高性能钢材及其焊接性和高品质焊 材技术交流会论 文集中国?四川?自贡 2009 年 10 月 13 日～18 日目录焊接脉冲工艺参数对 TCS345 不锈钢焊接粗晶区组织和韧性的影响 ……………………………………………………张建军， 李午申， 邸新杰， 刘琴 (1) 980MPa 高强钢焊接接头薄弱环节的研究 ……………曹睿，朱莎莎，冯伟，张晓波，彭云，杜挽生，田志凌，陈剑虹 (6) CaF2 对双相不锈钢药芯焊丝工艺性能的研究 ……………………………………………………………李国栋, 栗卓新, 李伟 (12) X80 管线钢环焊缝接头残余应力的数值模拟 …………………………………………………………………李亚娟，李午申 (17) 高韧性 X80 管线钢埋弧焊丝的研制 …………………………………………………陈延清, 杜则裕, 许良红, 牛辉 (23) 西气东输二线管道工程的焊接技术特点 …………………………………………………………隋永莉, 薛振奎, 杜则裕 (30) 原油储罐用钢配套垂直气电立焊药芯焊丝的性能研究 ……………………………………………………谢晋平, 张莉, 段斌, 刘景凤 (35) T/P91 钢配套焊条 CHH717 的研制 …………………………………………………………何 秀, 曾志超, 王若蒙 (45) THG-80 管道焊接用气保护焊丝研制 …………………………………………………李志提，宋毓瑛，刘炜，高盛平 (50) 大型低温球罐钢用电焊条 JQ.J607RHQG 的研制 …………………………………………………………侯永泰， 侯来昌， 唐艳丽 (56)屈服强度 900MPa 级别焊条熔敷金属合金系研究 …………………………………………………………………张京海, 方大鹏 (66) 一种高镍含量高强高韧高抗裂性气保焊丝研制 ……………………………………………………………………………张京海 (71) 新型桥梁高强钢 Q420qE 与 Q370qE 钢的焊接及应用 ………………………………………………………魏振鑫, 李方敏, 郭红艳 E601T1-K2 无渣全位置金属芯焊丝的研制 ………………………………………………………郭俊杰，栗卓新，李国栋 (90) E551T1-K2 低温高韧性全位置药芯焊丝的研制 …………………………………………………………………牟淑坤，栗卓新 (94) 不锈钢药芯焊丝立焊性的分析与评价 …………………………………………………王斌，栗卓新，李国栋，李红 (98) 高硬度堆焊熔敷金属强韧性研究进展 ………………………………………………………………王清宝，刘景凤 抗氢致、硫化物应力腐蚀裂纹焊条 CHE427SHA 的研制 ………………………………………………………郭栖利, 张克静, 陈维富 (110) 焊接富锌底漆钢板的高速平角焊专用药芯焊丝 YCJMX50 的研制 …………………………………………汪昌红, 吴光辉, 蔡俊, 王铃燕, 刘瑶 (116) 吸收塔用 SA537CL1 钢的焊接 …………………………………………………………………李鹏飞，樊向辉 (122) 越南铁路钢桥主索鞍焊接工艺 (104) (80)……………………………………………………………………………段江丽 (127) 高强度马氏体沉淀硬化时效钢的焊接性能试验 ……………………………………………………………………………樊兆宝 (134) 合金元素对中铬高纯铁素体不锈钢焊接性影响初探 ……………………………………………………………………张心保,连杰 (143) 药芯焊丝熔化极气体保护焊的焊接操作控制 …………………………………………………………项大利, 何 云, 文培云 (149) 电气主变接线柱磷铜浇铸钎焊技术 …………………………………………………………项大利, 何 云, 文培云 (155) 卷取机油缸杆断裂焊补修复技术探讨 ……………………………………………………………………项大利, 何云 (158) 乌金轴瓦焊补修复技术 …………………………………………………………项大利, 何 云, 文培云 (162)2009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集焊接脉冲工艺参数对 TCS345 不锈钢焊接粗晶区组 织和韧性的影响张建军，李午申，邸新杰，刘琴天津大学 材料科学与工程学院 天津 300072 摘要：以 TCS345 铁素体不锈钢焊接粗晶区的组织和低温（-40℃）韧性为研究对象，采用一次回归正交试验，考察脉冲熔化 极气体保护焊焊接脉冲工艺参数对焊接粗晶区组织和低温韧性的影响，分析脉冲电流、脉冲时间、脉冲频率、焊接速度及其 交互作用对焊接接头粗晶区低温韧性的影响规律。研究表明，TCS 不锈钢焊接热影响区的组织为铁素体+马氏体，马氏体的存 在可抑制高温铁素体的长大，从而可提高热影响区的低温韧性。马氏体含量过低不足以抑制铁素体晶粒长大，马氏体含量过 高也会引起低温韧性下降。运用 MATLAB 优化函数对焊接工艺参数进行优化，优化结果为脉冲电流 450A、脉冲时间 2.3ms、 脉冲频率 250Hz、焊接速度 500mm/min。 关键词：焊接脉冲工艺参数，TCS 不锈钢，热影响粗晶区，低温韧性 中图分类号：TG456.7 文献标示码：A0 序言TCS铁素体不锈钢是我国针对铁路行业货车车 辆用钢的特殊要求，在充分吸收国外车辆用不锈钢 材料3Cr12优点的基础上， 通过对微合金化元素的调 整和加工工艺的控制，对材料的强度、韧性、耐腐 蚀性能、成形性能等方面进行改进，自主开发出的 一种经济型铁素体耐腐蚀材料。这种钢含铬量在 10.5% ~12.5%之间，含少量镍，具有较高的强度、 耐蚀性及耐磨性，在能够满足铁路货车车辆对强度 及耐蚀性能的要求的同时大大降低了制造成本[1]。 但是，因为铁素体不锈钢存在固有的晶粒长大 敏感性，所以其焊接性能相对较差。TCS铁素体不 锈钢在焊接热循环作用下，少部分铁素体转变为奥 氏体，然后根据冷却速度的不同，冷却时转变为晶 粒非常细的铁素体和板条马氏体，这种组织具有较 好的塑性和韧性； 但大部分铁素体没有相态的改变， 仅在热循环的作用下不断长大，这就使得TCS不锈 钢HAZ粗晶区韧性显著降低，抗疲劳破坏性能明显 下降，成为整个焊接接头的薄弱区域[2-5]。为解决上 述问题，采用脉冲熔化极气体保护焊的方法，研究 脉冲工艺参数对焊接热影响区粗晶区（CGHAZ）低 温韧性的影响，通过优化焊接脉冲工艺参数，改善 TCS不锈钢焊接HAZ粗晶区的低温韧性，提高焊接 接头的抗疲劳性能。1 试验材料及方法试验材料 试验用母材为 TCS345 铁素体不锈钢板，其化 学成分和力学性能分别见表 1、 2。 表 交货状态下的 显微组织为铁素体和少量马氏体，晶粒度为 7 级。 试件尺寸为 500×200×6mm， 坡口形式采用 60° V 型 坡口， 装配间隙为 0.5~1.0mm， 钝边尺寸为 0~1mm。 试验用焊接材料为某厂生产的E308L-G实心焊 丝，焊丝直径φ1.2mm，保护气体为Ar+3%CO2。表 1 试验材料的化学成分（质量分数，%） Table 1 Chemical composition of test materialC 0.008 Si 0.28 Mn 1.09 S 0.004 P 0.024 Cr 11.83 Ni 0.75 N 0.0111.1表 2 试验材料的力学性能 Table 2 Mechanical properties of test material屈服强度 RP0.2 /(MPa) 345 抗拉强度 Rm /(MPa) 475 断后伸长率 A50 (%) 33 硬度 HBW 168 冲击吸收功 Akv (-40℃)/(J) 531.2 试验设计 脉冲熔化极气体保护焊的主要焊接工艺参数包括基 值电流、脉冲电流、脉冲时间、脉冲频率和焊接速 度。其中基值电流的主要作用是维持电弧的稳定燃 烧，同时预热焊丝及工件。研究过程中，为保证焊12009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集缝既能焊透，又不会烧穿，经过试焊，将试验中的 基值电流设为 80A 固定不变，不作为考察因素，而 将脉冲电流、脉冲时间、脉冲频率和焊接速度四个 因子作为主要考察对象研究它们对 TCS 不锈钢 CGHAZ 低温韧性的影响规律。 [6] 试验采用一次回归正交方法进行设计 ，通过 工艺试验确定的每个因子的上、下水平，选用L8(27) 正交表，采用全因子试验的1/2实施，将第四个因子 安排在三项交互列， 另外， 在零点进行了3次重复试 验，用于在试验中心进行拟合检验。最终得到的一 次回归正交试验方案如表3所示。表 3 试验方案及结果 Table 3 Test program and result试验 号 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 脉冲电流 (A) x1 450 450 450 450 350 350 350 350 400 400 400 脉冲时间 (ms) x2 2.9 2.9 2.3 2.3 2.9 2.9 2.3 2.3 2.6 2.6 2.6 脉冲频率 (Hz) x3 250 210 250 210 250 210 250 210 230 230 230 焊接速度 (mm/min) x4 700 500 500 700 500 700 700 500 600 600 600 Akv(-40 ℃) (J) y 11.5 10 18 8 7 11.6 14.5 13 18 17.6 181.4显微组织观察 采用机械加工的方法分别从11条试验焊缝上切 取试样。 用FeCl3溶液进行腐蚀， 在OLYMPUS GX51 光学金相显微镜下进行显微组织观察和照相，用金 相定量分析软件分别测量粗晶区宽度、晶粒度和粗 晶区内的马氏体含量。 XRD 试验 采用日本理学Rigaku D/max型X射线衍射仪 （Cu靶辐射，束流200mA, 电压40kV）对母材、焊 缝区和粗晶区进行测试，通过分析衍射报告，确定 不同区域的组织类型。 1.52 实验结果及分析焊后显微组织分析 TCS 不 锈 钢焊 后 组 织 分区 如 图 2 所示 。 其 中 CGHAZ处的显微组织(包括组织类型及比例、晶粒 大小、粗晶区宽度)对低温韧性影响最大，成为整个 焊接接头的薄弱区域。XRD试验表明，TCS不锈钢 焊接接头CGHAZ处的显微组织为铁素体和马氏体 （图3）。 2.1低温冲击试验 试 样 制 备 及 试 验 方 法 按 国 家 标 准 GB/T 《 焊 接 接 头 冲 击 试 验 方 法 》 和 GB/T229-2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》 的相关规定执行。试验时采用小尺寸试样，试样尺 寸为5×10×55mm，名义熔合线的缺口位置如图1 所示，试验温度为-40℃。1.3图 2 TCS345 不锈钢焊后组织分区 Fig.2 Organization Division after welding of TCS345 stainless steel图1 在名义熔合线处的缺口位置 Fig.1 The notch position at nominal fusion line 图 3 TCS345 不锈钢粗晶区的 XRD 图谱 Fig.3 XRD patterns of CGHAZ of TCS345 stainless steel 22009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集2.2 CGHAZ 定量金相分析 在焊接过程中，TCS345不锈钢CGHAZ内的晶 粒长大倾向严重，导致该区的低温韧性比较低，成 为整个焊接接头的薄弱环节。为了更好的理解焊接 工艺参数对焊接接头韧性的影响，采用金相分析软 件对CGHAZ晶粒的大小和CGHAZ内的马氏体含量 进行测量和分析。 图4和图5分别给出了CGHAZ内晶粒 大小和马氏体含量对冲击吸收功的影响。20的冲击功分散度较大的重要原因。 2.3 脉冲工艺参数对低温韧性的影响 利用L8(27)正交表和表3中的试验结果，通过回 归分析可以建立名义熔合线处低温冲击功与工艺参 数之间的回归方程。y = 13.1364 + 0.375x 1 ? 1.625x 2 + 1.25x 3 ? 0.25x 4 + 0.5x 1 x 2 + 1.625x 1 x 3 - 1.875x 2 x 3方差：S=4.09 置信度：95% 对TCS345不锈钢名义熔合线处低温韧性的正 交试验结果进行因子分析表明：缩短脉冲时间、提 高脉冲频率有利于提高名义熔合线处的冲击功，而 脉冲电流和焊接速度对该处的低温冲击功影响不 大。 图6给出了脉冲电流（x1）和脉冲时间(x2)的交 互作用对CGHAZ低温韧性的影响规律。可以看出， 其空间曲面近似于一倾斜平面，这说明二者的交互 作用影响较小。随着脉冲电流增加，冲击功增大， 但影响不显著。而脉冲时间对低温冲击功具有显著 的影响。随着脉冲时间的减小，低温冲击功迅速增 大。 图7为脉冲电流(x1)和脉冲频率(x3)间的交互作 用对冲击功影响的三维图， 该图呈马鞍形空间曲面。 