(1. 兰州理工大学,有色金属先进加工与再利用省部共建国家重点实验室,兰州 730050; 2. Hobart Brothers Company, An ITW Welding Company, Troy, OH 45373)
摘 要：以X70管线钢用药芯焊丝多道焊平焊接头为研究对象. 用光镜和扫描电镜观察焊接接头和冲击试样金相组织、寻找冲击断口起裂源，对焊缝冲击韧性不稳定且出现低值的原因进行了研究. 结果发现，冲击试样的取样位置不同，冲击吸收功不同；冲击试样开缺口处柱状晶所占比例是冲击韧性出现波动的一个主要原因，但不是其出现低值的原因；缺口前沿焊接缺陷的位置以及粗大晶粒是冲击韧性波动以及出现低值的主要原因，试样冲击吸收功为54.2 J时是解理断裂，解理断裂试样的起裂源为夹杂、未熔合等焊接缺陷，且这些缺陷的位置距缺口越近，冲击韧性越低.
关键词：多层多道焊；冲击韧性；不稳定
目前相应焊材的发展速度远低于钢材的发展速度，要得到等匹配的焊接接头越来越难. 由于焊接过程比较复杂,受很多因素的影响，焊缝金属性能不稳定是影响其使用的一个致命弱点. 评定焊缝金属力学性能的指标主要包括抗拉强度和冲击韧性两个方面，在焊接工艺和焊缝成分确定的前提下，焊缝的抗拉强度比较稳定，而焊缝金属冲击韧性离散性大、难以预测,尤其是部分冲击吸收功低于相应验收指标[1]. 因此，冲击韧性成为评定焊缝金属力学性能的一个重要指标.
在实际焊接中往往采用多层多道焊，其中一个不可避免的问题就是后续焊道对前焊道的再热作用，部分或全部原柱状晶组织因所受的温度不同而转变成不同的再热组织[2]. 多层多道焊接过程中各道次所受热循环比较复杂，引起多层多道焊熔敷金属冲击韧性不稳定的本质原因至今还不清楚. 研究证明[3-5]局部脆性区(LBZ)的出现会使韧性降低，原因是LBZ在韧性较好的组织中可能成为起裂源. 在焊接接头热影响区中，晶粒粗大、上贝氏体、析出相及M-A组元等这些脆性因素均可以增加解理断裂的可能性. 多道焊焊缝金属中焊道之间热影响区的粗晶区出现上述组织的几率特别大. 因此可以认为焊缝金属冲击韧性的离散性与LBZ有关. 冲击韧性的大小和缺口前沿的组织、晶粒大小以及缺陷等有关[6]，因此可以从这几个方面来研究焊缝金属韧性不稳定、出现低值的本质原因.
试验所用焊接接头试样由美国Hobart Brothers公司提供. 试验母材为厚度18 mm的16MnR低合金高强钢板，焊丝型号是X70管线钢用Fabshield 71T8(1.6 mm). 采用平焊焊接位置，焊道次序如图1所示，焊接工艺参数见表1. 焊缝金属的化学成分如表2. 在焊接接头中间取1个拉伸试样，取10个分别相邻的冲击试样，如图2所示. Charpy V形试样尺寸为55 mm×10 mm×10 mm，沿厚度方向(ND)加工成标准V形缺口. 使用 450-J冲击试验机，在-40 ℃下进行低温冲击试验，通过调节酒精和液氮的比例得到相应的低温值.
图1 平焊焊道次序示意图
Fig.1 Schematic of welding pass sequence
表1 焊接工艺参数
Table 1 Welding parameters
电弧电压U/V焊接电流I/A送丝速度vf/(mm·s-1)焊接速度v/(mm·s-1)20220664～5
表2 焊缝金属的化学成分(质量分数，%)
Table 2 Chemical compositions of weld metal
CMnPSSiNiAl0.0081.3540.0070.0020.1020.7160.937
图2 拉伸和冲击试样取样方式(mm)
Fig.2 Illustration of tensile andCharpy V-notch samples preparation from weld metal
将焊接接头试样机械抛光后用3%硝酸酒精腐蚀10～15 s，分别用OM与SEM观察焊缝金属的微观组织形态. 用SEM观察冲击断口试样，分析其断裂形态. 用Image软件测量微观组织晶粒的大小和冲击断口延伸区(SZW)、塑性裂纹扩展区(SCL)及起裂源到塑性裂纹尖端的距离Xf三个微观参数的大小.
