焊接中金属材料的行为(IIW

0 前言

国际焊接学会第70届年会(IIW2017)于2017年6月25～30日在上海举行，金属焊接性委员会(C-IX/Behaviour of Metals Subjected to Welding)共收录论文15篇，其中组织预测和控制6篇、裂纹现象4篇、焊接性的数值模拟1篇、焊缝热处理的影响1篇、焊接接头的服役性能3篇，为了使国内同行更方便地了解金属焊接性领域国际学术界所关注的研究热点和发展动向，下面介绍本届年会金属焊接性委员会收录论文的主要研究内容、研究成果和存在的不足。

1 组织预测和控制

自上世纪九十年代以来，双相不锈钢和超级双相不锈钢在油气工业、运输、建筑和加工等领域获得广泛应用。多道多层焊接时焊缝金属中易产生金属间化合物相和析出氮化物，损害其耐腐蚀性和韧性。Bermejo等人[1]采用TIG实心焊丝、MIG实心焊丝和FCW(药芯焊丝)等焊接方法对2507超级双相不锈钢进行多道焊接，并对焊缝金属的组织、力学性能和耐腐蚀性进行了测试。表1为试验所用钢板和TIG实心焊丝、MIG实心焊丝、FCW药芯焊丝熔敷金属的化学成分。

表1 钢板、TIG实心焊丝、MIG实心焊丝和FCW药芯焊丝熔敷金属的化学成分(质量分数，%)

材料CSiMnPSCrNiMoCuNW8mm板材0．0150．360．750．0250．00124．986．933．790．320．280—20mm板材0．0120．380．760．0230．00125．106．913．820．220．290—FCW药芯焊丝0．0260．661．070．0230．00425．819．573．700．090．2300．01TIG实心焊丝0．0130．460．650．0160．00125．169．253．910．090．2700．01MIG实心焊丝0．0150．400．610．0140．00125．239．224．040．090．2600．04

试验成功进行了一道至十道焊缝的焊接，接头的力学性能达到ISO标准检测要求(横向拉伸试验：ISO 4136,ISO 6892-1；纵向拉伸试验：ISO 5178,ISO 6892-1；弯曲试验：ISO 5173；冲击韧性试验：ISO 9016,ISO 148-1；X-射线检测：ISO 17636,ISO 10675)，耐腐蚀性则达到ASTM标准检测要求。组织中产生微量σ相，但不影响力学性能和耐腐蚀性达到检测要求。

（2）抽象域上的操作：抽象域上的操作是对程序中的具体操作的抽象刻画。用来描述程序在具体域中的例如赋值操作、条件判断操作和程序循环执行等操作。

多道焊时，前一道次焊缝金属受到后一道次焊接热循环作用，高于临界温度的热循环对组织影响最大，再热循环的次数也产生较大影响。焊缝金属随后的再加热会使组织进一步奥氏体化(新的奥氏体相生成并长大，形成晶间奥氏体和(或)晶内奥氏体)，从而使铁素体含量减少。

与FCW相比，更推荐采用TIG、MIG多道焊。FCW焊缝产生更多气孔和夹杂，冲击吸收能量最低(但仍然满足要求)。保护气体种类对焊缝气孔倾向也有影响。图1为焊缝金属冲击吸收能量试验结果(CW：从焊缝横截面高度中心取样，冲击缺口位于焊缝；CF：从焊缝横截面高度中心取样，冲击缺口位于熔合线外2 mm；TW：从焊缝横截面高度上部取样，冲击缺口位于焊缝；TF：从焊缝横截面高度上部取样，冲击缺口位于熔合线外2 mm)。

当焊缝金属含有Cr2N,σ或γ2相时，易于产生点蚀。当焊缝金属中没有这些第二相，则HAZ是点蚀萌生的优选位置，因为在所有HAZ中都发现有Cr2N相。最低CPT(临界点蚀温度)值出现于表面含有过多的铁素体相和微夹杂的位置。同时研究发现，焊接试板越厚，后一道焊缝对前一道焊缝的影响越小，因此焊接的双相钢板的厚度越大，则焊接热输入更大。

Bermejo的研究采用TIG实心焊丝、MIG实心焊丝和FCW(药芯焊丝)等焊接方法进行多道焊接，对焊缝和HAZ的组织和析出相，以及接头的力学性能和耐腐蚀性能进行了研究，取得了大量试验数据结果，对于工程应用有参考价值。不足之处是，析出相萌生和长大的动力学理论研究不够，析出相的数量、大小、形态和分布对于力学性能和耐腐蚀性能的研究较少，影响接头耐腐蚀性的机理研究不够深入。