当脉冲电流和脉冲频率均取上水平时， 冲击功最高。 但随着脉冲电流和脉冲频率的降低，韧性下降。但 当脉冲电流和脉冲频率的取值低于零点以后，随着 脉冲电流和脉冲频的减小，冲击功又增加。这说明 二者之间的交互效应对韧性的影响较显著。 图8给出了脉冲时间(x2)和脉冲频率(x3)及其交 互作用的三维图。由图可以看出，只有当脉冲频率 最高、脉冲时间最小时其低温冲击功才最大。若脉 冲频率取下水平时，即便脉冲时间取最小值韧性也 会降低，这主要是因为在脉冲频率和脉冲时间都取 最小值时，引起脉冲作用减弱造成的。19 18 20 18 16 14 13 12 10 8 1 1 0.5 0 0 x2 -0.5 -1 -1 x1 12 11 10 9 17 16 15 1416Akv / J1284 708090100110120晶 粒 尺 寸/ um图 4 晶粒尺寸对冲击功的影响 Fig.4 Effect on impact work of grain dimension2016Akv / J128 36 40 44 48马氏体含量 / %图 5 马氏体含量对冲击功的影响 Fig.5 Effect on impact work of the content of martensite由图4可以看出，随着晶粒平均直径尺寸的增 大，冲击吸收功迅速下降，当晶粒平均直径小于 100um时，名义熔合线的冲击功随晶粒平均直径的 增大迅速单调下降。这说明焊接TCS不锈钢时控制 晶粒长大是保证韧性的重要措施之一。通常晶粒尺 寸小于80um时低温韧性较高。图5表明，冲击吸收 功与粗晶区内马氏体的含量呈非线性变化关系。因 为在粗晶区内产生的马氏体属于高合金马氏体，脆 性较大，因此随着马氏体含量的增加韧性下降。但 当马氏体含量保持在36％左右时低温韧性较高。 TCS345不锈钢CGHAZ处的冲击功受多种因素的制 约。当马氏体含量增加时，说明焊缝的冷却速度较 快，这将抑制铁素体晶粒的长大，所以韧性又稍有 回升。可见TCS345不锈钢CGHAZ处的低温韧性并 不仅仅取决于马氏体含量的多少，这也是造成该处3图 6 脉冲电流(x1)和脉冲时间(x3)对冲击功的影响 Fig.6 Effect on impact work of pulse current and timey1 冲 击 功 (J)2009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集13 14 13 11.5 y1 冲击功 (J) 12 11 10 9 9 1 8 1 0.5 0 0 x3 -0.5 -1 -1 x1 8.5 11 10.5 10 9.5 12.5 12(a) 3#试样 (b) 5#试样 图 9 3#和 5#试样 CGHAZ 的显微组织 Fig.9 Microstructure of sample 3 and 5图 7 脉冲电流(x1)和脉冲频率(x3)对冲击功的影响 Fig.7 Effect on impact work of pulse current and frequency19 18 20 17 18 y1 冲 击 功 (J) 16 14 12 10 8 1 0.5 0 -0.5 x3 -1 -1 -0.5 x2 0 1 0.5 16 15 14 13 12 11 103 结论(1) TCS 不锈钢焊接热影响区粗晶区为铁素体和 马氏体组织，马氏体的存在可拟制高温铁素体的长 大，从而可提高热影响区的低温韧性。马氏体含量 过低不足以拟制铁素体晶粒长大，马氏体含量过高 也会引起低温韧性下降。 (2) 在本试验范围内，缩短脉冲时间、提高脉 冲频率对提高 CGHA 处的冲击功有利， 而脉冲电流 和焊接速度影响不显著；每个因子对低温冲击功的 影响都是非常复杂的，不仅取决于因子本身，而且 还取决于与其它因子之间的交互作用。 (3) 根据理想点法， MATLAB 软件对焊接工 用 艺参数进行优化，优化结果为：脉冲电流 450A、脉 冲 时 间 2.3ms 、 脉 冲 频 率 250Hz 、 焊 接 速 度 500mm/min。 参考文献：[1] 杨松柏. 铁路货车车体材料的现状和需求[J]. 铁道机车车辆, ): 1-3. [2] 王立新, 宋长江. TCS 不锈钢焊接 HAZ 特征及其力学性能研究 [J]. 钢铁, ): 71-74. [3] 宋宏图, 胡忠全, 丁韦, 等. 热输入对 TCS 不锈钢焊接热影响 区组织的影响[J]. 热加工工艺, ): 14-17. [4] 张其枢, 堵耀庭. 不锈钢焊接[M]. 北京: 机械工业出版社, 2000. [5] Sánchez-Cabrera V M. Effect of preheating temperature and filler metal type on the microstructure, fracture toughness and fatigue crack growth of stainless steel welded joints [J]. Materials Science and Engineering A, : 235～243. [6] 茆诗松, 丁元, 周纪芗, 等.回归分析及其试验设计[M]. 上海: 华东师范大学出版社, 1986. [7] 曹卫华, 郭正. 最优化技术方法及 MATLAB 的实现[M]. 北京: 化学工业出版社, 2005.图 8 脉冲时间(x2)和脉冲频率(x3)对冲击功的影响 Fig.8 Effect on impact work of pulse time and frequency上述分析说明，每个因子对低温冲击功的影响 都是非常复杂的，不仅取决于因子本身，而且还取 决于与其它因子之间的交互作用。 2.4 焊接脉冲工艺参数的优化 焊接脉冲工艺参数优化的目的是获得使 TCS345不锈钢焊接热影响区粗晶区低温韧性最优 的焊接工艺参数。 据此， 根据理想点法， 用MATLAB [7] 软件对焊接工艺参数进行优化 。优化结果为：脉 冲电流450A、脉冲时间2.3ms、脉冲频率250Hz、焊 接速度500mm/min。 从表3中可以看出3#试验的焊接 工艺参数与优化结果一致，这说明在本试验范围内 3#试验的实验值即为脉冲工艺参数的最优值。 在所有试样中，3#试样的冲击功最高（20J）， 5#试样的冲击功为最低（8J），对比二者的粗晶区 金相照片可以发现虽然粗晶区的组织都是铁素体和 板条马氏体 （图9） 但是3#试样粗晶区内晶粒较小， ， 马氏体与铁素体交叉排列，很好地抑制了铁素体的 长大，有利于韧性的提高；而5#试样粗晶区内晶粒 相对较大，而且铁素体和马氏体的边界明显，对韧 性影响不利。作者简介：张建军，男，1966 年出生，博士，高级工程师。主要从事焊接冶金及金属焊接性方面的科研工作。发表论文 5 篇.Email：.cn42009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集Effect of welding parameters on microstructure and toughness of TCS345 stainless steel coarse grain heat affected zoneZHANG Jianjun, LI Wushen, DI Xinjie, LIU Qin School of Material Science and Engineering, Tianjin University, Tianjin 300072, ChinaAbstract: The effect of pulse GMAW parameters on microstructure and toughness of TCS345 stainless steel coarse grain heat affected zone (CGHAZ) were discussed through orthogonal experiments by the Influencing factors such as pulse current, time, frequency and welding speed. Result shows that the microstructure including ferrite and martensite in the CGHAZ of TCS345 stainless steel. The existence of martensite can restrain the ferrite growing up in high-temperature, which can increase the low temperature toughness of heat-affected zone. It can be not enough to restrain ferrite grain growth when martensite content is too low and it can lead to the toughness drop when the martensitic content is too high. Optimization of pulse GMAW process parameters was carried out by using the software of MATLAB, that is, pulse current 450A, pulse time 2.3ms, pulse frequency 250Hz, and welding speed 500mm/min. Keywords: welding process parameter, TCS stainless steel, coarse grain heat affected zone, low temperature toughness52009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集980MPa 高强钢焊接接头薄弱环节的研究曹睿 ，朱莎莎 ，冯伟 ，张晓波 ，彭云 ，杜挽生 ，田志凌 ，陈剑虹(1.兰州理工大学 甘肃省有色金属新材料省部共建国家重点实验室,兰州 . 钢铁研究总院 摘 结构材料研究所， 北京， 100081)1 1 1 1 2 2 2 1要：本文通过在低温下进行拉伸试验、冲击试验以及扫描电镜下的断口观察，对这种屈服强度为 980MPa 新型高强钢的 MAG 和 TIG 焊接接头的性能和断裂机理进行了研究，并在此基础上确定焊接接头的薄弱环节并提出其薄弱环节对接头 整体性能的影响规律。试验结果表明：这两种焊接方法焊缝金属的抗拉强度与母材相差不大，但其断面收缩率有所降低；焊 缝金属尤其原始焊缝是整个焊接接头的薄弱环节；原始焊缝比例和焊缝比例共同决定着焊接接头的整体性能。MAG 焊试样 的冲击功要比 TIG 焊相应的性能小很多; MAG 焊焊缝断口为准解理断裂，而 TIG 焊焊缝断口则是韧性断裂。出现这种现象 的原因主要是以下两个方面：一方面是由于 TIG 焊焊丝的镍含量比 MAG 焊焊丝的要高，致使其韧性好于 MAG 焊，另一方 面是因为 MAG 焊焊缝金属含有大量夹杂物，且夹杂物尺寸大于 TIG 焊焊缝金属中夹杂物尺寸，大量大尺寸的夹杂物容易形 成起裂源，使其诱发早期脆性准解理断裂。 关键词：980MPa 高强钢，焊缝，冲击韧性，薄弱环节 中图分类号：TG115.6 文献标识码：A 文章编号：应力σf低[2]， 冷却时形成M-A组元[3]及其含碳量变化[4]，在热影响区形成综合韧性差的局部脆性区，5]0序言*(LBZ)[4，引起晶界的有害变化以及焊缝中大量的氧化物夹杂[3]。通过热模拟试验发现这种钢粗晶区 目前，各国都致力于开发高强度钢新型材料， 低碳贝氏体高强钢是我国最新开发用于深海的新钢 种。我们所研究的高强钢是含Ni8%、屈服强度大于 980MPa级的高强度高韧性焊接结构用钢，主要用于 船舶、桥梁、井架等重要产品。该钢为我国自行研 制的新钢种,掌握该钢在不同的焊接工艺中的组织 和性能的变化规律，尤其是掌握该钢对焊接热作用 的适应能力，从而为该钢种焊接工艺规范选择及结 构安全设计提供理论依据。掌握焊接接头在不同温 度下的断裂机理也为该钢种的进一步推广应用打下 坚实的基础。 对于一般的材料而言,热影响区的粗晶区由于 组织与晶粒严重长大,常常成为焊接接头的最薄弱 环节 . 而细晶区由于发生了重结晶,该区域的组 织与晶粒得到了细化,往往是焊接接头性能最佳的 区域. 对于焊接接头最薄弱部分断裂韧性差的机理 有不同的研究结果，可以是：晶粒粗大使临界断裂Ni 收稿日期：
基金项目：科技部&863&计划课题资助项目（） ，国家自然 科 学 基 金 资 助 项 目 （
