鋁在自保護藥芯焊絲中的作用及焊縫韌化途徑分析

尹士科，吳樹雄，喻萍

(1.中國鋼研科技集團有限公司，北京100081;2.北京米勒電氣制造有限公司，北京100081 )

0 前言

自保護藥芯焊絲由于不需要外加氣體保護，增加了施工的靈活性，尤其在高層建筑、輸油、輸氣管線和海洋平臺等各種戶外施工現場，得到更為廣泛的應用。自保護藥芯焊絲，由于藥芯中某些粉劑在焊接時分解或氣化，釋放出一些氣體，形成保護屏障來隔絕空氣;同時，含有一定量的脫氧劑(如Al、Ti、Si、Mg 等)和強氮化物形成元素(如Al、Ti 等)，可防止焊縫中出氣孔和因含氮量高而導致焊縫金屬韌性下降。高的含鋁量是自保護藥芯焊絲的一個特征，為了避免焊縫生成CO和N2氣孔，作為強脫氧劑和強氮化物形成元素的Al，在藥芯中的加入量是相當多的。但是，焊縫中過量的Al 會引起晶粒粗大，嚴重影響焊縫金屬的塑、韌性，故有必要對鋁的作用進行深入探討。自保護藥芯焊絲的渣系與其它焊接材料有著顯著的區別，為了防止大氣對焊接造成有害影響，通常，自保護藥芯焊絲采用大量的氟化物作為造氣和造渣劑，如BaF2、NaF、CaF2、SrF2等。無論是自身造氣保護的焊條電弧焊，還是外加保護氣體的氣體保護焊，其保護效果都能充分地隔絕焊接過程中外界空氣的侵入。而自保護藥芯焊絲，因為藥芯中的粉劑量少，造氣劑所產生的保護氣體、加入的金屬元素揮發產生的金屬蒸汽、冶金反應時產生的氣體以及藥芯中造渣劑產生的熔渣等，不能有效地隔絕外界空氣的侵入，導致電弧氣氛中的氧、氮和氫氣進入熔滴金屬。含有這些氣體的熔滴金屬落入熔池之后，如果在熔池內不能充分地脫除這些氣體，將會在焊縫中形成氧化物、氮化物等各種夾雜物，對焊縫韌性造成不利影響，基于此，有必要采取其它措施來進一步提高焊縫金屬的韌性。

1 鋁在焊接中的作用及其對焊縫性能的影響

1.1 鋁在焊接過程中的脫氧、脫氮作用

鋁是很強的脫氧、脫氮元素，它對氧的親和力很強，其脫氧能力排在鈦、碳、鎂、鋯等元素之前。在熔滴形成及熔滴過渡階段，鋁主要通過先期脫氧來降低電弧氣氛的氧化勢，Al可與電弧氣氛中的氧相結合，生成鋁的氧化物，其脫氧反應式如下:

鋁在降低電弧氣氛中氧化勢的同時，由于電弧氣氛中含O 量減少，使NO的分壓降低，也使溶入熔滴金屬中的氮減少;鋁又與氮有很強的結合能力，可以形成穩定的AlN 夾雜，該氮化物不溶于液態金屬，而進入熔渣之中。

其次，進入熔池中的鋁仍保持著強的脫氧能力，它將與進入熔池金屬中的氧化物，如FeO，發生置換反應，生成的[Al2O3]，有的被沖洗進入熔渣，有的殘留在焊縫中，呈現為夾雜物。

熔池中的鋁也與熔池中的N 發生下列反應，使游離態的N形成氮化物，達到固氮效果。

公式(3)和(4)中的[Al]、[FeO]、[Al2O3]、[N]和[AlN]分別表示液態金屬中的濃度。

鋁含量對熔敷金屬化學成分的影響見表1，可以看出，隨著熔敷金屬中Al含量的增加，熔敷金屬中C、Zr的含量變化不明顯，Si、Mn 略有波動，但變化不大;N、O的含量隨著Al含量的增加而降低，可見，鋁是很有效的脫氧、脫氮元素，它降低了熔敷金屬中氧和氮的含量，達到了人們希望的脫氧、脫氮作用。

表1 鋁含量對熔敷金屬化學成分的影響(質量分數，%)

