1 试验1.1 焊丝制造采用药芯焊丝试制生产线制造焊丝。焊丝直径为 Φ 2. 0 mm,其制造工艺流程如下:钢带输送→丙酮清洗→烘干→经轧辊将钢带轧制成 U 形槽→添加药芯粉→轧辊将 U 形槽闭合成管状→多级拉拔→成品焊丝等工序。试制焊丝所用钢带规格为 0. 6 mm ×12 mm,其化学成分如表 1 所示。表 1 钢带的化学成分%w(C) w(Mn) w(Si) w(S) w(P)0. 035 0. 220 0. 020 0. 003 0. 010焊丝直径为 Φ 2. 0 mm,药芯填充率为(22. 5 ±0. 3)%。为保证焊丝的表面质量,轧制前要求钢带无明显划伤,无锈迹,无严重折弯、扭曲。粉芯原材料为BaF 2 、Fe 2 O 3 、Al-Mg、CeO 2 、LiF、Li 2 CO 3 和 SiO 2 等。 第 2 期 朱珍彪,等:管线钢用自保护药芯焊丝低温冲击韧性1.2 焊接设备及试验方法焊接设备采用 Lincoln DC-400 型焊接电源,匹配 LN-23P 型送丝机,焊接工艺参数如表 2 所示。-30 ℃低温冲击韧性试验在 ZBC2302-B 型冲击试验机上进行,Charpy-V 冲击试样按 GB/T 2650—2008 要求进行取样。采用 Leica DMI5000M 型金相显微镜和 Quanta 650 FEG 型扫描电子显微镜等设备对冲击断口及夹杂物微观形貌进行观察分析。Quanta 650 FEG 型扫描电子显微镜加速电压为 25 kV。表 2 焊接工艺参数焊接电流/A 电弧电压/V层间温度/℃送丝速度/(cm·s-1 )焊接极性 干伸长度/mm200 ~250 19 ~22 100 ~180 3. 5 直流正接 13 ~182 试验结果与分析2.1 试验结果本试验选用两种不同药芯组分的焊丝(1#和 2#)为研究对象,分析了焊缝中不同残余 Al 质量分数对焊丝熔敷金属低温冲击韧性的影响。1#和 2#两种焊丝熔敷金属的化学成分及力学性能见表 3 和表4。从表 3 可以看出:1#焊丝熔敷金属的残余 Al 质量分数为 0. 650%,2#焊丝熔敷金属的残余 Al 质量分数为 1.120%,两者均属于高残余 Al 合金化体系。Al 作为铁素体形成元素,能缩小奥氏体区,扩大铁素体区。在高温下,残余 Al 质量分数较高时,在晶界形成的先共析铁素体较粗大,而针状铁索体与较细小的粒状贝氏体这两种组织的比例较少,组织会显得粗大,对低温冲击韧性不利。从表 4 可以看出:1#焊丝熔敷金属的低温冲击韧性为150 J,是2#焊丝熔敷金属低温冲击韧性的两倍以上,1#焊丝熔敷金属的力学性能优于2#焊丝熔敷金属。表 3 熔敷金属的化学成分%焊丝编号 w(C) w(Si) w(Mn) w(P) w(S) w(Al) w(Ni) w(Ce) w(Zr)1# 0.066 0.228 1.280 0. 011 0. 006 0. 650 2. 080 0. 005 6 0. 0332# 0.070 0.215 1.300 0. 011 0. 006 1. 120 2. 120 0. 005 1 0. 034表 4 熔敷金属的力学性能焊丝编号 抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa 延伸率/% -30 ℃低温冲击韧性/J1# 627 530 27 1502# 570 480 23 702.2 残余 Al 质量分数对熔敷金属低温冲击韧性的影响图 1 熔敷金属残余 Al 质量分数与低温冲击韧性和抗拉强度的关系Al 元素在自保护药芯焊丝中起造渣保护和脱氧固氮等作用,但是残留 Al 对熔敷金属的低温冲击韧性有不利的影响。熔敷金属残余 Al 质量分数与低温冲击韧性和抗拉强度的关系如图 1 所示。由图 1 可以看出:低温冲击韧性随熔敷金属中残余 Al 质量分数的增加而降低,而熔敷金属的抗拉强度随残余 Al质量分数的增加而升高。主要原因为:铝镁合金在熔炼过程中形成夹杂物而残留在熔敷金属中,夹杂物质量分数较多,且尺寸较大,对位错运动的阻力较大 [5] ,固溶强化作用增大,故熔敷金属的强度增大。但是Al 2 O 3 、AlN 等夹杂物为脆性夹杂物,与塑性好的基体金属差别较大,导致在界面上产生应力集中,从而促使裂纹的产生,导致低温冲击韧性降低 [6] 。2.3 残余 Al 质量分数对熔敷金属显微组织的影响图 2 为 1#和 2#焊丝熔敷金属心部组织的金相显微形貌。由图 2a 可以看出:1#焊丝熔敷金属显微组织主要由细小的粒状贝氏体和针状铁素体构成,分布比较均匀,组织细小。由图 2b 可以看出:2#焊丝熔敷金属显微组织主要由粒状贝氏体、少量上贝氏体和少量块状铁素体组成,呈杆状和条状,平行排列,· 7 · 聚集现象明显。