） 高 等 学 校 博 士 点 基 金 资 助 项 目 ， （） 8.00[1]冲击性能优于细晶区，并且热影响区冲击性能都很 好， 单次循环-50℃时母材的冲击功为177.33J， 1320 ℃粗晶区对应冲击功为183.20 J，而细晶区900℃冲 击功也为154.97J[6]。 尽管在热影响区中性能最差的 是细晶区，但对于整体接头来说热影响区性能仍然 很好，为此进行了焊缝冲击性能试验以及缺口尖端 韧带上焊缝比例不同的试验用以确定整体接头的薄 弱环节以及薄弱环节对整体接头性能的影响。1试验方法及试验条件：1.1 试验材料 材料为北京钢铁研究总院提供的 980MPa 级低 碳贝氏体高强钢，其主要化学成分如表 1 所示。采 取两种焊接方法 MAG 和 TIG，焊接规范如表 2 所示。表 1 试验材料的化学成分（质量分数） Table. 1Mn 0.79Chemical composition of material %Cr 0.62 Mo 0.61 C 0.03 Fe 89.1062009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集表 2 焊接规范 Table 2 Welding condition编号 DM4-1 DM4-5 T5-20 热输入 16KJ/cm 11 KJ/cm 20 KJ/cm 保护气体 Ar+ 5%CO2 Ar+ 5%CO2 Ar 电流 280A 240A 300A2试验结果与分析拉伸试样标距位于焊缝金属中部 （编号 A 表示）2.1焊接接头焊缝区的拉伸性能 和焊缝金属下部（编号 B 表示）的焊缝金属拉伸结 果如表 3 所示，由表可见焊缝金属的抗拉强度基本 与母材接近，屈服强度稍有所降低，然而断面收缩 率大大降低。对于工艺 DM4-1 来说焊缝金属底部对 应的屈服强度较低，但断面收缩率稍高于焊缝金属 上部所对应的值。对于工艺 DM4-5 来说焊缝金属底 部对应的屈服强度较低，断面收缩率也较低。然而 对于 TIG 焊 20 规范来说，其屈服强度略有提高。 尽管焊缝金属性能与母材很相近，但发现所有 拉伸试样均断裂在焊缝金属区，这也说明焊缝金属 的强度略低于母材金属，更进一步说明焊缝金属是 其薄弱环节。表3 Table. 3编号 No 4-1-1 4-1-2 4-5-1 4-5-2 20-1 20-21.2 力学性能试验 1.2.1 拉伸试验 拉伸试样标距位于焊缝金属底部（编号1表示） 和焊缝金属上部 （编号2表示） 取焊缝金属中心和焊 缝金属一侧的将试样加工成标准的拉伸试样，然后 在岛津AG-10TA型万能材料试验机上进行拉伸测试. 试验温度为-50℃，每组三支. 1.2.2 冲击试验 按照如图 1 位置进行取样， 冲击试样按 GB/T229 -1994 标准加工成标准夏比 V 型缺口的冲击试样， 试验在 CIEM-30D-CPC 型示波冲击试验机上进行,冲 击试验温度为-50℃，每组三支。试样的断口在 SEM 上进行断口分析.焊缝拉伸试验结果Results of tensile tests for weld metals屈服应力 σy /MPa 858.21 913.82 892.93 963.24 974.69 916.85 抗拉强度 σb /MPa 3.765 0.14 7.65 断面收缩率 ω/％ 26.6 15.675 26.93 19.105 20.59 26.682.2 焊接接头焊缝金属的冲击韧性表 4 焊缝金属冲击试验结果 Table. 4编号 （a）缺口方向平行于焊缝方向 6 5 4 73 2 1 No. C4-5-1 C4-5-2 C4-1-1 C4-1-2 C21-1 C21-2 C20-1 C20-2Results of impact tests for weld metals起裂功 Ei/J 9.80 16.17 9.80 24.01 48.02 40.18 42.63 44.1 扩展功 Ep /J 16.17 19.11 14.70 26.46 130.34 103.88 113.19 97.51 冲击吸收功 Ak /J 25.97 35.28 24.50 51.47 178.36 144.06 155.82 141.52从表 3 中看出 MAG 焊接方法 4－1， 4－5 焊接接 头比 TIG 焊接方法 21， 焊接接头焊缝金属性能差 20（b）缺口方向垂直于焊缝方向 图 1 冲击试样取样图 Fig.1 Schematic diagram of sampling impact specimens很多，尤其在－50℃下焊缝金属中心（C4-5-1）试 样冲击功为 26J，－50℃下焊缝金属中心（C4-1-1） 试样冲击功为 25J，然而 20 在－50℃对应焊缝金属 中心的冲击功分别为 156J 和 178J，显然两者的冲 击性能差别很大，最终导致出现两种不同的断裂机 理，即 MAG 焊接接头对应的断裂为准解理断裂，如72009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集图 2（a）所示；而 TIG 焊接接头对应的断裂则为韧 性断裂， 断口上有大面积的韧窝和第二相粒子存在， 如图 2（b）所示。这与 MAG 焊试样在低温下的冲 击性能明显低于 TIG 焊试样在低温下的冲击性能是 一致的。（a）MAG 焊(b)TIG 焊图 2 焊缝金属的典型冲击断裂形态 Fig .2 Fracture surface of impact specimers for weld metals2.3焊接接头薄弱环节的确定及薄弱环节对整体接 头性能的影响 综合以上结果也可以发现：缺口尖端韧带上焊 缝比例不同时对应的冲击韧性不同，焊缝比例和原 焊缝比例越多时，冲击性能越差。当缺口尖端韧带 上焊缝和原焊缝比例均达到 20%时（试样 4-1-1） ， 冲击性能在 1-7 七种取样中是最大的， 95J。 为 缺口 尖端韧带上焊缝比例达到 100%时（试样 4-1-4， 4-1-5，4-1-7） ，冲击性能进一步降低，达到 22J, 45J, 37J。同时也发现在焊缝比例都为 100%时，原焊缝 比例不同，对冲击性能也略有影响，如 4-1-4 试样 的原焊缝比例为 59.3%， 4-1-5 试样的原焊缝比例 为 25%，这就决定了试样 4-1-4 的冲击性能由 45J 降低为 22J。对于试样 4-1-2 和试样 4-1-6，尽管缺 口尖端韧带上焊缝比例并不是 100％，但是由于原 焊缝比例相对比较高，这时冲击性能降低到 38J 和 33J。 因此说明焊缝尤其是原焊缝是整体接头的薄弱 环节。 从表 5 和图 5 中很明显可以看出 4-1 工艺中缺 口尖端韧带上焊缝比例不同时对应的冲击韧性不 同，并且当缺口尖端韧带上焊缝和原焊缝比例均达 到 20%时（试样 4-1-1） ，冲击性能在 1-7 七种取样 中是最大的，为 95J。这就是由于对应于这种取样 方法，韧带上大部分区域是母材及热影响区，在断 口形态上也表现出在断裂路径上经过了原焊缝、最 后一道热影响区、焊缝、整体接头的粗晶区、细晶 区以及临界区和母材区等，如图 3(a)所示。由文献 [6]可知在-50℃时母材冲击性能为 177J，热影响区 粗晶区冲击性能为 183J，细晶区冲击性能为 154J. 显然由于缺口尖端韧带上焊缝和原焊缝比例均达到820%时，冲击性能大大降低，降低为 95 J。但当缺 口尖端韧带上焊缝比例达到 100%时（试样 4-1-4， 4-1-5，4-1-7） ，冲击性能进一步降低，达到 22J, 45J, 37J。同时也发现在焊缝比例都为 100%时，原焊缝 比例不同，对冲击性能也略有影响，如 4-1-4 试样 的原焊缝比例为 59.3%， 4-1-5 试样的原焊缝比例 为 25%，这就决定了试样 4-1-4 的冲击性能由 45J 降低为 22J。对于试样 4-1-2 和试样 4-1-6，尽管缺 口尖端韧带上焊缝比例并不是 100％，但是由于原 焊缝比例相对比较高，这时冲击性能降低到 38J 和 33J。 因此说明焊缝尤其是原焊缝是整体接头的薄弱 环节。 综合比较图 3 和图 4 的宏观断裂形态，作者也 很容易发现试样 4-1-4(图 4（a）和 4（a）所示)在-50 度下是典型的准解理断面，其上准解理形成的放射 区面积分数最大，为 100％的脆性纤维区，其放射 区为整体的准解理面，并且在经过多道焊热循环作 用的焊缝金属中表现为粗大的准解理面，因此也就 决定了其冲击功是最小的。试样 4-1-1 所对应的冲 击功最高， 其断裂面上含有 47.1％的准解理放射区， 大部分区域为纤维韧性断口，表现出典型粗晶区， 细晶区和母材的韧窝特征，因而其韧性最高。(a)4-1-1 宏观 图3(b)4-1-1 准解理面4－1 工艺冲击性能最好的试样冲击宏观断口图Fig .3 Fracture surface of impact specimer 4-1-1 with the highest impact properties(c)4-1-4 宏观 (b) 图44-1-4 典型原焊缝柱状晶准解理面4－1 工艺冲击性能最差的试样冲击宏观断口图Fig .4 Fracture surface of impact specimens 4-1-4 with the lowest impact properties2009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集表 5 MAG 焊(4-1)缺口尖端韧带焊缝比例对冲击性能的影响Table. 5 Effects on impact properties of different proportions of the weld metal for MAG welding(4-1) No. P原焊缝 (％) 4-1-1 4-1-2 4-1-3 4-1-4 4-1-5 4-1-6 4-1-7 20 46.25 67.40 59.30 25 7.70 12.50 P焊缝 (％) 20 51.25 88.20 100 100 62.50 100 Ei （J） 16.17 6.86 23.52 7.84 19.6 7.35 4.90 Ep （J） 78.4 30.87 29.4 13.72 25.48 25.48 31.85 Et （J）40 100 80 6020-3 20-4 20-6 20-5焊缝 比 例 原焊缝 比 例20,-50℃ 20-720-294.57 37.73 52.92 21.56 45.08 32.83 36.7520 0 12520-1150175200225冲击 功，J（c）20 规范 图 5 冲击性能随缺口尖端韧带上焊缝比例的变化关系 Fig .5 Relationships between impact properties and proportions of the weld metal表 6 TIG 焊(20)缺口尖端韧带焊缝比例对冲击性能的影响Table. 6 Effects on impact properties of different proportions of the weld metal for TIG welding(20) P原焊缝 No. (％) 20-1 20-2 20-3 20-4 20-5 20-6 20-7 17 26.75 29.26 23 14.25 25.26 0 (％) 17 44.6 100 100 100 100 79.5 45.08 47.04 46.55 37.24 43.12 38.22 48.51 132.3 139.16 106.33 106.82 109.76 108.78 150.92 177.38 186.2 152.88 144.06 152.88 147 199.43 P焊缝Ei（J）Ep（J）Et（J）由图 5 和表 6 可知，当缺口尖端韧带上焊缝金 属为 79.5%，而原焊缝金属比例为 0 时，工艺 20 在 －50℃其冲击韧性均最高。但当缺口尖端韧带上焊 缝金属和原焊缝金属比例都较高时，其冲击性能也 随之降低。综合这些结果可见，原焊缝和焊缝金属 综合影响其冲击性能，也就是说焊缝金属尤其是原 焊缝金属是其薄弱环节。总体说来，20 规范与母材 在－50℃下的冲击结果相比较可发现焊缝金属的冲 击值略低于母材的冲击功，性能较好。同时， -50 ℃断口形态大部分为典型的韧性断裂， 如图 6 所示。注：No.为试样编号，P原焊缝为缺口尖端韧带上原焊缝比例，P焊缝为缺口尖 端韧带上焊缝比例， Ei为起裂功，Ep为扩展功，Et为总冲击功1204-1-4100 804-1-24-1-5 4-1-3焊缝 比 例 原焊缝 比 例比 例，%4-1-660 404-1,-50℃ 4-1-74-1-120 02030405060708090100冲击 功，J（a）4-1 规范4-5-7 4-5-2 4-5-4 4-5-6 4-5-5 4-5-3（a）20-1 宏观 图6（b）20-1 原焊缝柱状晶典型韧性断裂特征 TIG 焊试样冲击典型断口形貌100 80 60 40 20 0Fig .6 Fracture surface of impact specimens for TIG welding焊缝 比 例 原焊缝 比 例4-5,-50℃4-5-12030405060708090100冲击 功，J（b）4-5 规范由以上实验结果可以发现：对于 MAG 焊-50℃ 下冲击性能都大大降低。当规范 1 缺口尖端韧带上 焊缝比例达到 20％时，其冲击性能都大大降低，对 于-50℃降低到 95J。但是对于 TIG 焊来说，当缺口 尖端韧带上焊缝比例达到 20％时，冲击性能并没有 太大变化。