1.2 鋁對夾雜物組成及其尺寸的影響

有研究結果顯示[1]，在自保護藥芯焊絲的焊縫中鋁的含量不同時，脫氧、脫氮后生成的夾雜物類型有所不同。當焊縫金屬的含鋁量為0.55%時，夾雜物以球形氧化鋁為主，尺寸較小(平均尺寸為0.77 μm)，分布均勻。當焊縫金屬的含鋁量為1.64% 時，AlN 先于Al2O3形成，尺寸較粗大(平均尺寸為1.03 μm)。AlN夾雜物形狀是輪廓分明的六角形，它的熔點為2 450℃，維氏硬度高達1 200 kg/cm2，它會對熔敷金屬的基體產生割裂作用。在裂紋形成及擴展過程中，這些高硬度夾雜物將成為一次或二次裂紋源，從而使其韌性顯著降低。與AlN 類夾雜物不同，Al2O3等球形夾雜物對基體產生的割裂作用較小，夾雜物周圍的應力條件相比于六角形夾雜物AlN 也好些，不會對焊縫的力學性能產生明顯的不利影響。

采用掃描電鏡對熔敷金屬沖擊斷口起裂區韌窩中的夾雜物成分進行了分析，結果表明，夾雜物中的Al含量隨著熔敷金屬中Al含量的增加而增加，如圖1所示。AlN 中Al 占的比例要高于Al2O3中Al 占的比例，由圖1的曲線斜率判斷，熔敷金屬中Al含量小于1%時，其夾雜物主要為Al的氧化物;而熔敷金屬中Al含量大于1%后，夾雜物成分則以AlN 為主。

圖1 熔敷金屬中Al含量與夾雜物中Al含量的關系

1.3 鋁對焊縫金屬組織的影響

自保護藥芯焊絲是在沒有外加氣體保護條件下使用的一種焊接材料，為了有效地消除大氣中氧、氮的不良影響，尤其是氮的影響，在藥芯中加入了大量的脫氧、脫氮劑Al。對于碳鋼和低合金鋼焊接而言，當焊縫中Al含量較少時，液相中首先析出δ鐵素體，進一步冷卻過程中，奧氏體沿液相和δ相界面生核，進行包晶反應，同時向液相和δ相兩個方向長大。包晶反應結束后，液相耗盡，剩余的δ相在隨后的冷卻過程中，通過同素異晶轉變而生成奧氏體。繼續冷卻時將發生共晶轉變，α鐵素體從奧氏體中析出，生成先共析鐵素體，并排出多余的碳，繼而生成一定量的晶內針狀鐵素體、珠光體和其他貝氏體類組織。所以，在鋁含量較低的焊縫中，以晶界的先共析鐵素體，晶內的針狀鐵素體、珠光體和貝氏體類組織為主，見圖2a;當焊縫中Al含量較高時，由于大量的Al 固溶在金屬中，當液態熔池中析出δ鐵素體后，由于鋁是一種強鐵素體形成元素，它擴大鐵素體區，縮小奧氏體區，因而阻礙了奧氏體的形成，δ鐵素體不會在隨后的冷卻過程中完全轉變成奧氏體，而以粗大的鐵素體保留下來，并保留到室溫，見圖2b中的白色骨架形部分，這些保留下來的鐵素體也稱為一次鐵素體(δ鐵素體)，會對韌性產生極其不利的影響。而已經轉變成奧氏體的部分，在隨后的冷卻過程中再轉變成鐵素體、珠光體或貝氏體類組織，見圖2b中的黑色骨部分，這時生成的鐵素體被稱為二次鐵素體(α鐵素體)，它對韌性不會產生不利的影響。

圖2 不同含鋁量的熔敷金屬微觀組織

從冶金學的角度看，鋁是一種強鐵素體形成元素，它擴大鐵素體區，縮小奧氏體區，過量的鋁會導致焊縫金屬在冷卻過程中不發生相變，從而也不產生晶粒細化作用，以大塊的鐵素體晶粒存在。為了克服這一弊端，必需加入一些強奧氏體形成元素，來抵消過量的鋁造成的危害作用。碳是一種強奧氏體形成元素，常常被加入到藥芯焊絲的藥粉之中，以便促使焊縫金屬發生相變，進一步細化晶粒，提高焊縫塑、韌性。一般來說，碳鋼焊縫金屬中碳的含量都小于0.12%，而對于藥芯焊絲來說，其焊縫金屬中碳的含量可以達到0.3%。碳和鋁是兩種平衡元素，自保護藥芯焊絲的焊縫金屬含鋁量最多不超過1.8%，否則會引起焊縫強度大大提高，塑性和韌性明顯降低。鋁和碳平衡的標準是:加入的強奧氏體形成元素碳含量的上限，以保證焊縫金屬不產生脆化;而強鐵素體形成元素鋁的下限含量，是在嚴格和科學的焊接規范條件下，保證單道焊焊縫中不出現氣孔(由于母材的稀釋作用，單道焊所需要的鋁量要比多道焊高)。

