牟淑坤，栗卓新，張飛虎，陳延清，章 軍，劉 宏

（1.首鋼技術(shù)研究院，北京100043；2.北京工業(yè)大學(xué)，北京100124）

0 引 言

隨著現(xiàn)代焊接結(jié)構(gòu)日趨大型化和復(fù)雜化，對各種焊接條件下焊接接頭的性能特別是沖擊韌性提出了更為嚴格的要求。海工裝備、壓力容器、重型機械等行業(yè)中，很多情況下難以保證沖擊韌性的要求。為此，研究焊接條件，如熱輸入對藥芯焊絲熔敷金屬低溫沖擊韌性的影響十分必要。

E81T1-K2焊絲是一種CO2氣體保護全位置焊藥芯焊絲，主要應(yīng)用于焊接液化氣儲罐和海洋平臺等低溫鋼結(jié)構(gòu)，各種位置焊接得到的熔敷金屬在低溫下均具有較高的沖擊韌性。但在現(xiàn)場施工過程中會不可避免地存在因熱輸入過大或過小而造成的焊絲熔敷金屬韌性偏低的現(xiàn)象，而且國內(nèi)外研究者尚未系統(tǒng)研究熱輸入對該類焊絲熔敷金屬性能的影響。實現(xiàn)焊接材料熔敷金屬的高韌性已成為國內(nèi)外焊接工作者追求的目標，為此，作者采用北京工業(yè)大學(xué)焊接實驗室自主開發(fā)的E81T1-K2藥芯焊絲，通過調(diào)整焊接工藝參數(shù)，系統(tǒng)研究了熱輸入對該藥芯焊絲熔敷金屬低溫沖擊韌性的影響。

1 試樣制備與試驗方法

焊接材料為E81T1-K2藥芯焊絲（φ1.2mm），熔敷金屬成分如表1所示。母材選用FH36船用鋼板（300mm×150mm×20mm），其化學(xué)成分如表2所示。

表1 熔敷金屬的化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)）Tab.1 Chemical composition of the deposited metal（mass） %

焊接時采用100%CO2氣體保護，焊接工藝參數(shù)見表3。焊接規(guī)范符合 ANSI/AWS A5.29-1998《弧焊用低合金藥芯焊絲》。

表2 母材的化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)）Tab.2 Chemical composition of the base metal（mass） %

焊接完成后，按 ANSI/AWS A5.29-1998《弧焊用低合金藥芯焊絲》截取沖擊試樣，如圖1所示，并參考GB/T 229-2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》進行低溫（-60℃）缺口沖擊試驗，沖擊吸收能量取5個試樣的平均值。

表3 焊接工藝參數(shù)Tab.3 Welding parameters

圖1 焊接坡口及沖擊試樣的取樣示意Fig.1 Schematic diagram of welding groove and impact specimen sampling

采用AMRAY-1000型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察熔敷金屬沖擊試樣的斷口形貌；選取焊縫金屬的最后一道熔敷金屬，經(jīng)水磨砂紙粗磨、細磨和拋光后用3.5%（體積分數(shù)）硝酸酒精溶液腐蝕，采用LEXT3100型激光共聚焦顯微鏡觀察顯微組織。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 對低溫沖擊韌性的影響

圖2 不同焊接熱輸入下熔敷金屬的-60℃沖擊吸收能量Fig.2 Impact absorbing energy of the deposited metal at different welding heat inputs（-60℃）

由圖2可見，不同熱輸入條件下熔敷金屬低溫沖擊吸收能量隨著熱輸入的增加先升后降，并在熱輸入為18.47kJ·cm-1時達到最高，為79J。在試驗熱輸入范圍內(nèi)，熔敷金屬低溫沖擊吸收能量的最低值為51J，遠高于 ANSI/AWS A5.29-1998《弧焊用低合金藥芯焊絲》中對該焊絲的設(shè)計要求（27J）。這說明E81T1-K2焊絲在試驗熱輸入范圍內(nèi)均具有較高的低溫沖擊韌性。

2.2 對沖擊斷口形貌的影響

由圖3可見，不同焊接熱輸入下熔敷金屬沖擊試樣斷口起裂區(qū)表面均呈韌窩狀，為塑性斷裂；在熱輸入為18.47kJ·cm-1時，沖擊試樣斷口上的韌窩數(shù)量最多、尺寸最小，另外該斷口中還含有一些尺寸較小的夾雜物；在熱輸入為12.98kJ·cm-1時，沖擊試樣斷口中韌窩的某些部位存在尺寸較大的夾雜物粒子。隨熱輸入的增加，沖擊斷口中的韌窩數(shù)量先增加后減少，韌窩尺寸先減小后增大，而夾雜物尺寸逐漸減小。分析認為，熱輸入增加后熔池高溫液體存在的時間延長了，這有利于氧化和脫氧反應(yīng)產(chǎn)物從熔池中逸出，從而減少了熔敷金屬中的大顆粒夾雜物。