这些数据说明 MAG 焊焊缝性能很差， 尤其在－50℃性能非常差， 冲击性能低到 22J 左右。 总之，对于 TIG 焊和 MAG 焊来说，缺口尖端焊缝 比例和原焊缝比例共同影响焊接接头的韧性，焊缝 所占比例越高，韧性越差；在相同的焊缝比例下原92009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集焊缝所占比例越高韧性越差。 焊缝金属尤其是原焊缝金属仍然是其薄弱环 节，这主要是焊缝金属中的缺陷造成。但是当焊缝 金属比例相同原焊缝金属比例不同时对冲击性能也 略有影响，但并不是非常显著，这还取决于多道焊 中下一道焊的热影响区对上一道焊缝等的相互作 用，这些内在的机理在以后将进一步深入研究。 对于我们所研究的接头采取的这两种焊接方 法，整体来说 MAG 焊的冲击性能均低于 TIG 焊的 冲击性能。其原因如下:TIG 焊的焊丝含 Ni 量为 5%，MAG 焊的焊丝cleavage fracture initiation from includions in ferritic welds PⅡ.Quantification of local fracture behaviour observesd in fatigue pre-cracked testpieces[J], Materials Science and EgineeringA .1):436-452. [4]Jae-il Jang, Jang-Bog Ju, Baik-Woo Lee, Dongil Kwon,Woo-sik Kim, Effects of micro structural change onfracture characteristics in coarse-grained heat-affected zones of QLT-processed 9% Ni steel[J]. Materials Science and Engineering A, -79. [5] Jae-il Jang, Baik-Woo Lee, Jang-Bog Ju, Dongil Kwon, Woo-sik Kim, Experimental analysis of the practical LBZ effects on the brittle fracture performance of cryogenic steel HAZs with respect to crack arrest toughness neat fusion line[J].Engineering Fracture含 Ni 量为 2.5%；Ni 含量高使得板条、贝氏体片、 残留奥氏体尺寸变小，从而导致韧性增加。MAG 焊焊缝金属含有大量夹杂物，且夹杂物Machanics ,5-1257. [6] 冯伟，曹睿，彭云，杜挽生，田志凌，陈剑虹，980MPa 级高强 钢焊接接头 HAZ 的组织和性能,焊接学报，已接收。尺寸大于 TIG 焊焊缝金属中夹杂物尺寸。大量大尺 寸的夹杂物容易形成起裂源，使其诱发早期脆性准 解理断裂。Study on the weakest link of welding joint of a 980MPa high strength steel3结论（1）MAG 焊焊缝性能达不到母材，焊缝-50℃屈服 强度为 858MPa，母材-50℃屈服强度为 990MPa；抗 拉强度相差很小；-50℃冲击性能为 24-51J； -50 ℃母材冲击性能为 177J，热影响区粗晶区冲击性能 为 183J， 热影响区细晶区冲击性能为 155J。 由此可 见 MAG 焊-50℃冲击性能远低于母材及热影响区性 能。 （2）TIG 焊焊缝性能略低于母材，焊缝-50℃屈服 强度为 974MPa， 母材-50℃屈服强度为 990MPa ； 抗 拉强度相差很小；焊缝-50℃冲击性能为 142-179J； 由此可见 TIG 焊-50℃冲击性能略低于母材及热影 响区性能，基本能满足要求。 （3）TIG 焊焊缝性能较好，缺口尖端韧带上焊缝比 例不同时对接头性能影响不是很大，但因为母材及 1320-50℃性能更好， 所以焊缝少了母材多了仍有利 于韧性。MAG 焊焊缝性能差，母材多性能好。 参考文献：[1] J.Neves, A.Loureiro, Fracture toughness of welds-effect of brittle zones and strength mismatch[J].Journal of Material Processing Technology,4):537-543. [2] J.H.Chen,T.D.Xia,C.Yan,Study on impact toughness of C-Mn multilayer weld metal at -60℃,Welding research supplement[J].January . [3] W.W.Bose Filho, A.L.M.Carvalho,P.Bowen, Micro mechanisms ofFENG Wei1,CAO Rui1,PENG Yun2,DU wan Sheng2,TIAN Zhiling2,CHENG Jianhong1 (1.State Key Laboratory of Gansu Advanced Non-Ferrous Metal Materials, lanzhou University of Techenology,Lanzhou 730050,China.2.Division of Strucrural Materials, Central Iron and Steel Research Institute,Beijing 10081,China)ABSTRACTIn this paper, the properties and fracture mechanisms of MAG and TIG welding joint of a new 980MPa high strength steel are studied by impact test, tensile test and scanning electron microscopy (SEM) observations, the weak link of welding joints are determined, effects of weak link on the whole impact toughness of joints are obtained. By a series of experiments, the following results are obtained: the tensile strength has few discrepancies between the two weld metals and parent metal, but the percentage of area reduction is lower than parent metal, weld metal (especially original weld metal) is the weakest links on the welding joints, The proportions of the original weld metal and weld metal have an effects on impact toughness, charpy toughness of MAG welding joints is smaller than that of TIG welding joints. For MAG welding joints, quasi-cleavage fracture with many cleavage facets are dominated in the whole fracture surface. For TIG welding joints, ductile fracture with many dimples are dominated in the whole 102009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集fracture surface. The phenomena is attributed to two reasons: on the one hand, the amount of nickel in welding stick of TIG welding joints are more than that of MAG welding joints MAG, so its fracture toughness is better than that of MAG welding joints. On the other hand, there is many inclusions in MAG weld metals, and the sizes of these inclusions are larger than that of TIG welding weld metal, cracks are initiated from these large inclusions easily, which induce the early brittle quasi-cleavage fracture.KEY WORDS: 980MPa high strength steel, weld metal,Charpy toughness, weak links作者简介：曹睿，女，1977 年出生，博士，副教授。主要从事方向材料的焊接性，材料变形及断裂行为，发表论文 30 余篇 联系人：曹睿； 通信地址：兰州理工大学材料学院；邮编：730050； 电话：；Email：112009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集CaF2对双相不锈钢药芯焊丝工艺性能的研究李国栋 栗卓新 李伟 北京工业大学材料学院 北京 100124 Li Guodong, Li Wei, Li Zhuoxin (Beijing University of Technology, Beijing 100124, China) 摘要： 本文在自行研制的双相不锈钢药芯焊丝 2205 中， 加入了不同质量百分比含量的CaF2。 利用Olympus-PMG30 金相显微镜来观察焊后熔渣的微观组织，对焊缝表面的压坑率进行了 测试。研究结果表明，药芯焊丝中CaF2的质量百分含量低于 1.5%时，随着CaF2含量的增加， 熔渣显微结构中白色球状相“FeO”减少，有利于脱渣性的改善。药芯焊丝中CaF2的质量百 分比超过 3%后，焊接工艺性变差。 关键词：双相不锈钢药芯焊丝；脱渣性；压坑率 中图分类号： TG422.2 文献标识码：A 文章编号：0 前言 双相不锈钢（Duplex Stainless Steel，简 称DSS）是其固溶体中铁素体相和奥氏体相 约各占一半的钢种， 一般较少相的含量也需 要达到 30%。 近年来在国内外得到十分迅速 应用发展[1]。目前我国的双相不锈钢药芯焊 丝绝大部分依赖于进口。 本文对自行研制的 GDQA2205 双相不锈钢药芯焊丝药芯成分 对脱渣性进行了研究。 选用钛型渣系作为双相不锈钢药芯焊 丝 2205 的基础渣系，由于双相不锈钢药芯 中含有大量Cr、Mo、Ni等奥氏体成形元素， 使得熔渣的线膨胀系数和表面张力较大， 焊 接时存在严重的崩渣现象。此外，钛型渣系 中由于碱度较小，焊缝中极易产生气孔。本 研 文通过双相不锈钢药芯组份中加入CaF2， 究了了不同CaF2 含量对脱渣性及压坑敏感 性的影响机理。采用“FCW50 被动拉拔式药芯焊丝成 型机”制作GDQA2205 双相不锈钢药芯焊 丝，药芯焊丝的直径为 1.2mm。药芯焊丝的 配方中的CaF2质量百分含量分别为 0.5%， 1.0%，1.5%，2.0%，2.5%，相应的药芯焊 丝分别标记为 1 号，2 号，3 号，4 号，5 号 焊丝。在相同的条件下，对药芯焊丝进行工 艺性试验，焊接工艺参数如表 1 所示。 焊后观察焊缝金属表面的压坑情况， 然 后取平均值。为了定量评价压坑的多少，引 入压坑率的概念， 是指每平方厘米焊缝表面 上压坑的面积所占的比例。其计算公式如 下：n ∑ Si i =1气孔（压坑）率=nS×100%总式中∑Si =1i代表气孔（压坑）面积总1 试验方法和， S 总 代表焊缝总表面积。 焊后收集熔渣， 观察焊缝金属表面的压122009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集坑情况，利用 Olympus-PMG30 金相显微镜来观察焊后熔渣的微观组织。表1焊接参数Table 1 welding parameters 焊接电流 I/A 190～200 电弧电压 U/A 28～30 焊接速度 ν/（cmqmin-1） 22～26 气体流量 L/Min 15～18 焊丝干伸长 mm 15～202试验结果 自行研制的 5 种药芯焊丝的熔渣微观组织如图 1 所示， 焊缝表面测试的压坑率 如图 2 所示。