2.1 焊接接头的力学性能
多道焊焊接接头拉伸试验结果见表3，可知抗拉强度达到要求. 焊接接头低温冲击试验结果示于图3，低温冲击吸收功波动特别大，7，8，10号试样冲击吸收功可达到400 J，为韧性断裂；而5号试样冲击吸收功仅为54.2 J，为解理断裂.
表3 室温拉伸结果
Table 3 Tensile results at room temperature
抗拉强度Rm/MPa屈服强度ReL/MPa断后伸长率A(%)52744928.4
2.2 焊接接头的显微组织
图4a为该焊接接头的宏观形貌. 由图4a可知，多道焊焊缝金属包括两部分：一部分是未受后续焊道热影响作用的柱状晶区域，如图4a A区域所示，放大特征如图4b所示，其组织为粗大的侧板条铁素体和少量的珠光体. 另一部分组织是受后续焊道焊缝热影响的区域，如图4a B区域所示，放大特征如图4c所示，其为均匀细小的铁素体和极少量的珠光体. 可知焊缝金属组织晶粒大小非常不均匀，这有可能是冲击性能出现大波动的一个原因. 如果冲击试样缺口尖端范围内遇到细小晶粒的组织，冲击性能将会提高；如果缺口尖端范围内存在大晶粒，冲击韧性将大幅度降低.
图3 焊缝金属低温冲击试验结果(-40 ℃)
Fig.3 Impact toughness results of weld metal (-40 ℃)
图4 焊缝金属的显微组织
Fig.4 Microstructure of weld metal
2.3 冲击试样的显微组织
为了深入分析冲击韧性不稳定的本质原因，从10个冲击试样中选取三个代表性的试样：5号(冲击功吸收为54.2 J)、4号(冲击吸收功为252.2 J)和8号(冲击吸收功为400.0 J)试样进行重点分析. 5号试样为解理断裂，4号和8号试样为韧性断裂，断口均为韧窝形态.
三个试样缺口前沿所在平面的宏观形貌，如图5b,c,d所示. 对比图5a焊接接头宏观形貌白线所示的冲击试样取样位置，可以看出三个冲击试样的取样位置略有不同. 冲击试样缺口前沿所在位置不同，则缺口前沿处的组织不同，这是冲击性能出现波动的原因之一.
图5 焊接接头和冲击试样宏观形貌
Fig.5 Macrostructure of joint and CVN samples
由图4b,c可知柱状晶区的晶粒明显比焊道热影响区的晶粒大. 统计计算出5号、4号及8号冲击试样缺口前沿部分，柱状晶区域所占比例分别为47%,46%,25%.
8号试样冲击吸收功为400.0 J，柱状晶区比例最低为25%；4号、5号试样冲击吸收功分别为252.2 J和54.2 J，冲击吸收功相差很大但柱状晶所占比例基本相同在46%左右. 柱状晶所占的比例越小，即粗大晶粒所占比例越小，冲击韧性值越大. 可知晶粒粗大是冲击韧性出现波动的一个主要原因，但不是其出现低值的原因.
统计三个冲击试样断口所在面金相显微组织中柱状晶区和焊道热影响区晶粒大小，结果如图6 所示，柱状晶区的平均晶粒尺寸比焊道热影响区的大10～15 μm左右. 三个冲击试样中，5号试样冲击吸收功为54.2 J，是解理断裂，其起裂源位于柱状晶区，最大晶粒尺寸为81 μm；4号试样冲击吸收功为252.2 J，柱状晶区的最大晶粒尺寸为57 μm；8号试样冲击吸收功为400.0 J，柱状晶区最大晶粒尺寸为52 μm，焊道热影响区晶粒尺寸最大为38 μm.
