夹杂物是脆性相，不利于针状铁素体的形成，而且会割裂基体引起微裂纹[11]。另外，铝是铁素体形成元素，大量的铝会封闭奥氏体区，使得在较高的温度下就会析出先共析铁素体，导致晶粒粗大。而当裂纹在粗大的先共析铁素体处扩展时，受到的阻力小，表现为韧性差[12]。

图1 熔敷金属中铝对冲击韧性的影响

2.1.2 Ti和Zr元素的影响

Ti在高温下能和O,N发生反应，生成TiO2和TiN,起到一定的脱氧脱氮作用。微量的钛元素能够抑制奥氏体晶粒的长大，形成弥散分布的合金碳化物，提高焊缝金属的低温韧性[13]。随着Ti含量的增多，熔敷金属中针状铁素体组织逐渐增多。当Ti的加入量为0.09%时，其对针状铁素体的促进作用最强。而当Ti进一步增多时，会固溶于基体中，使冲击韧性严重恶化。

裘荣鹏[14]在钛的基础上又加入少量的Zr，发现韧化效果进一步增强。这是因为Zr作为一种强脱氧剂，能有效去除焊缝金属中的氧，而且Zr具有细化组织的作用。李坤等人[9]研究了主渣系为BaF2-Li2CO3-Fe2O3的自保护药芯焊丝中Zr对韧性的影响。发现随着药芯中Zr含量的增加，熔敷金属的低温冲击吸收能量先增大后减小。当药芯中Zr含量为0.75%～1%时，熔敷金属的低温韧性最好。而当Zr含量增加到1.5%时，熔敷金属的低温韧性略有下降。通过扫描电镜发现，随着Zr含量的不断增加，针状铁素体的数量呈先增多后减少的趋势。这与低温韧性的变化趋势一致，说明针状铁素体越多，韧性越好。分析认为，Zr与氧氮发生了反应，生成高熔点的ZrO2和ZrN，它们与MgO,Al2O3组成复杂的氧化物、氮化物夹杂。这些复合夹杂物的尺寸较小，可以作为针状铁素体形核的核心，促进了针状铁素体的形成。

2.1.3 Ni对韧性的影响

Ni是一种奥氏体形成元素，能扩大奥氏体相区，增加奥氏体的稳定性，使得奥氏体向铁素体转变温度降低，有利于生成细小的针状铁素体组织[15]。另外，Ni元素能够无限固溶于γ-Fe，产生固溶强化，从而提高焊缝金属的低温冲击韧性，但加入过多会使韧性降低[16]。

黄春明等人研究了自保护药芯焊丝中Ni含量对韧性的影响。结果如图2所示。由图可以看出，Mn含量不同时，Ni对韧性的影响规律不同。当焊缝金属中Mn含量为0.5%时，冲击韧性较高，且随着Ni含量的增加，冲击韧性有少量的升高。但当焊缝金属中Mn含量为1.65%时，冲击韧性较低，且随着Ni的不断增多，韧性严重恶化。这说明Mn会对Ni的作用产生较大影响。因此，当过渡到焊缝金属中的Mn较多时，Ni的加入量应相应减少，否则不但不会改善韧性，反而会使韧性恶化。

图2 药芯中镍含量对冲击吸收能量的影响

2.2 夹杂物对韧性的影响

在自保护药芯焊丝电弧焊中，焊缝金属中的夹杂物多为非金属夹杂，且一般是脆性夹杂物，如Al2O3,TiO,MgO·Al2O3,AlN以及含SiO2较高的硅酸盐等。这些夹杂物一般是多种元素的复合夹杂物，且化学成分不均匀。夹杂物对焊缝冲击韧性的影响主要取决于夹杂物的大小、种类、数量、形状及其分布[17]。一般是夹杂物越多，尺寸越大，应力集中就越严重，越容易产生微裂纹，导致焊缝金属的韧性越低。有研究认为夹杂物尺寸在0.4～1 μm时，可作为形核质点，促进针状铁素体的形成。而尺寸大于1 μm的夹杂物有可能作为裂纹源，较大的夹杂物降低了裂纹扩展所消耗的能量，对韧性是不利的[18]。J.E.Ramirez[19]研究了焊缝金属中球形、面形和块状等不同形状的夹杂物对韧性的影响。研究发现夹杂物主要由不同比例的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，比有棱角的