200× 图(a) CaF2质量百分含量 0.5% 图(b)200× CaF2质量百分含量 1.0%200× 图（c）CaF2质量百分含量 1.5%200× 图(d) CaF2质量百分含量 2.0%132009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集200× 图(e) CaF2质量百分含量 2.5%图 1 熔渣结构的显微组织 Fig.1 The microstructure of slag5.0 4.5 4.0 3.5压坑率（%）3.0 2.5 2.0 1.5 1.0 0.5 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5氟化物（wt%）图 2 氟化物对压坑率的影响 Fig.2 The influence of CaF2 on the indentation[2]3结果与讨论化 。从图 1（a）可以看出，1 号焊丝中， 存在较多的亮色球状相。 通常认为亮色球状 相是 “FeO” 根据熔渣与焊缝金属表面之间 。 的结合粘渣理论，认为渣中过多的FeO复合 化合物的存在，犹如“焊点” ，将熔渣与金 属表面牢牢连接在一起，很难去除[3]。这是 由于一方面， 液态熔渣要与结晶的焊缝金属 表面进行反应， 反应的产物是在焊缝金属的 表面生成一层FeO氧化膜，其晶体结构为体3.1 焊后熔渣显微组织对脱渣性的影响 在外界条件相同时， 物质的性质取决于 物质的内部构造。 这种构造就是组成物质的 粒子种类和含量， 以及它们在运动中的排列 方式，即物质的成分及组织结构。因此，可 以说熔渣的脱渣性是由熔渣的化学成分及 显微组织结构决定的。不同渣系的熔渣，其 化学成分发生变化， 显微组织结构也发生变142009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集心立方晶格， FeO搭建在焊缝金属α-Fe的体 心立方晶格上；另一方面，在熔渣中形成尖 晶石型化合物的二价和三价金属化合物(如 Cr2O3) ， 它 们 的 尖 晶 石 型 化 合 物 (MeO?Me2O3)，又搭建在焊缝金属表面的 FeO晶格上，使得熔渣内表面与焊缝之间结 合力分布不均匀，易产生粘渣[4]。这种“焊 点”越多，越不容易脱渣。 从图 1 中可以看出， 随着CaF2含量的增 加，熔渣显微结构中的“焊点”减少，有利 于避免粘渣的产生。氟化物的熔点普遍较 低，可使熔渣共熔点降低，主要影响熔渣的 表面张力。药芯焊丝中加入萤石后，Ca盐成 分明显增多，高温下Ca2+离子使硅氧键中氧 桥断裂而将O2-离子吸附过来，将较大的氧 硅负离子分解为简单的结构单元， 使熔渣活 性降低、粘度减小、表面张力下降，从而改 善了焊缝脱渣性。 从图 1（e）中可以看出，CaF2含量超过 1.5%后，熔渣结构变得较为疏松。冶金学结 晶理论表明，结晶凝固时，晶粒粗大或组织 严重不均匀材料中所引起的应力比晶粒细 小材料中的大[5]。1 号焊丝到 3 号焊丝熔渣 中具有粗大的结晶相和明显的组织不均匀， 冷却时收缩量比 4 号和 5 号焊丝的熔渣的要 大，使得熔渣内部拘束力增大，脱渣性较为 容易， 4 号和 5 号焊丝的脱渣性则较为困 而 难。这与CaF2熔点较低，使熔渣结晶不均匀 有关。 3.2 氟化物对压坑率的影响 由图 2 可以看出， 随氟化物在药芯中含 量的增加，压坑率减小。这是由于氟化物中 有F元素，在电弧高温下分解成F-，与电弧 中的H+生成HF气体，从熔池中逸出，并且 氟化物熔点比较低， 可以降低熔渣的结晶温度，使产生的气体容易逸出，降低压坑产生 的机率； 但当焊丝中CaF2的质量百分比超过 3%后，随着其在配方中比例的增加，电弧 声音变差，飞溅变大，熔渣变稀，使得全位 置焊接工艺变差；同时药芯中氟化物越多， 焊接烟尘的有毒性增强，应控制其配比。因 此，在满足去氢作用及降低压坑率的前提 下，尽量减小CaF2在焊丝药芯中的含量。4结论 (1) 所研制的GDQA2205 双相不锈钢药芯焊丝中，CaF2的质量百分含量从 0.5%增 加到 1.5%时，熔渣显微结构中白色球状相 “FeO” 减少， 有利于脱渣性的改善， 但CaF2 含量超过 1.5%后，熔渣结构变得疏松，又 使得脱渣性变得困难。 （2）所研制GDQA2205 双相不锈钢药芯 焊丝中加入CaF2的质量百分含量超过 2.5% 时，随着CaF2含量增加，压坑率降低。但当 CaF2的质量百分比超过 3%后，电弧声音变 差，飞溅变大，熔渣变稀，不利于脱渣性及 焊接性。参考文献[1] Liou Horng-Yih, Hsieh Rong-Iuan, Tsai Wen-Ta. Microstructure and pitting corrosion in simulated heat-affected zones of duplex stainless steels [J]. Materials Chemistry and Physics, 2002, 74 : 33~42. [2] 李平, 孟工戈. TiO2 对不锈钢焊条脱渣性的影响[J]. 焊接学报, ): 69-72. [3] 栗卓新, 陈邦固, 雷万钧, 伍珠良. 药芯组成对碱性自保护药芯焊丝脱渣性影响的研究[J]. 机械 工程学报, ): 75-78. [4] 栗卓新, 蒋建敏, 魏琪. 药芯组成对气保护不锈钢药芯焊丝脱渣性影响的研究[J]. 材料工程, 2003, (1): 30-33. 152009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集[5] 彭道衡等. A102 不锈钢焊条脱渣性影响因素的 研究[J]. 焊接，2000（7） ：11～15.不锈钢药丝焊丝的开发与不锈钢的焊接性及焊接 工艺研究。E-mail:guodongli@。联系地 址：北京工业大学材料学院（100124） 。作者简介：李国栋（1974－） ，男，工程师，从事The Effect of CaF2 on the processing properties of Duplex Stainless Steel Flux cored wireAbstract：A flux cored wire for duplex stainless steel was developed and different CaF2 were added in it. The microstructure of slag was observed by Olympus-PMG30. the indentation rate in the weld was tested. Research showed that when the weight percent of CaF2 was less 1.5%，the content of “FeO” was decreased with the content of CaF2 increasing, which is beneficial to the detachability. If the weight percent of CaF2 was more than 3%, the processing properties become bad. Key words: duplex stainless s indentation162009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集X80 管线钢环焊缝接头残余应力的数值模拟李亚娟1,2，李午申1（1.天津大学 材料科学与工程学院，天津 .中国民航大学 理学院，天津 300300） 摘要：利用 SYSWELD 有限元分析软件，以热弹塑性理论为基础，采用双椭球焊接热源模型，对 X80 管线钢环焊缝接头的 焊接温度场和应力场进行了模拟仿真。得到了管道内、外壁以及管道中间焊接残余应力的分布规律，即，焊缝及近缝区的残 余应力值较大，远离焊缝中心残余应力值逐渐减小；由于表面和心部散热条件不同，造成了管道表面和心部的残余应力方向 上的差异或数值大小的不同。研究了焊接线能量和预热温度对残余应力的影响规律，结果表明：随着线能量的增大和预热温 度的提高，残余应力值逐渐降低，线能量对残余应力的影响强于预热温度的影响，为了减小焊接残余应力，应尽量采用大线 能量和较高预热温度进行焊接。 关键词：管线钢；数值模拟；焊接残余应力；双椭球热源模型 中图分类号：TG404 文献标识码：AX80高钢级管线钢属于控轧控冷的低碳微 合金钢， 具有高强度和良好的抗延性断裂能力， 目前是国际上输气管道的主导钢材。但随着管 线钢强度级别的提高，板厚的加大，焊接接头 在焊接过程中产生残余应力的倾向也随之增 大，焊接残余应力是导致焊接氢致裂纹、脆性 断裂、疲劳断裂、应力腐蚀裂纹等破坏形式的 主要因素之一 ，因此，残余应力的大小是决 定大型焊接结构能否安全运行的关键影响因素 之一。 对于焊接残余应力的实测具有很大的局限 性：采用无损方法，只能测得焊接结构表面的 应力状态；即使采用破坏性测试方法，三维残 余应力场也是难以精确描述的 ，而且残余应 力的实测方法需要耗费大量的人力、物力、财[2] [1]力，成本较高。为减少物理实验而采用数值模 拟的方法不仅可以实现研究工作的定量化，而 且可以在满足数据丰富性，准确性的基础上大 大降低成本。 作者以X80管线钢为研究对象， 以热弹塑性 理论为基础， 对X80管线钢环焊缝接头的焊接温 度场和应力场进行了模拟仿真，研究了焊接工 艺参数对残余应力的影响规律。1 试验材料及方法试验材料为国产 X80 高强度管线钢，板厚 18.4mm。其化学成分和力学性能如表 1、表 2 所 示。表 1 X80 管线钢的化学成分（质量分数，%）Table 1 Chemical composition of X80 pipeline steelC 0.061 Si 0.199 Mn 1.69 Cr 0.309 Nb 0.095 Ni 0.162 Cu 0.188 Mo 0.003 P 0.008 S 0.004 V 0.002 Ti 0.010 Al 0.030 N &0.0005 Ceq 0.429 Pcm 0.153注：Ceq = C +Si Mn + Cu + Cr Mo Nb Ni V ； 。 Mn Cr + Mo + V Ni + Cu + + + + + 5B(%) Pcm = C + + + + (%) 30 20 15 2 60 10 6 5 15表 2 X80 钢的力学性能 Table 2 Mechanical properties of X80 pipeline steel材料 X80 Rt0.5 (MPa) 641 Rm (MPa) 759 Z% 41 Rt0.5/Rm 0.84图1坡口形式和尺寸焊接材料为LB-52U低氢钠型焊条，焊接方法采 用手工电弧焊。坡口形式和尺寸如图1所示。17Fig.1 Form and size of the groove 试验中考虑了线能量和预热温度两个因素对温2009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集度场和应力场的影响，采用了一次回归正交试验方 法，采用L4(2 )正交表安排实验，试验方案见表3。 选择焊接热输入线能 根据实际的X80钢焊接情况 ， 量的上水平为25J/cm， 下水平为6J/cm； 预热温度上 水平为90℃，下水平不预热，环境温度30℃。 表3 试验方案及焊接工艺参数[3] 3虑系统内能的增加） {T } 为节点的温度向量； ；{T&}[5] 为温度对时间的导数； {Q} 为节点的热流向量 。2.2应力场控制方程 伴随着焊接加热过程，焊件产生与时间和空间 位置相关的热应变和相变应变，引起弹性或塑性应 力场，以及相关的局部或总体的变形。综合考虑温 度对本构关系的影响，这样热弹塑性本构关系可以 表示为 : {dσ } = [D ep ]{dε } ? [C th ][M ][ΔT ]ep th [6]Table 3 Test scheme and welding processing parameter编 号 1 2 3 4 5 线能量 （kJ/cm） 25 25 6 6 15.5 预热温度 （℃） 90 30 90 30 60 28 28 25 25 25 焊接电压 （V） 焊接电流 （A） 130 130 85 85 130 焊接速度 （cm/min） 7 7 16.5 16.5 9.40(4)式中: [D ] 为弹塑性刚度矩阵； [C ] 为热刚度矩 阵； [M]为温度形函数。3 物理模型的确定3.1热源模型及其校正 为确保温度场计算的准确，应选用合适的热源 模型 。双椭球能量密度分布的热源模式，在处理 如手工电弧焊、钨极氩弧焊、熔化极气体保护焊等 时，有较高的准确性。本工作试验的工艺参数是依 据手工电弧焊的常用焊接工艺参数制定的，选用双 椭球热源模型为数值模拟计算的热源模型，双椭球 热源模型的数学表达式为 ：q ( x, y , z ) = Q1, 2 . exp( ? y2 x2 z2 ) ? exp( ? 