為了獲取良好的焊縫塑性和韌性，希望焊縫金屬中鋁的含量在1.1%以下，而為了防止焊縫金屬中出現氣孔，須要進一步降低焊縫金屬中氮的含量，以便盡可能降低Al的含量。

1.4 鋁對焊縫金屬力學性能的影響

鋁對焊縫金屬力學性能的影響如圖3所示。圖3a是Al含量對焊縫沖擊吸收能量的影響，隨著焊縫中Al含量的降低，焊縫的沖擊吸收能量升高。在通常情況下，影響沖擊韌性的因素有[2]:(1)脫氧、脫氮劑與大氣作用產生的夾雜物的大小、分布、形狀等，呈棱角形狀、較大尺寸的氮化鋁夾雜物，對焊縫的危害比近似圓形的小尺寸的氧化鋁夾雜物嚴重;(2)焊縫基體中殘留的未參與反應的脫氧、脫氮劑產生的固溶強化作用，在Al含量高的焊縫中固溶強化作用大，韌性下降;(3)脫氧、脫氮劑引起的微觀組織變化，Al含量較高的焊縫中產生的粗大、脆硬的δ鐵素體嚴重危害焊縫的沖擊韌性。圖3b是Al含量與焊縫抗拉強度之間的關系，從圖中可以看出，隨著焊縫中含鋁量的提高，抗拉強度也增加，這主要是由于鋁產生的固溶強化作用引起的。

圖3 含鋁量對焊縫金屬力學性能的影響

2 改善熔敷金屬韌性的途徑

提高自保護藥芯焊絲熔敷金屬的韌性是改進力學性能的關鍵內容，也是長期以來備受關注的問題。自保護藥芯焊絲的韌化方向有如下幾個方面:一是選擇有利于提高韌性的渣系，在滿足焊接工藝性能要求的前提下，盡可能使熔渣具有高的堿度;二是使熔敷金屬具有合適的化學成分，包括常量合金元素及微量合金元素，并盡可能低的雜質元素(氧、氮、硫、磷等)的含量;三是選擇適合的焊接規范(熱輸入、預熱和道間溫度等)及焊后熱處理制度。

如前說明，鋁是很有效的脫氧、脫氮元素，它降低了熔敷金屬中氧和氮的含量，是提高熔敷金屬韌性的有效手段之一。但是，在含鋁量較低的情況下，焊縫金屬組織中仍可出現較多的先共析鐵素體，而針狀鐵素體較少，對韌性造成不利影響;另外，眾所周知，鎳是改善焊縫金屬韌性的有效元素，可根據不同的要求，加入不同數量的鎳。

2.1 通過獲得針狀鐵素體組織來提高焊縫韌性

通常，對于600 MPa 及以下強度級別的焊縫來說，熔敷金屬獲得良好沖擊韌性的組織是含有大于65%的針狀鐵素體、并盡量減少先共析鐵素體和側板條鐵素體的含量。現階段，在輸送石油、天然氣的長輸管線中，廣泛應用的微合金管線鋼X70 及X80，其熔敷金屬的主要組織就是針狀鐵素體，由于針狀鐵素體的大量存在，導致了焊縫金屬韌性的提高。圖4為這類熔敷金屬組織的一例[3]，其中針狀鐵素體占絕大多數，但仍有少量先共析鐵素體，即照片中尺寸明顯大的白色塊狀物，側板條鐵素體不明顯。針狀鐵素體是在原始奧氏體晶粒內形成的，在透射電鏡下觀察時能夠看到針狀形貌;但是，在光學顯微鏡下觀察時針狀特征并不明顯，多為不規則的條狀物，表現為具有一定長寬比的鐵素體板條，板條間呈大角度相交，相互交錯，像個編織物。針狀鐵素體對材料性能的貢獻，首先歸結于其多位向的析出形態，加之針狀鐵素體尺寸大小不一，使材料斷裂擴展時受到了大的阻力，即表現為高的沖擊吸收能量。另外，針狀鐵素體板條內具有亞晶結構和較高的密度位錯，因而導致熔敷金屬的強度有相應提高。可見，無論對韌性還是對強度的提高，針狀鐵素體組織都是有效果的。