夹杂物对AF形核有利，有利于提高韧性。有研究发现MnS等硫化物夹杂对韧性的危害程度比氮化物夹杂大[20]。隋少华等人在研究不同类型的夹杂物对韧性的影响时也发现MnO·SiO2夹杂和MnS夹杂对针状铁素体形核不利，会降低韧性。这是因为MnO·SiO2和MnS的热膨胀系数与奥氏体的热膨胀系数非常接近，在两者的界面处不能形成较高的应变能，致使针状铁素体形核功较高，导致针状铁素体减少。而且脆性大、熔点低的硫化物易产生热裂纹，导致韧性变差[21-22]。

2.3 稀土元素对韧性的影响

在焊接材料中，稀土元素越来越受到人们的重视。因为少量的稀土元素就能改善焊缝组织和性能[23]。稀土元素的化学性质非常活泼，能在200 ℃左右的空气中被氧化成RE2O3型稀土氧化物，在750 ℃与氮气反应生成稀土氮化物REN，具有脱氧、固氮的作用，而且能够细化焊缝组织，改善焊缝夹杂物的数量、大小、形状和分布，因此能够提高焊缝金属的韧性。

胡强等人[24]在试验中发现稀土元素能改变焊缝的组织形态。当加入适量的稀土元素或稀土化合物时，焊缝金属中粗大的柱状晶减少，柱状晶变窄，针状铁素体增多，冲击韧性提高。这是因为稀土元素能提供更多的形核质点，使形核位置增多，晶粒细化。张占伟[25]在研究稀土化合物CeO2对自保护焊丝性能的影响时发现，当药芯中加入7%的CeO2时，焊缝金属中只有少量的尺寸细小的夹杂物。而且-20 ℃冲击吸收能量明显高于不加CeO2的试样。通过扫描电镜分析发现，加入CeO2后，冲击断口上的韧窝尺寸较小且分布均匀，是典型的高韧性断裂。而在没有加CeO2的冲击试样断口中，有些韧窝连成一块，加速了裂纹的扩展。喻萍等人[26]的研究表明，稀土化合物在熔池中的溶解度很小，很容易从液相中浮出，减少了氧化物夹杂对韧性的有害作用。另外，CeF3等稀土化合物是一种表面活性物质，能增加钢液的流动性，降低夹杂物转移时吉布斯自由能的变化，从而使夹杂物更容易从液态金属进入熔渣，这些都有利于韧性的提高。

3 韧性离散性分析

3.1 韧性离散的最新研究进展

有许多研究人员和学者对自保护药芯焊丝焊缝金属离散性做了大量的研究。汪凤等人[27]在研究自保护药芯焊丝焊缝金属冲击韧性时，通过对冲击断口进行扫描电镜观察，发现冲击吸收能量较低的断口中存在大量的M-A组织，而冲击吸收能量较高的试样中M-A组织较少，甚至没有长条状的M-A存在。这说明冲击韧性对M-A组元较为敏感。因此，在加工冲击试样时，如果所开的V形冲击缺口处有较多的M-A组元，那么在外载荷的作用下将会快速起裂，致使韧性很低。如果V形冲击缺口处M-A组织很少或呈弥散分布，那么将会有较高的冲击吸收能量。范玉然等人[28]采用彩色金相和热处理的方法研究了夹杂物和组织对自保护药芯焊丝韧性的影响。经SEM分析发现，解理面的起裂位置处并没有夹杂物，说明夹杂物不是起裂源。在不影响夹杂物形态和分布的情况下，对熔敷金属进行回火处理(保温温度650 ℃，保温时间0.5 h)。回火后M-A数量减少，冲击吸收能量提高，且离散性减小。这说明造成韧性离散的主要原因是组织中的M-A，而不是夹杂物。但有学者认为组织中含有一定量的M-A岛对韧性有利，低塑性的M-A岛周围存在高能应变区，能降低形核功，促进针状铁素体的形核，使韧性升高。