2 ) ? exp( ? 2 ) 2 a1, 2 b c[8] [7]2 数学模型的建立2.1温度场计算模型 在焊接过程中，随热源的移动，焊件上的温度 场随时间和空间急剧变化，材料的热物理性能也随 温度剧烈变化， 同时还存在熔化和相变潜热的产生。 因此，焊接温度场的分析属于典型的非线性瞬态热 传导问题。 非线性瞬态热传导问题的控制方程可以表示为[4]：（5）式中 q 为热通量； x , y , z 为相对于热源中心?T ? ? ?T ? ? ? ?T ? ? ? ?T ? & （1） ? + ? kz = ? kx cρ ? + ?ky ?+Q ?t ?x ? ?x ? ?y ? ?y ? ?z ? ?z ? ? ?的坐标； Q1，Q2 是热源前半球和后半球的能量密 度；a1，a2，b，c 分别是熔池前端距、后端距、熔 深和熔宽。 通过试验测得熔池形状参数a1，a2，b，c，以 这些形状参数为依据，采用SYSWELD 有限元计算软 件提供的热源校正工具，对每一道焊道的热源进行 校正， 热源校正的过程就是温度场的模拟计算过程。 焊接应力分析的基础是温度场，所以温度场的正确 模拟是正确模拟焊接应力场的基础。 采用与试验结果相比较的方法来验证温度场数 值模拟结果的正确性。 以第2组试验为例， 第一层填 充焊道焊接结束时实际焊缝截面与数值模拟得到的 结果的对比情况如图2 所示。由图2 可见，两者的 焊缝和热影响区形状基本相同，且模拟接头的几何 参数与试验接头十分接近，数值模拟结果与实际的 焊接填充过程非常一致。选择峰值温度与试验热循 环峰值温度最接近的节点，将二者的热循环曲线进 行对比， 如图3所示， 发现数值模拟得到的热循环曲18式中c为材料的比热容； 为材料的密度； T ρ为温度场的分布函数； t 为时间； kx, ky , kz 分& 别为x, y , z方向上的导热系数； Q 为内热源。对流边界条件为：{q}T {η} = ?h f (TB ? TA )式中（2）q 为热通量；η 为单位外法向标准向量； hf 为表面散热系数； TB 为热流附近的温度； TA 为模型的表面温度。 当采用有限元计算时，传热方程一般采用矩阵 形式：& [C ]{T }+ [K ]{T } = {Q}（3）式中[K] 为热传导矩阵（包含导热系数、对流系数及辐射率和形状系数） [C] 为比热矩阵 ； （考2009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集线与试验结果很接近。以上实例说明了温度场模拟 的准确性，温度场模拟的准确性为应力场的准确模 拟奠定了基础。图5 模型的网格划分 Fig.5 Meshing of the model3.3 材料性能参数 进行焊接变形热弹塑性有限元模拟需要考虑材 [5] 料非线性，即考虑材料特性的温度相关性 。主要 的热物理参数和力学参数如图3所示。屈服强度σs/×10 MPa，弹性模量E/×10 MPa 密度ρ/kg?cm-3，比热cp/×10 J?kg-1?℃图2 模拟焊缝与实际焊缝对比 Fig.2 Welding joint contrasting of the simulation and the test result140059 8 7 6 5 4 3 2 1 0 0 200 400 600 800 00 E ss2ρcp1200模拟结果 试验结果1000温度/℃8006004002002温度/℃0 20 40 60 80 100 1200时间/s图6 材料性能参数 Fig.6 Material properties图3 粗晶区热循环曲线 Fig.3 Thermal cycle of the coarse-grained zone3.2 有限元模型的建立3结果及分析3.1 残余应力的分布规律120 100a轴向应力σ/MPa80 60 40 20 0 -20 -40 -60 -60 -40 -20 0 20 401# 2# 3# 4#图4模型的截取 Fig.4 Intercepting of the model60与焊缝中心距离/mm为了提高计算速度和精度，采用二维有限元计轴向应力σ/MPa算模型。以垂直于焊缝长度方向的整个焊接接头的 截面作为网格划分的对象（如图4），在该截面上建 立焊接接头的二维平面模型。为实现动态模拟，计 算时采用单元激活技术来模拟移动热源和焊缝的形 成过程。 具体的网格模型如图5所示。 在需要重点考察的 焊缝及热影响区处，由于焊接温度梯度大，且该区 域的应力应变场变化较为复杂， 为了保证计算精度，100b)50 0 -50-100 -150 -601# 2# 3# 4#-40 -20 0 20 40 60与焊缝中心距离/mm160 140 120c)轴向应力σ/MPa100 80 60 40 20 0 -20 -40 -60 -60 -40 -20 0 20该部分网格划分较为密集，为细化网格区；而在远 离焊缝的母材处，网格划分相对较粗，为粗化网格 区。1# 2# 3# 4#4060与焊缝中心距离/mm192009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集图7轴向残余应力分布 a)内壁 b)外壁 c)管壁中间a)inner surface b)outer surface c)middle由图 8 可以看出， 管道内壁和外壁的径向残余 应力值较低，在±20MPa 之间，变化不明显，峰值 应力出现在近缝区。管壁中间应力值高于管内、外 壁，最大值达 75MPa；小线能量的 3、4 号试样，焊 缝为拉应力，近缝区为压缩应力；大线能量的 1、2 号变化不明显。500 450Fig. 7 Distribution of axial residual stresses a)inner surface b)outer surface c)middle图 7、图 8、图 9 给出了不同焊接工艺下的轴 向（与焊缝方向垂直） 、环向（与焊缝方向平行）和 径向的残余应力分布。由图可以看出，残余应力峰 值集中在每层的焊缝及近缝区，焊缝及近缝区残余 应力值较大，离焊缝中心越远残余应力越小。 由图 7 可见，内、外壁轴向应力分布规律与管 壁中间相反：在焊缝中心，管道中间的残余应力为 拉应力，随着距焊缝中间距离的增加，拉应力转变 为压应力；而管道内、外壁焊缝中心的轴向残余应 力为压应力，随着距焊缝中心距离的增大，压应力 转变为拉应力。与心部相比，表面散热快，冷却速 度快，先恢复屈服强度，塑性变形先停止，这样， 表面就会抑制心部的收缩塑性变形 ，最终形成管[9]a)环向应力σ/MPa400 350 300 250 200 150 -60 -40 -20 0 20 401# 2# 3# 4#60与焊缝中心距离/mm480 440环向应力σ/MPa壁中间和管道内、外壁残余应力的方向差异或应力 值大小的不同。由图 7-c)可以看出拉应力最大为 150MPa。20 16 12b)400 360 320 280 240 200 -60 -40 -20 0 20 401# 2# 3# 4#a)60径向应力/MPa8 4 0 -4 -8 -12 -16 -60 -40 -20 0 20 40与焊缝中心距离/mm1# 2# 3# 4#500环向应力σ/MPa1# 2# 3# 4#60c)400与焊缝中心距离/mm16 12300200b)-60 -40 -20 0 20 40 60径向应力σ/MPa8 4 0 -4 -8 -12 -16 -60 -40 -20 0 20 40与焊缝中心距离/mm图9 环向残余应力分布1# 2# 3# 4#60a)内壁 b)外壁 c)管壁中间Fig. 9 Distribution of hoop residual stresses a)inner surface b)outer surface c)middle与焊缝中心距离/mm80 60由图 9 可以看出， 环向残余应力表现为拉应力，c)1# 2# 3# 4#应力值远高于轴向和径向残余应力，最大值达 490MPa，远低于屈服点应力。与管内、外壁相比， 管壁中间应力值较高。 3.2 焊接工艺参数对残余应力的影响径向应力/MPa40 20 0 -20 -40 -60 -40 -20 0 204060由前面的分析可以看出，管壁中间的应力值高 于管内、外壁，因此，以管壁中间的等效应力分布 为例，分析不同工艺参数对残余应力的影响规律。与焊缝中心距离/mm图8 径向残余应力分布 a)内壁 b)外壁 c)管壁中间480Fig.8 Distribution of radial residual stresses20等效残余应力σ/MPa440 400 360 320 280 240 200 160 -60 -40 -20 0 20 401# 2# 3# 4#60与焊缝中心距离/mm2009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集4.结论1、 焊缝及近缝区的残余应力值较大， 离焊缝中 心越远残余应力值减小。 2、环向残余应力最大，峰值为 490MPa，远低图10 管壁中间等效残余应力分布于屈服点应力；径向残余应力最小，最大值不超过 75MPa。 3、 由于表面和心部散热条件不同， 造成了管道 表面和心部的残余应力方向上的差异或数值大小的 不同。 4、随着焊接线能量的增大和预热温度的提高， 残余应力值逐渐降低，线能量对残余应力的影响强 于预热温度的影响，为了减小焊接残余应力，应尽 量采用较大线能量和较高预热温度进行焊接。 参考文献：[1] 田锡唐. 焊接结构[M]. 北京：机械工业出版社，1981. [2] 李为卫，沈磊，韩林生等. X80 钢级管线钢焊接工艺试验[J]. 热加 工工艺，） ：26-27. [3] 何小东，张建勋，巩水利等. TC4 钛合金激光焊接应力变形有限元Fig.10 Distribution of Von mises residual stresses in the middle of the pipe wall管壁中间的等效残余应力分布如图10所示。由 图可见，不同焊接工艺参数下得到的残余应力在数 值上有显著不同。一般来说，焊缝和近缝区的残余 应力值大大高于远离焊缝的母材，是焊接接头最容 易出现问题的部分。因此，重点分析不同工艺参数 对焊缝和近缝区残余应力的影响规律。 将1-4号试样焊缝中心的残余应力σ放入L（2 ） 4 正交试验表中， 进行极差分析， 结果见表4， 表中X1、 X2、 X12分别为线能量、 预热温度及两者交互作用的 编码因子。 表 4 试验因子与等效残余应力的极差分析表 Table 4 The range analysis of factors and Von mises residual stresses编号 1 2 3 4 K(+1) K(-1) R X1 1 1 -1 -1 323.5 428.5 105 X2 1 -1 1 -1 352.5 399.5 47 X12 1 -1 -1 1 379 373 6 σ（MPa） 303 344 402 4553分析[J]. 材料工程，2005， （8） ：39-42. [4] 张文钺．焊接传热学[M]．北京：机械工业出版社，1989． [5] 李午申，白世武，严春研等.9Ni钢焊接温度场的数值模拟[J].电焊 机，）：1-4. [6] 薛忠明,曲文卿,柴 鹏等. 焊接变形预测技术研究进展[J] . 焊接学报, ):87 -91. [7] Tailor G A, Hughes M, Pericleous K. The application of three dimension finite volume method to the modeling of welding phenomena[A]. Modeling of casting, welding and advanced solidification process Ⅸ[C]. San Diego. Edited by Prter. R. Sahrn, 9. [8] Goldak J．A new finite model for welding heat source[J]． Metallurgical Transactions，)：299－305． [9] Chen Furong, Xie Ruijun and Guo Guifang. Residual stress analysis of 7075 aluminum alloy after vacuum electron beam welding[J]. CHINA WELDING. -63.由极差分析表（表4）可以看出，线能量对残余 应力的影响最大， 预热温度对残余应力的影响较小， 与前两者相比，线能量和预热温度的交互作用对残 余应力的影响可以忽略。 