图6 冲击试样显微组织晶粒尺寸分布
Fig.6 Grain size distribution of impact samples
根据文献[6]可知冲击韧性和5%最粗大晶粒密切相关，因此可知晶粒粗大引起其基体塑性降低是冲击韧性出现波动和低值的一个原因.
2.4 冲击试样断口及起裂源
多道焊的每道焊缝金属最后凝固的区域容易产生各种缺陷，如疏松、夹杂、热裂纹等，这些缺陷位置处应力比较大. 当冲击试样开缺口部位刚好有夹杂、裂纹等缺陷存在时，裂纹扩展过程中，遇到这些缺陷，冲击韧性值会急剧降低. 如图7所示， 5号、3号、2号、8号试样低温冲击吸收功分别为54.2,88.1,161.3,204.7 J. 四个试样的起裂源为疏松夹杂等缺陷. EDS能谱分析表明，5号试样起裂源为含铝的夹杂物. 可知大的夹杂等缺陷是焊接接头冲击韧性出现低值的主要原因.
焊接缺陷所在的位置不同则冲击吸收功也不同. 冲击韧性与解理断裂起裂的早晚有关即与塑性裂纹扩展终止的早晚有关. 冲击断口中延伸区(SZW)和塑性裂纹扩展区(SCL)是塑性裂纹稳态扩展形成的，SZW+SCL越大则冲击韧性越好[6]. 起裂源位置到塑性裂纹尖端的距离为Xf. 图8为四个冲击试样的宏观形貌，SZW,SCL和Xf测量方法及位置如图8d所示. 测量并计算可得四个试样SZW+SCL+Xf 的值分别为1 592,1 652,3 549和5 419 μm. 可知，冲击韧性的大小与缺口尖端所在平面存在缺陷及缺陷距缺口尖端的距离有关. 当缺口尖端所在平面有大的缺陷且缺陷距缺口尖端的距离越小，试样的冲击韧性值越低.
图7 冲击断口起裂源
Fig.7 Cleavage initiation sites of CVN test specimens
图8 冲击断口宏观形貌及各参数测量示意图
Fig.8 Fracture surfaces of CVN test specimens and parameter measurement schematic diagram
(1) 冲击试样缺口前沿柱状晶所占比例较大，缺口尖端所在平面粗大晶粒区有大的夹杂等缺陷且缺陷所在位置在比较靠近缺口尖端时，试样更早发生解理断裂，表现出低的冲击吸收功如54.2 J.
(2) 冲击试样缺口前沿柱状晶所占比例较大，缺口尖端所在平面粗大晶粒区有大的夹杂等缺陷且缺陷所在位置距缺口尖端很远时，为韧脆混合断裂，在解理断裂前先有较长塑形裂纹的扩展过程，当塑形裂纹扩展的前沿遇到较大的缺陷时试样才解理断裂，冲击吸收功可达到160 J左右.
(3) 冲击试样缺口前沿柱状晶所占比例较大，但试样缺口尖端所在平面无夹杂等缺陷存在时，为韧性断裂，冲击吸收功可达到250 J.
(4) 冲击试样缺口前沿柱状晶区所占比例较小且试样缺口尖端所在平面无夹杂等缺陷存在时，为韧性断裂，冲击吸收功可达到400.0 J.
参考文献：
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[4] Sung H K,Sohn S S, Sang Y S, et al. Effect of oxides on tensile and charpy impact properties and fracture toughness in heat affected zones of oxide-containing API X80 linepipe steels[J]. Metallurgical and Materials Transactions A , 2014, 45(7): 3036-3050.
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[6] Chen J H, Cao R. Micromechanism of cleavage fracture of metals[M]. London: ELSEVIER, 2015.
收稿日期：2015-06-11
基金项目：国家自然科学面上基金资助项目(51675255)
中图分类号：TG 457.11
文献标识码：A
文章编号：0253-360X(2017)05-0100-04
作者简介：袁军军，女，1989年出生，硕士研究生. 主要从事材料的断裂机理研究. Email: 1249874028@qq.com
通讯作者：曹 睿，女，教授. Email: caorui@lut.cn
*参与此项研究工作的还有陈剑虹
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