圖4 針狀鐵素體為主的組織一例

要在焊縫中生成針狀鐵素體組織，必須有起到形核核心作用的載體。焊縫中存在著多種氧化物，有些氧化物可起到這種載體作用。當晶界附近存在這類氧化物時，它會促進鐵素體形核，進而生成側板條鐵素體;當這類氧化物在晶內存在時，它會成為針狀鐵素體的形核核心，促使生成晶內針狀鐵素體，細化晶粒，使韌性得到改善。有多個資料介紹，鈦的氧化物(TiO、Ti2O3、Ti2MnO4)與α-Fe 有著良好的共格關系，往往成為鐵素體的形核核心。圖5是沿著形核核心生成的晶內針狀鐵素體的一例[4]，幾個黑點部位(核心)均有針狀鐵素體以球狀夾雜物為中心向四周延伸成長。

圖5 在鐵素體類焊縫中形核

至于是鈦的哪種氧化物能起到形核的作用，到目前為止還沒有統一的說法。有的學者提出TiO 具有形核作用[5]，認為夾雜物表層存在的TiO是生核的位置，生成的鐵素體與該氧化物具備B-N 結晶學位向關系，且生成的鐵素體與母相奧氏體之間也存在K-S 關系。也有的學者研究得出[6]，在高強度鋼焊縫中能起到晶內形核作用的是Mn2TiO4。焊縫中的鈦對形核起著主要作用，其機理是加入Ti 后可以把非晶質的Si-Mn 氧化物變成結晶質，這些結晶相與相變組織之間有著良好的共格性，促進晶內相變。晶內相變的出現，既要求結晶相與晶內相變組織之間存在B-N 晶向關系，也要滿足所形成的相變組織與原奧氏體之間存在B-N 晶向關系，結晶相Mn2TiO4同時滿足了這兩方面的結晶相位要求。通常，在液態熔池中形成的氧化物與原奧氏體之間很難想象會存在B-N 晶向關系;只有在焊縫冷卻凝固過程中，隨著基體的凝固而伴隨著氧化物的結晶化，這時的結晶化是從奧氏體界面上生長的，有可能保持一定的結晶相位關系。

為了獲得針狀鐵素體組織，除了晶內要有足夠的形核核心外，還必須采取有利措施來抑制晶界鐵素體的出現，最有效的措施之一就是在焊縫中加入適量的硼。有人認為:固溶于焊縫中的硼易于向晶界偏析，抑制了先共析鐵素體的產生。也有人提出，硼在晶界上形成Fe23(CB)6，這類碳化物尺寸很小，可阻礙晶界上的鐵素體形核。在電鏡下觀察時[7]，可以看到硼斷續地分布在晶界上，其尺寸為0.2～0.5 μm，這樣大尺寸的聚集物不會是偏析，應是析出的化合物。通過電子衍射分析和計算得知，這些聚集物是硼化物Fe23(CB)6。由于硼分布在晶界處，使晶界能降低，抑制了高溫相變，減少了晶界鐵素體和側板條鐵素體等高溫相變產物，為針狀鐵素體或其它中、低溫相變產物的生成創造了條件。硼的另一個作用是提高鋼及焊縫金屬的淬透性和淬硬性，起到強化和硬化作用。但是，硼的含量必須嚴格控制，含硼量過多或過少都不利于改善焊縫韌性。硼的量太少時起不到有效作用，但是，B的含量超過某一值時，硼化物會在晶界呈連續的網狀分布，使韌性急劇降低。影響焊縫中含硼量的因素，主要是含氮量和含鈦量。在凝固過程中，鈦保護硼不被氧化，使硼與氮相互作用生成BN，固定了游離的N;在奧氏體冷卻時，Ti 又通過形成TiN 而保護殘余的B不被氮化，因而使一定量的游離B 向奧氏體晶界偏聚，降低了晶界能量，抑制了先共析鐵素體形核。