进行多元回归，得到线能量、预热温度与残余 应力之间关系的方程如下：Numerical Simulation on Welding Residual Stresses of X80 pipeline Girth Welding JointLI Ya-juan1,2, LI Wu-shen1(1.School of Materials Science and Engineering, Tianjin University, Tianjin .College of Science, Civil Aviation University of China 300300 )Abstract: X80 pipeline steel welding temperature field and stress field is simulated with SYSWELD based on thermal elastic-plastic theory, where a model is applied in the form of 21σ = 508.6579 ? 5.5263 X 1 ? 0.7833 X 2 （6） 置信度 95％，方差 0.99 由式（6）可知，线能量和预热温度与残余应力 均呈负相关关系，即随着线能量的增大和预热温度 的提高，残余应力值逐渐降低。所以在实际焊接过 程中，为了降低残余应力，应尽量选用较大线能量 和较高预热温度。2009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集double ellipsoid thermal source. The residual stress distributions of inner surface, outer surface and the middle of pipe wall were obtained. The residual stresses are rather large in the welded seam zone and the adjacent zone, and gradually reduce a the cooling velocity difference results in the difference of residual stresses in direction and in value of the pipeline surface and the inner. Effects of weld heat input , preheating temperature on residual stresses were further investigated. The results show that the residual stress is decreasing with the increasing of heat input and preheating temperature, and heat input has more influence upon the residual stresses than preheating temperature does, larger heat input and higher preheating temperature should be used to reduce welding residual stresses. Key words:
wel double ellipsoid thermal source222009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集高韧性 X80 管线钢埋弧焊丝的研制陈延清1,2 杜则裕2 许良红1 牛辉3 (1.首钢技术研究院 北京 100043， 2.天津大学材料学院 天津 300072， 3.宝鸡石油钢管有限责任公 司 宝鸡 721008)摘要：本文以《西气东输二线管道工程用螺旋缝埋弧焊管技术条件》的要求出发，采用 Mn-Mo-Ti-B-Zr 合金系研制 成功一种高韧性 X80 级管线钢埋弧焊丝。研究结果表明：研制的焊丝与烧结焊剂 F80 匹配，在 1.65mm/min 焊速下， 可焊接国内各钢厂生产的 X80 热轧板卷，钢管焊缝金属的力学性能满足《西气东输二线管道工程用螺旋缝埋弧焊管 技术条件》的要求，焊缝组织可实现以得到针状铁素体组织为主的设计目标。 关键词：X80，埋弧焊丝，力学性能Development of Surbmerged arc welding Wire for X80 Pipeline steelCHEN Yanqing1,2, DU Zeyu2, XU Lianghong1 NIU Hui3 (1. Shougang Research Institute of Technology Beijing . School of Materials Science and Engineering Tianjin University Tianjin .Bao Ji Petroleum Steel Pipe Co,.LTD 721008)Abstract: Based on the demand of 《Technical Specification of HSAW Line Pipe for the 2nd West-East Pipeline Project》, a high toughness submerged arc welding wire of Mn-Mo-Ti-B-Zr steel forX80 pipeline steel was developed. The results indicated that the X80 hot rolled strip sheet produced by all domestic steel groups can welded by the submerged arc welding wire in couple with agglomerated flux F80, under the welding speed of 1.65mm/min. The mechanical properties of steel pipe welds reached the demand of 《Technical Specification of HSAW Line Pipe for the 2nd West-East Pipeline Project》 and the , weld metal showed a dominant acicular ferrite macrostructure. Keywords:X80, Surbmerged arc welding Wire, mechanical properties0 前言油气管道特别是天然气管道发展的趋势是采用大口径、高压输送、高钢级别的管材。采用高压输 送和高强度管材，可以大幅度节约管道建设成本[1]。目前，X80 管线钢作为新一代高性能管线钢已 进入规模化应用阶段， 国外已建成的X80 管线约 2000 余公里， TransCanada已将X80 级管线钢作为新 我国 2008 年初启动的西气东输二线工程主干线全部采用X80 管线钢， 80 X 建输气管线的基本选材[2]。 管线钢预计用量达 355 万吨。X80 级钢是石油天然气输送管工程规模应用系列中钢级最高的钢种， 具有高强度、高韧性特点。与其配套的焊接材料要求高强度的同时，还要具有稳定的低温冲击韧性。 对于Φ1219mm、18.4mm厚X80 级螺旋焊管若仍然采用H08C焊丝焊接，其焊缝韧性可满足要求，但 强度达不到等强匹配。焊接高强度管线钢如果采用低强匹配，在环境工况恶劣条件下，焊缝会因为 没有足够的强度余度而产生应变，所以焊接高强度管线钢宜采用等强匹配，或高匹配。有必要开发 高强度、高韧性的埋弧焊丝以满足大口径、大壁厚X80 级管线钢螺旋焊管的需要，首钢与宝鸡钢管 于 2006 年开始了X80 管线钢埋弧焊丝的开发，本文就所开发焊丝的熔敷金属、焊缝金属和钢管焊缝 的力学性能进行了详细的论述。232009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集1 焊丝开发的目标1.1 焊丝熔敷金属性能指标 熔敷金属性能是衡量焊丝性能的重要指标，是使用者选择焊接材料的重要依据。一般根据工程 标准及材料的服役条件，确定熔敷金属的性能指标。 表 1 列出了 GB/T12470 中熔敷金属性能、API5L 中 X80 管线钢性能。从表中数据可以看出， GB/T12470《合金钢埋弧焊用焊丝焊剂》标准中，熔敷金属 F62A4-H×××的强度相当于管线钢中的 X80 的强度。表1 标准 GB/T12470《合金钢 埋弧焊用焊丝焊剂》 API 5L 及相关管线标 准要求 GB/T12470 熔敷金属性能、API 5L X80 管线钢性能要求 拉伸试验/MPa 屈服强度≥540 抗拉强度：620-760 母材：屈服强度：552-690; 抗拉强度：621-827; 焊缝：抗拉强度≥621 冲击试验 /J -40℃：五个试样平均值≥27 西气东输试验段（-20℃） ：焊缝 及 HAZ 单个≥60,平均≥90 级别 F62A4-H××× Table1 Technical requirement of GB/T12470 and API 5LX80要实现与 X80 管线钢达到等强或过强匹配，焊丝-焊剂熔敷金属性能应满足 GB/T12470《合金钢 埋弧焊用焊丝焊剂》中 F62A4-H×××要求，即：熔敷金属抗拉强度≥620MPa，屈服强度≥540Mpa，δ5 （%）≥17%，－40℃下，熔敷金属冲击韧性不小于 27J。 1.2 X80 管线钢管焊缝性能指标 西气东输二线主干线全部采用 Φmm X80 级钢管，与 X70 管线钢相比，X80 管线钢的 焊接存在以下难点：1）X80 管线钢合金元素含量高，母材碳当量高，材料的可焊性差，焊缝性能不 容易保证。2）随壁厚增加，在较高速度焊接时，焊接过程中更容易产生气孔、夹渣等缺陷。根据以 上特点，提出 X80 管线钢管焊缝性能指标如下： 在 1.6-1.8m/min 高焊速条件下，所开发的焊丝其焊缝金属各项性能指标应满足 API 5L 及《西气 东输二线管道工程用螺旋缝埋弧焊管技术条件》 （以下简称技术条件）等标准的要求。即：焊缝抗拉 强度≥625Mpa；-10℃焊缝冲击功单个值≥60J，平均值≥80J；剪切面积单个值≥30%，平均值≥40%； 焊缝维氏硬度 HV10≤280。2 X80 管线钢埋弧焊丝成分设计焊丝成分设计的指导思想是低碳、微合金化，焊丝成分的设计目标是得到以针状铁素体为主的 焊缝组织，确保焊缝金属获得优良的强韧性匹配。根据合金元素强韧化机理以及在焊缝金属中的作 用，选择C、Mn、Si作为焊丝合金设计基本元素，Mo、Ni、Cr作为焊丝合金设计中的合金化元素， 确保焊缝金属的强韧性，加入Ti、B、Zr等微合金元素提高针状铁素体比例。选择合金元素的原则是：242009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集l)加入的合金元素可降低贝氏体开始转变温度， 促进过冷奥氏体向粒状贝氏体转变和针状铁素体的转 变；2)尽量降低损害焊缝金属韧性的合金元素的加入量，选择对焊缝金属韧性损害较小的合金元素 强化焊缝金属基体组织；3)加入的合金元素应使形成针状铁素体和粒状贝氏体的冷却速度范围变宽， 添加的微合金元素，在奥氏体晶内形成有效夹杂物和在晶界偏析，而抑制奥氏体晶界迁移，促进针 状铁素体形核，提高针状铁素体和粒状贝氏体含量比例[3]。从焊缝金属强度、韧性、焊丝成本以及 实验室的试验结果等方面综合考虑，所开发的焊丝最终确定采用Mn-Mo-Ti-B-Zr合金系。3.X80 管线钢埋弧焊丝熔敷金属的组织和性能3.1X80 管线钢埋弧焊丝熔敷金属力学性能 按照 GB/T《埋弧焊用低合金钢焊丝和焊剂》的要求，采用宝鸡钢管开发得的 X80 管线钢专用焊剂 F80，进行了所开发焊丝 H80 熔敷金属焊接试验，H80 焊丝熔敷金属的力学性能如 表 2，焊丝熔敷金属的力学性能达到了焊丝的开发目标。表 2 H80 焊丝熔敷金属的力学性能 Table2 Mechanical properties of metal deposits of H80 welding Wire 焊丝+焊剂 Rp0.2 技术要求 H80+ F80 焊剂 拉伸性能 MPa Rm MPa ≥625 660 A % ≥17% 29 AKV -40℃ ≥27（焊丝开发目标） 92,114,100/102 J≥540 6203.2X80 管线钢埋弧焊丝熔敷金属组织 X80 管线钢埋弧焊丝熔敷金属的金相组织照片如图 1 所示，熔敷金属的组织为大量的针状铁素 体和少量的先共析铁素体。图1 Fig1焊丝熔敷金属金相组织Microstructure of metal deposit of H80 welding Wire4. X80 管线钢埋弧焊丝平板对接双丝埋弧焊试验对研制的 H80 焊丝，进行了平板对接双丝埋弧焊试验，以考查新研制的焊丝在不同焊速下、与 不同焊剂匹配后，焊缝金属的综合性能。试验材料及工艺：焊剂为宝鸡钢管研究所研发的高速焊剂252009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集F80-1、F80-2 焊剂、SJ101 焊剂匹配，焊速为：1.6-1.8m/min，母材为：国内某厂生产的 18.4mm X80 热轧板卷，试板尺寸为：18.4mm×300mm×500mm，试板采用 X 型坡口。 