徐昌学等人[29]研究了多层多道焊组织变化规律及其对韧性的影响。在多道次焊接中，受焊接热循环的影响，组织中会出现类似于热影响区的粗晶区。随着焊接层数的增加，同一层焊缝金属中M-A组元逐渐减少。而焊缝粗晶区M-A组元较多，其中有部分M-A组元是在二次热循环中逆转变而成，大多在晶内或晶间呈块状分布。M-A组元与基体界面的交界处会导致位错塞积及应力集中，容易产生微裂纹。而连续分布的M-A会使其周围的应力场产生叠加效应，应力集中更加严重，更容易达到Griffith临界裂纹尺寸，从而使裂纹失稳扩展，韧性更低，离散性更大[30]。尹长华等人[31]分析了焊缝中扩散氢含量、夹杂物、微观组织对韧性离散性的影响。分析认为，同种焊材不同母材的焊缝冲击吸收能量离散性有差异。通过对焊缝金属进行电化学充氢试验和氢时效试验，发现当氢含量小于2 ml/100 g(与实际焊缝中的氢含量相近)时，韧性不稳定，离散性较大。通过扫描电镜，能谱分析等手段分析夹杂物对韧性的影响，结果发现夹杂物的类型、分布和尺寸与离散性的关系不明显。而当焊缝中有较多的链状M-A组织时，韧性离散性很大。而且盖面处的链状M-A主要分布于距盖面层6.5～8.5 mm的范围内。孟凡刚[32]研究发现，X70管线钢焊接局部脆化区的M-A组织为三角形或不规则形状，主要分布于晶界，平均弦长为4.0 μm，大于Griffith临界裂纹尺寸。通过扫描电镜观察到M-A组织中的马氏体为孪晶马氏体，这种高碳马氏体导致了局部脆化的产生。

为了研究焊缝金属中不同部位对韧性离散性的影响，薛屺等人[33]通过对焊缝金属的根焊面、填充层和盖面处分别做冲击试验，用标准差来表征离散度的大小，分析各部位的冲击离散性，结果见表1。由表1可以看出，根焊处和盖面处的冲击吸收能量较为稳定，而填充层的冲击吸收能量离散性较大。这说明焊缝金属的离散性主要来自于填充层。金相分析发现，填充层中有大量的M-A岛，分布不均匀，特别是层间热影响区有较多的长条状M-A组织，带有尖棱角，分布于晶界或晶内处。这种长条状M-A对裂纹很敏感，当M-A组元的平均弦长大于2 μm时，即可构成Griffith裂纹的临界尺寸，在外载荷的作用下很容易诱发裂纹扩展，导致韧性降低。

表1 焊缝不同位置的冲击吸收能量

仝珂等人[34]研究了M-A岛的数量和尺寸对冲击韧性的影响。研究结果表明，随着组织中M-A岛数量的增加，冲击吸收能量呈现出先降低后升高的趋势。特别是当M-A岛的体积分数大于15%时，韧性逐渐升高。当M-A岛的尺寸小于1.33 μm时，冲击韧性会有大幅度的提升。这是因为较小的粒子不足以构成Griffith裂纹临界尺寸，而且小尺寸的粒子在变形时能分担更多的能量。

3.2 可能的改进措施

总的来说，大多数研究者认为焊缝金属冲击吸收能量离散的主要原因是组织中存在长条状或链状的M-A组元(马氏体与奥氏体的混合组织，又称M-A岛)。其实M-A组织是在过冷奥氏体连续冷却的过程中形成的。当奥氏体向铁素体转变时，由于碳在铁素体中的固溶度很低，超过固溶度的碳被排除到尚未转变的奥氏体中，形成富碳奥氏体。在随后的冷却过程中，大部分富碳的过冷奥氏体将转变为马氏体，少量残余奥氏体因转变不完全而在室温下被保留下来，与生成的马氏体混在一起组成M-A。当M-A组元含量越高，分布越密集、越粗大，焊缝金属冲击吸收能量离散性就越大。这是因为M-A组织的含C量大于1%，其中的马氏体大多为孪晶马氏体，而且残余奥氏体的力学稳定性较差，这使得焊缝中的M-A组元又硬又脆(硬度是铁

素体基体的2～3倍)。在外力的作用下，M-A组织的变形程度与基体差别较大，导致在两者的界面处产生位错塞积和应力集中，进而引发微裂纹的产生，尤其是条状或链状M-A组元更容易诱发裂纹的形成，导致局部脆化，韧性离散。因此，要改善焊缝金属的韧性及离散性，就必然要减少焊缝中的M-A组织。

基于M-A组织的形成机理，可以控制焊缝金属的化学成分或者焊接热输入，以改变奥氏体的转变过程，减少马氏体的生成，进而控制组织中M-A组元的含量，使韧性趋于稳定。可能的改进措施有以下几个方面。