為了得到高的焊縫韌性，通常存在一個鈦與硼含量的合理搭配范圍。研究表明，沒有足夠量的鈦，硼對焊縫中針狀鐵素體的形成效果不大;同樣，沒有硼，鈦的效果也不大。當B =(40～45)×10－6和Ti =(400～500)×10－6時，最為理想，可得到約95%的針狀鐵素體。

2.2 通過加入一定量的鎳來改善焊縫金屬韌性

鎳是非碳化物形成元素，它不與碳發生作用，可與基體形成α 固溶體，顯著提高鐵素體的韌性。除了鎳，目前還未找到其它合金元素能夠固溶于基體且能提高其韌性的。隨著含鎳量增加，奧氏體的穩定性增大，使相變在更低的溫度下進行，有利于中、低溫相變組織的形成。鎳是降低韌－脆性轉變溫度的有效元素[8]，從而使鋼在更低的溫度下具有高的韌性。由圖6a可以看出，鎳可使脆性轉變溫度向低溫區(向左)移動。但是，增加鎳也會引起沖擊吸收能量上平臺值下降，且溫度越高時降低越明顯，如圖6b所示。據日本的資料報導，沖擊吸收能量上臺值相當于溫度為零度時的沖擊吸收能量，所以，如果對零度的沖擊吸收能量要求高的話，應少加或不加鎳;如果要求更低溫度下的沖擊吸收能量或更低的脆性轉變溫度，則應加入更多量的鎳;要求的溫度越低，鎳的加入量越多。根據國內外低溫鋼焊接材料產品樣本或說明書上的成分統計，對－40～－50℃沖擊吸收能量有要求的焊縫，可加入0.3%～0.7%Ni;對-60～-70℃沖擊吸收能量有要求的焊縫，可加入1.5%～2.5%Ni;對－80～－110℃沖擊吸收能量有要求的焊縫，可加入3.5%～6.5%Ni。

圖6 鎳對韌-脆性轉變溫度和沖擊吸收能量上平臺值的影響

3 小結

(1)試驗表明，鋁是很有效的脫氧、脫氮元素，它明顯降低熔敷金屬中氧和氮的含量。

(2)脫氧、脫氮后生成的夾雜物，因鋁含量不同其類型有所不同。含鋁較低的焊縫，其夾雜物以球形氧化鋁為主，尺寸較小;含鋁較高的焊縫，AlN 先于Al2O3形成，尺寸較粗大。

(3)鋁含量較低的焊縫，以晶界先共析鐵素體，晶內針狀鐵素體或貝氏體類型組織為主;含鋁較高的焊縫，組織中會存在粗大的一次鐵素體，它呈骨架形，將對焊縫韌性造成極其不利的影響。

(4)隨著焊縫中Al含量的降低，焊縫金屬的沖擊吸收能量提高，抗拉強度也隨之增加。為了獲得優良的綜合性能，焊縫中鋁的含量應小于1.1%，低些更好，以不產生氣孔為準則。

(5)焊縫中的氧合物能起到針狀鐵素體形核核心的作用，促進晶內形成針狀鐵素體，既改善焊縫的組織，也有利于細化晶粒，可有效地提高焊縫金屬的韌性。

(6)鎳是降低韌－脆性轉變溫度的有效元素，但也引起沖擊吸收能量上平臺值降低，且溫度越高降低越明顯。根據對韌－脆性轉變溫度和沖擊吸收能量上平臺值的不同要求，加入不同數量的鎳。

[1]吳樹雄，尹士科，喻萍.焊絲選用指南(第二版)[M].北京:化學工業出版社，2011.

[2]潘川，喻萍，田志凌，等.自保護藥芯焊絲焊接X70管線鋼接頭力學性能和微觀組織特征[J].焊接學報，2007，28(11):93－96.

[3]尹士科.焊接材料及接頭組織性能[M].北京:化學工業出版社，2011.

[4]日本溶接冶金委員會.溶接部組織寫真集[M].大阪:黑目出版社，1984.

[5]小溝裕一.計測がもたらす溶接の科學と技術[J].溶接技術，2011(5):84－89.

[6]畑野等，中川武，杉野毅，等.780MPa 級高強度鋼溶接金屬の組織に及ぼすTi，B の影響[J].神戶製鋼技報，2008(1):18－23.

[7]尹士科，王勇，谷野滿.鋼中硼化物的析出行為[J].鋼鐵研究學報，2012(11):45－49.

[8]長谷川俊永.高強度鋼的溶接.溶接技術，2008(4):153－160.