4.1 焊速 1.8m/min下平板对接双丝埋弧焊试验 平板对接接头拉力试验结果见表 3，焊缝金属-20℃冲击试验结果见表 4，接头硬度测试结果见 表 5。焊速 1.8m/min 平板对接双丝埋弧焊试验结果表明，研制的 H80 焊丝与 SJ101 和 F80-2 焊剂匹 配，焊接接头拉力、焊缝金属冲击韧性、硬度指标均符合“技术条件”要求；研发的 H80 焊丝与 F80-2 焊剂匹配的焊接接头力学性能指标优于 H80 焊丝与 SJ101 焊剂匹配的焊接接头力学性能。表3 Table3 匹配 H80+SJ101 H80+F80－2 Rm MPa 720,720,710,715 730,730,735,725 表4 Table4 匹配 H80+SJ101 H80+F80-2 Akv(J) 164～204 /188.7 140～214/178 SA% 74～92/84 73～86/81 表5 Table4 匹配 H80+SJ101 H80+F80-2 母材 243 247 HAZ 222 225 224 219 外焊缝 245 235 243 240 221 225 HAZ 225 224 平板对接接头拉伸试验结果 The tensile results of butt joints 断口位置 母材 母材 结论 合格 合格 要求 焊接接头：抗拉强度≥625Mpa平板对接焊缝-20℃冲击试验结果 The impact results of welds at -20℃ 结论 合格 合格 要求 西二线技术要求：-10℃焊缝冲击功单个值≥60J，平 均值≥80J；剪切面积单个值≥30%，平均值≥40%。平板接头硬度试验结果 HAZ 243 232 HAZ 245 247The hardness test results of butt joints 母材 247 245 母材 247 249 内焊缝 260 260 258 254 母材 249 247 结论 合格 合格 要求 HV10 ≤2804.2 焊速 1.6m/min 下平板对接双丝埋弧焊试验 平板对接接头拉力试验结果见表 6，焊缝金属-20℃冲击试验结果见表 7，接头硬度测试结果见 表 8。在焊速 1.6m/min下，H80 焊丝与SJ101、F80-1、F80-2 焊剂匹配，接头强度、冲击韧性、硬度 指标均符合“技术条件”要求。其中研发的H80 焊丝与F80-1、F80-2 焊剂匹配的焊缝金属冲击韧性优 于H80 焊丝与SJ101 焊剂匹配。表6 Table6 匹配 H80+SJ101 H80+F80-1 H80+F80-2 Table7 匹配 H80+SJ101 Rp0.2 平板对接接头拉伸试验 The tensile test results of butt joints MPa 断口位置 熔合线 熔合线 熔合线 结论 合格 合格 合格716 716 751表 7 平板对接焊缝-20℃冲击试验结果 The impact results of welds at -20℃ SA% 46～94/62.1 结论 合格 Akv(J)/ 62～202/141.1262009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集 H80+F80-1 H80+F80-2 76～210/163.3 80～214/151.1 57～92/73.1 55～88/67.1 合格 合格表8 Table8 匹配 H80+F80-2 母材 243 HAZ 221 222 外焊缝 238 240平板接头硬度试验结果 HAZ HAZ 227 HAZ 222The hardness results of butt joints 母材 247 母材 343 内焊缝 256 253 母材 245 结论 合格 219 222采用双丝埋焊焊接工艺，研制的 H80 焊丝与 F80-1、F80-2、SJ101 等不同焊剂匹配，在焊速 1.6-1.8m/min 下，焊接 X80 热轧板卷的平板，接头所有试验结果表明，焊缝金属的抗拉强度、冲击 韧性、硬度等主要性能指标均满足《技术条件》要求。5．X80 管线钢埋弧焊丝 H80 钢管焊缝金属力学性能和金相组织5.1X80 管线钢埋弧焊丝钢管焊缝金属力学性能 H80 焊丝与 X80 管线钢匹配制管试验是在宝鸡石油钢管有限责任公司进行的，母材为马钢、首 钢、太钢、武钢生产的 18.4mmX80 热轧板卷，焊剂为宝鸡石油钢管有限责任公司研发 F80 焊剂。采 用双丝高速埋弧焊工艺，焊速高达 1.65mm/min，内焊接热输入为 20.8KJ/cm，外焊接热输入为 28 KJ/cm，钢管焊接接头的拉伸性能见表 10，钢管焊接接头硬度测试结果如表 11，钢管焊缝金属-10℃ 冲击吸收功分布情况如图 2。表 10 和表 11 中的数据表明：所研发的焊丝配用 F80 焊剂，其焊缝金 属拉伸性能和维氏硬度均满足《技术条件》的要求；由图 2 可知研发焊丝的焊缝金属冲击韧性优良， 80%焊缝金属的冲击功在 100J 以上，实现了焊丝开发要达到高强度、高韧性的目标。表 10 钢管焊接接头的拉伸试验结果 Table10 Tensile test results of pipe welding joints 焊丝+焊剂 板卷生产厂 首钢 H80+F80 武钢 太钢 马钢 表 11 管号 首钢钢管 武钢钢管 太钢钢管 马钢钢管 母材 254 237 245 262 HAZ 228 227 209 242 225 224 210 245 Rm /Mpa 断口位置 母材 母材 母材 母材 结论 合格 合格 合格 合格734，726，725，639 754，761，723，755 776，686，751，744 730，756，731，756钢管焊接接头横截面维氏硬度检验结果 (HV10) Table10 Hardness results of pipe welding joints HAZ 225 228 198 253 224 228 198 243 母材 253 240 245 251 母材 254 243 233 260 HAZ 247 230 215 258 内焊缝 254 242 225 260 251 245 227 262 HAZ 233 230 219 260 母材 251 238 227 254 结论 合格 合格 合格 合格外焊缝 233 242 224 253 238 237 218 251272009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集武钢焊缝冲击功25首钢焊缝冲击功252220222316数量 /个 1520 数量 /个 15101091110 5533 01101-130 131-160 161-200 ＞2000060-8060-80 81-100 101-130 131-160 161-20081-100焊缝冲击功/J焊缝冲击功 /J马钢焊缝冲击功25太钢焊缝冲击功222520202015数量 /个数量 /个 151512 10 1012101010533530 60-80 81-100 101-130 131-160 161-200 ＞2000 60-80 81-100 101-130 131-160 161-200焊缝冲击功/J焊缝冲击功 /J图2钢管焊缝金属-10℃冲击吸收功分布Fig.2 Impact results of pipe welds at- 10℃5.2、X80 管线钢埋弧焊丝钢管焊缝金属金相组织 在光学显微镜下，观察和分析了 H80 钢管焊缝金属金相组织，金相组织如图 3 所示，从金相组 织来看，焊缝金属金相组织以针状铁素体为主。对上述金相组织试样，在扫描电镜 1000 倍~4000 倍 下又进行了微观组织分析，微观组织如图 4 所示，所有试样组织均为大量均匀细小的针状铁素体+ 极少量较小的 M-A 岛，这是所开发焊丝具有高强度、高韧性的主要原因。(a) 100 倍(b) 500 倍图 3 H80 钢管焊缝金属的光学照片282009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集 Fig.3 OM photos of H80 pipe weld(a) 2000 倍Fig.4 SEM photos of H80 pipe weld(b) 4000 倍图 4 H80 钢管焊缝金属的 SEM 照片6结论1.首钢开发的 X80 管线钢埋弧焊丝 H80 配用 F80 焊剂，其熔敷金属的屈服强度在 620MPa 以上，抗 拉强度在 660MPa 以上，焊缝金属-40℃冲击吸收功在 100J 以上，焊接 X80 管线钢可实现等强匹配。 2.首钢开发的 X80 管线钢埋弧焊丝 H80 焊缝金属具有高强度、高韧性的力学性能，焊缝金属实现了 在高强度下，仍具有高韧性，满足了西气东输二线对高强度、高韧性焊丝的需求。 3.首钢开发的 X80 管线钢埋弧焊丝 H80 配用 F80 焊剂，熔敷金属和焊缝金属均获得了以针状铁素体 为主的金相组织，确保了熔敷金属和焊缝金属具有高强度和高韧性。 4.首钢开发的 X80 管线钢埋弧焊丝 H80 配用 F80 焊剂，在高速焊接条件下，焊接工艺性良好，焊丝 适用面广，可焊接国内各钢厂生产 X80 热轧板卷。参考文献 [1] 李鹤林. 天然气输送钢管研究与应用中的几个热点问题[J]. 中国工程机械，): 349-352 [2] 刘恒, 高惠临，丁学光. 焊接热循环对 X80 管线钢粗晶区组织性能的影响[J].热加工工艺，): 4-6 [3] 姚成武. X80 管线钢埋弧焊接材料的研制[D].西安理工大学学位论文，2006, 23作者简介：姓名：陈延清，1967 年 6 月出生，硕士，高级工程师，主要从事金属材料焊接性、焊接工艺研 究以及焊接材料开发工作，已取得北京市科技进步三等奖一项，冶金科学技术三等奖一项，首钢科 学技术三等奖四项， 公开发表论文 8 篇， 联系电话： 010-， 电子信箱： 。292009 年高性能钢材及其焊接性和高品质焊材技术交流会论文集西气东输二线管道工程的焊接技术特点隋永莉 薛振奎 杜则裕 （1 中国石油天然气管道局科学研究院 管道焊接技术中心，河北 廊坊
天津大学 材料科学与工程学院，天津 300072）摘要 西气东输二线工程干线管道采用X80 钢管，其综合技术代表了目前世界管道建设的最高水平。本文分 析总结了干线管道X80 钢管焊接施工所面临的难点，并结合X80 钢的焊接性介绍了工程采用的低氢型根焊 方法、小填充量坡口型式、多样性的焊接工艺等焊接技术特点，还介绍了穿越地震断裂带的管道的焊接施 工要求和焊接工艺，以及冬季低温环境下高强管线钢焊接问题和焊接施工方案。本工程在一定程度和范围 内检验了我国的钢铁工业水平和综合施工能力，同时也为管道焊接技术的发展提供了千载难逢的机会，把 我国的管道焊接技术推进到了一个新的阶段。 关键词 X80 钢，西气东输二线，焊接技术，断裂带管道建设，低温焊接1 1 20 前言 西气东输二线管道工程包括 1 条干线和 8 条支干线，全长近 9000 公里。按照规划，干线全 长近 5000 公里，从新疆霍尔果斯口岸开始，经独山子、乌鲁木齐，红柳、酒泉、山丹、武 威，中卫、西安、南昌、赣州，到达广州。支干线全长约 4000 公里，包括轮南-吐鲁番、中 卫靖边、洛阳-徐州、南昌-上海、樟树-湘潭、翁源-深圳、广州-南宁、肇庆-湛江。该项工 程于 2008 年 2 月 15 日开工，预计 2010 年开始输气，2012 年输气量达到 300 亿立方米。途 经地区的地形地貌有沙漠、戈壁、黄土高原、山区、平原、水网、地震断裂带、采空区和熔 岩塌陷区等。 本工程支干线用钢管的强度等级为API 5L X70，外径Φ1016mm，壁厚范围 14.6～26.4mm， 设计压力 10MPa，采用与西气东输一线管道工程一样的焊接技术。 干线用钢管的强度等级为API 5L X80，外径Φ1219mm，其中西段壁厚范围 18.4～33mm， 设计压力 12MPa，东段壁厚范围 15.3～26.4mm，设计压力 10MPa。 1 X80 管线钢管的焊接施工难点 要完成这样一条大口径、厚壁、高压输气管线的主体建设任务，焊接技术是制约着工程建 设质量和效率的重要环节之一。 西气东输二线管道工程焊接施工的难点主要体现在以下几个 方面： （1）X80 管线钢管焊接性分析与评价。X80 管线钢管的大规模应用在我国管道建设史中尚 属首次，工程供管由国内外的多家钢厂和管厂共同完成。因此，对于X80 钢管的冷裂敏感性 分析，及不同供货商的X80 钢管焊接性差异评价是保证工程质量的关键环节之一。 （2）根焊工艺的选择。管道焊接施工采用流水作业的方式，即前一道焊口完成根焊后，立 即进行下一道焊口的根部焊接，其余填充层和盖面层焊缝分别由另外的焊工完成。因此，根 焊的焊接速度是决定管道施工效率的关键环节。 （3）焊接工艺评定。为适应不同的人文环境、地形地貌、气候环境及承包商的施工技术能 力，管道施工的焊接工艺是多种多样的，涉及的焊接材料更是种