3.2.1 适当的焊接热输入

焊接热输入直接影响焊后的冷却速度,进而影响马氏体的形成。曾明等人[35]利用SEM和Image-plus图像分析软件研究了冷却速度对M-A岛尺寸和数量的影响。结果发现，随着冷却速度的增加，M-A岛数量和尺寸都增多。这是因为较大的冷却速度使相变驱动力增大，使富碳奥氏体更易向马氏体转变。而且生成的马氏体能增加未转变奥氏体的稳定性，抑制了残余奥氏体的转变。因此，马氏体越多，残余奥氏体越多，即M-A岛随冷却速度的增加而逐渐增多。蔡建伟等人[36]却得出了相反的结论。他们在试验中发现，当冷却速度从5 ℃/s变化到15 ℃/s时，试样组织中M-A岛的体积分数有降低的趋势，而且M-A岛的尺寸逐渐减小，且越来越接近球形，对基体的割裂作用减小[37]。这可能是因为高的冷却速度使碳扩散的时间和距离变短，导致M-A岛总量的减少。

尹长华等人在研究中也发现了类似的规律。通过利用Gleeble热模拟试验机对81Ni-1等3种焊缝试样进行热循环模拟，并对不同焊缝中的M-A组织进行定量分析，得到的结果见表2(表中仅引用了两种试样的数据)。由表2可知，随着t8/5的增加，即冷却速度降低，焊缝中的链状M-A组织增多，韧性下降。为了减少焊缝中的M-A数量，可以降低t8/5。根据工程实际情况，t8/5应控制在10 s以内。由理论公式可以计算得出，当t8/5= 10 s时，焊接热输入为15 kJ/cm。陈延清等人[38]研究了焊接工艺对X80管道环焊缝冲击性能的影响。结果表明，当焊接热输入在12.59～15.94 kJ/cm时，焊接接头的冲击吸收能量较高且稳定。热输入过大或过小时，韧性较差。在较小的热输入条件下，焊缝中板条贝氏体能转化为粒状贝氏体，而且链状M-A岛减少。另由前述可知，受最后一道热影响而产生的M-A主要集中在距盖面层 7 mm左右的填充层内。因此，

在焊接时可采用多道、小热输入的方式进行盖面，从而降低t8/5，减少M-A含量，进而改善焊缝的韧性。

表2 t8/5对M-A含量和韧性的影响

3.2.2 恰当的焊接材料

选用恰当的焊接材料，以优化焊缝金属的化学成分，进而可以影响组织中M-A岛的生成。

郭纯等人[39]认为药芯中铁素体形成元素的增多将会提高金属的淬透性，导致生成较多的马氏体，从而使组织中的M-A增多，韧性降低。因此，可以适量增加奥氏体形成元素(比如Ni和Mn)的含量，降低铁素体形成元素的含量(如Cr)，以减少M-A组元的数量，提高韧性[40]。徐向星等人[41]在研究中发现，随着焊缝中Ni和Mo的增多，组织中的M-A细化，焊缝的解理断裂应力增大。原因是Ni和Mo可以增加过冷奥氏体的稳定性，促使焊缝粒状贝氏体组织的转变温度下降，从而细化其中的M-A组元，使韧性提高。

有学者利用线性回归和相关性的方法，研究了M-A组织中马氏体、奥氏体及M-A岛的体积分数与冲击韧性的相关性[42]。结果表明，冲击韧性和M-A中马氏体体积分数的线性相关程度最高。冲击韧性随马氏体体积分数的增加而线性下降。因此，可以降低马氏体的体积分数以提高韧性。从过冷奥氏体连续冷却转变曲线(CCT曲线)中可以推断出，降低MS点可使马氏体的含量减少。因此，在研制焊丝时，可以增加Mn,Ni等降低MS点元素的含量。另外，降低碳含量或者增加钴的含量，使CCT曲线左移，以降低淬透性，也能够减少马氏体的形成，降低离散性。

由以上讨论可知，影响焊缝韧性及离散性的因素很多，有些因素之间会相互作用，使问题复杂化。对于韧性离散这一问题，研究者们还没有形成统一的观点，解决措施也不尽如人意，仍有待更深入地研究。

4 结束语

近年来，国内管道用钢朝着高压力，大口径，宽壁厚的方向发展，对管道的低温韧性要求越来越高。在长输管道的建设中，焊缝是管道上的薄弱环节，尤其受到人们的重视。而焊缝的性能是由其成分、组织等因素决定的。因此，选择恰当成分的自保护焊丝，在焊接时控制好热输入以及道间温度，才能使冲击韧性趋于稳定。

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2016-12-21

TG401

张学杰，1991年出生，硕士研究生。主要从事焊接材料的研究。