在冷卻過程中，由于夾雜物的線膨脹系數(shù)比金屬的小得多，故其收縮變形小，會在夾雜物附近形成高應(yīng)變能場，促進針狀鐵素體的形核，進而生成大量針狀鐵素體［1］，有利于提高焊縫的低溫沖擊韌性；但只有直徑為0.4～2.0μm且尖銳度較小的非金屬夾雜物才能作為針狀鐵素體的形核質(zhì)點［2］，有利于針狀鐵素體形核。因此，在熱輸入為18.47kJ·cm-1時熔敷金屬中均勻分布的小尺寸夾雜物可以作為針狀鐵素體的形核質(zhì)點，形成更多的針狀鐵素體。

圖3 不同熱輸入下熔敷金屬沖擊試樣斷口的SEM形貌Fig.3 Fracture SEM morphology of the deposited metal impact sample at different welding heat inputs

2.3 對顯微組織的影響

由圖4和表4可見，隨著焊接熱輸入的增加，晶界鐵素體和側(cè)板條鐵素體的面積分數(shù)先減少后增加，針狀鐵素體的面積分數(shù)先增加后減小，并在焊接熱輸入為18.47kJ·cm-1時達到最大，為85.2%；隨著焊接熱輸入的增加，針狀鐵素體的尺寸有所增大，與文獻［3-4］結(jié)果一致。

分析認為，隨著焊接熱輸入的增加，熔敷金屬的冷卻速率減小，奧氏體化溫度升高，這有利于先共析鐵素體析出［5］。但隨著熱輸入的增加，原奧氏體晶粒也會長大，其晶界尺寸相對減小，因此晶界鐵素體的面積分數(shù)逐漸減小，而側(cè)板條鐵素體是在晶界鐵素體的基礎(chǔ)上向晶內(nèi)發(fā)展的，所以也隨著熱輸入的增加而減少。此外，隨著焊接熱輸入的進一步增加，焊縫金屬的冷卻速率繼續(xù)減小，所有的焊縫組織都會更加粗大，晶界鐵素體和側(cè)板條鐵素體也同樣長大，因此，晶界鐵素體和側(cè)板條鐵素體的面積分數(shù)在達到最小值后也有所增加。隨焊接熱輸入的增加，熔池中液態(tài)金屬在高溫停留時間延長，焊接材料中的有益合金元素向焊縫金屬的擴散量也增大，使夾雜物數(shù)量增多，原奧氏體晶粒也有所長大，奧氏體穩(wěn)定性有所增加，大的原奧氏體晶粒和晶內(nèi)較多且較大尺寸的夾雜物會促進晶內(nèi)針狀鐵素體的形核和長大。但熱輸入的進一步增加，高溫液態(tài)金屬存在的時間延長，也導(dǎo)致熔敷金屬中合金元素的燒損加劇，使夾雜物析出量減少，同時，焊縫金屬冷卻速率進一步減小，使得奧氏體分解反應(yīng)移向更高的溫度下進行，這些又不利于針狀鐵素體的析出［6］，故而針狀鐵素體的面積分數(shù)在達到最大值后開始下降。

在熔敷金屬連續(xù)冷卻過程中，較大的原奧氏體晶粒和晶內(nèi)數(shù)量較多、尺寸較小的夾雜物會促進晶內(nèi)針狀鐵素體的形核和長大［7］，進而提高熔敷金屬試樣的低溫沖擊韌性。因此，當焊熔敷金屬中針狀鐵素體面積分數(shù)達到最大85.2%（熱輸入為18.47kJ·cm-1）時，沖擊吸收能量最高為79J；當焊接熱輸入超過18.47kJ·cm-1時，針狀鐵素體含量減少以及熔敷金屬組織粗化等不利因素起主導(dǎo)作用，導(dǎo)致熔敷金屬沖擊試樣的低溫韌性減小。

圖4 不同熱輸入下熔敷金屬心部的顯微組織Fig.4 Microstructure of the central area of the deposited metal at different welding heat inputs

表4 不同熱輸入下熔敷金屬中不同鐵素體的面積分數(shù)及針狀鐵素體平均有效尺寸Tab.4 Microstructure of the deposited metal in different welding heat inputs and mean effective size of acicular ferrite

3 結(jié) 論

（1）在給定的焊接條件下，隨著熱輸入的增加，E81T1-K2藥芯焊絲熔敷金屬-60℃低溫沖擊吸收能量先升后降，并在熱輸入為18.47kJ·cm-1時達到最大，為79J。

（2）熱輸入為18.47kJ·cm-1時，沖擊試樣斷口上的韌窩數(shù)量最多、尺寸最細小，在該斷口上存在的一些尺寸較小且均勻分布的夾雜物。

（3）所有鐵素體組織的晶粒尺寸都隨著熱輸入的增加而增大，晶界鐵素體和側(cè)板條鐵素體的面積分數(shù)均先減小后增加，針狀鐵素體的面積分數(shù)先增加后減小，并在熱輸入為18.47kJ·cm-1時達到最大，為85.2%。

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