总体来讲,残余 Al 质量分数较低的 1#焊丝熔敷金属显微组织较 2#焊丝熔敷金属更细小,存在少量针状铁素体;而残余 Al 质量分数较高的 2#焊丝熔敷金属显微组织粗大,存在块状铁素体。同时,粒状贝氏体中岛状组织的形态不一,在 1#焊丝熔敷金属中呈细颗粒分布,焊缝中这种细小的粒状贝氏体组织使焊接接头具有良好的强度和韧度。而 2#焊丝熔敷金属粒状贝氏体中的岛状组织呈短杆状,为不连续的长条状,在基体中趋于平行分布,其质量分数有所增加,且发生明显粗化,组织均匀性差,在外力作用下对基体的割裂阻碍作用比较明显,故低温冲击韧性低。改善粒状贝氏体形状和分布,增加针状铁素体数量是提高焊接接头综合性能的有效途径 [7] 。图 2 焊丝熔敷金属心部组织的金相显微形貌2.4 残余 Al 质量分数对熔敷金属冲击断口形貌的影响通过扫描电子显微镜对焊丝熔敷金属冲击断口形貌进行了观察分析,如图 3 所示。图 3a 是 1#焊丝熔敷金属断裂时纤维区产生的撕裂韧窝,属于韧性断裂,撕裂韧窝有一定的方向性,呈抛物线形状,各韧窝大小适中,分布比较均匀。图 3b 是 1#焊丝熔敷金属断裂时形成的准解理区,准解理平面不明显,低温冲击韧性较好。图 3c 是 2#焊丝熔敷金属断裂时纤维区产生的撕裂韧窝,呈等轴状韧窝形貌,韧窝方向性不明显。图3d 是2#焊丝熔敷金属断裂时形成的准解理区,准解理面平坦,准解理台阶少,反映了试样在受到冲击载荷时,没有来得及发生明显的撕裂就断开了,所以2#焊丝熔敷金属低温冲击韧性较差。图 3 焊丝熔敷金属冲击断口形貌· 8 · 河 南 科 技 大 学 学 报 (自 然 科 学 版 ) 2017 年 第 2 期 朱珍彪,等:管线钢用自保护药芯焊丝低温冲击韧性2.5 夹杂物对熔敷金属力学性能的影响图 4 为熔敷金属夹杂物形貌图和能谱。用自制的自保护药芯焊丝进行焊接,采用扫描电子显微镜及其自带的能谱仪对焊缝中心熔敷金属的夹杂物进行扫描,发现脆性夹杂物为 AlN 和 A1 2 O 3 ,分别如图4b 和图 4d 所示。从图 4a 和图 4c 可以看出:熔敷金属中 AlN 夹杂物尺寸在 2 μm 左右,为具有棱角的多边形结构,形状不规则,而 A1 2 O 3 夹杂物尺寸在 1 μm 左右,为圆球形状。由于夹杂物与熔敷金属之间变形能力差异较大,在交界处易产生应力集中,并导致微裂纹产生。尤其是具有棱角结构的 AlN 夹杂物,容易在棱角处产生应力集中,易导致裂纹产生,降低熔敷金属低温冲击韧性。(a) AlN 夹杂物形貌(b) AlN 夹杂物能谱(c) Al 2 O 3 夹杂物形貌 (d) Al 2 O 3 夹杂物能谱图 4 熔敷金属夹杂物形貌图和能谱文献[8 -9]研究表明:夹杂物尺寸越大,割裂作用越显著,在基体中产生应力集中越严重。首先,在较大的夹杂物以及熔敷金属集体交界处产生微裂纹,微裂纹沿夹杂物边界发展。当残余 Al 质量分数较低时,则 Al 更容易与 O 结合,生成圆形的 Al 2 O 3 夹杂物。圆形的 Al 2 O 3 夹杂物较细小,对基体的割裂作用较小,从而使得微观组织细化,改善焊丝熔敷金属的低温冲击韧性和力学性能。而多边形的 AlN夹杂物尺寸较大,容易在周边产生应力集中,导致焊丝熔敷金属的力学性能下降。2.6 微量合金化元素的控制高残余铝合金系焊丝熔敷金属的低温冲击韧性与夹杂物特征参数关系较大,尺寸为 0. 4 ~1. 0 μm的夹杂物对低温冲击韧性有利,为获得良好的低温冲击韧性,合理控制以下几种微量合金化元素的质量分数是非常必要的。稀土 Ce 改善熔敷金属低温冲击韧性的途径 [10] 主要有:形成新的强化相,强化基体;降低有害杂质O、N、H、S 等,净化晶界;细化晶粒。药芯组分中的稀土氧化物 CeO 2 经冶金反应,能够向焊缝中过渡微量的稀土 Ce,改善焊缝的低温冲击韧性。· 9 · Zr 元素作为强氮化物形成元素,在熔池中与残余 N 结合形成稳定的 ZrN,作为 Al 的辅助固氮元素。同时,Zr 元素能够形成强碳化物,与碳元素结合形成高熔点质点 ZrC,阻碍奥氏体晶粒长大,细化晶粒,低温冲击韧性得到改善。但 Zr 元素过多时,严重影响焊接工艺性,尤其是脱渣性。为了进一步考察高铝渣系中不同 N 和 O 质量分数对焊丝熔敷金属低温冲击韧性的影响,设计了1 号 ~8 号焊丝配方,其 -30 ℃低温冲击韧性见表 5。从表 5 可以看出:w(N)>0. 030 0% 时,焊丝熔敷金属的低温冲击韧性较差;当 w(N)≤0. 030 0%时,可获得良好的低温冲击韧性。O 质量分数的范围要合理,O 质量分数过低或过高均得不到良好的低温冲击韧性。通过控制铝镁合金、氧化物以及碳酸盐等化合物在药芯组分中的范围,可实现 O 的质量分数为 0. 002 0% ~0. 010 0%,在此范围内,焊丝熔敷金属的 -30 ℃低温冲击韧性较为理想。