图1 V形缺口冲击试验结果

不锈钢抗点蚀的能力可以用点蚀阻抗当量来估算：

PRE=Cr+3.3×Mo+16×N(质量分数，%)

这表明抗点蚀能力主要与Cr,Mo,N元素的分布有关。焊缝金属的快速非平衡凝固会造成元素的偏析，也会影响抗点蚀能力。因此研究焊缝金属中元素的分布有重要的意义。Westin等人[2]使用经过改进的具有六个波长色散分光仪的EPMA(电子探针显微分析仪)，进行双相不锈钢焊缝金属化学成分分布分析，并据此解释焊缝金属的冶金现象和对性能的影响。试验分别采用在保护气体氩气中添加氮和不添加氮的钨极气体保护焊进行钢板的重熔焊，以及含铋和不含铋的药芯焊丝气体保护熔敷金属焊接，试验材料见表2。

李驷峋被焚烧致死后，其护卫赶紧向“远字营”营主李太嶂禀报。李太嶂是李驷峋的义兄，排行老大。李太嶂虽说膂力过人，勇冠三军，却没有经历过这等奇事，一开始真的相信了自焚之说，于是向德公公禀报：老四李驷峋自焚而死，死时身带异香，可能是升仙去了。

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Westin等人还采用EPMA方法获得了焊缝金属元素分布图，如图2所示，该分布图可以显示焊缝金属受氮控制的显微组织，也可以显示枝晶亚结构和熔合线，而这些结构用常规的显微镜或EBSD不能显示。

从1970年代以来，铋元素由于可有效提高脱渣性和清洁焊趾线而被广泛应用于不锈钢药芯焊丝中。Westin比较了E347T0型含铋和不含铋的奥氏体不锈钢药芯焊丝熔敷金属的元素分布，焊缝经过700 ℃/40 h焊后热处理。铋对于焊后热处理的焊缝或高温工作的焊缝，会降低其塑性，这是因为铋在晶界偏析的结果。对于铋是以元素存在还是以氧化铋形式存在则一直没有定论。图3所示的元素分布图显示，铋是以颗粒形状存在，与氧的分布没有相关性，与铌的分布相似，因此判断铋不是以氧化铋形式存在。

表2 试验所用母材及焊丝熔敷金属成分(质量分数，%)

材料种类CSiMnCrNiMoNNbBiUNSS32101双相不锈钢0．0250．705．2321．351．520．300．226——SAS2⁃FD药芯焊丝0．0300．531．6719．5810．600．04—0．3700．018E347LH⁃FD药芯焊丝0．0300．631．5818．6110．450．04—0．500—

图2 使用Ar+2%N2保护气体时的钨极气体保护重熔焊缝元素分布图

图3 含铋SAS 2-FD药芯焊丝熔覆金属元素分布图

Westin采用EPMA方法分析元素分布，对所研究的较高氮含量的不锈钢有一定适用性，但考虑到其对氮含量的检测精度，对于含氮量较低的材料则不适用。该研究检测了铋的分布，但没有分析该方法用于检测铋元素时产生的误差，对其结论的可靠性有一定影响。

4例（6个椎体）出现少量骨水泥渗漏，渗漏率为9.2%，渗漏部位为椎间隙、椎体前缘、椎体侧方，未有椎管内渗漏，均无神经症状。治疗过程顺利，治疗后疼痛明显缓解，未出现感染、出血、气胸、肺栓塞脊髓、神经根损伤及压迫症状。

镍基合金熔敷金属的基本组织为奥氏体，但同时也会有第二相的析出，而这些第二相的种类、大小、形状和分布会影响应用性能。Segerstark等人[3]在Alloy 718合金基体上，采用金属粉末进行激光熔敷，试验分别采用低热输入(40 J/mm)和高热输入 (100 J/mm)，研究了熔敷金属的微观组织。表3为试验所用Alloy 718合金基体和金属粉末的化学成分。

对于高热输入和低热输入熔敷金属，枝晶间均产生Laves相、MC碳化物、γ′和γ″相，而枝晶芯部仅有γ相。与低热输入相比，高热输入熔敷金属一次枝晶间距稍微更大一些，枝晶间富铌组元(Laves相和含铌碳化物)的颗粒尺寸也要大些。图4为熔敷金属的组织形貌，SEM图像箭头所指为枝晶间的第二相，TEM图像显示γ相, γ′沉淀和γ″沉淀, Laves相和MC碳化物。

表3 Alloy 718合金基体和金属粉末的化学成分(质量分数，%)

Alloy718NiCrNbMoTaTiMnCBAlCoSiCuPSSePb粉末52．717．505．003．170．0031．070．0650．0310．030．680．200．0880．0480．0060．000450．000140．000009基体53．418．355．243．02—0．920．0400．0460．030．480．080．0800．0200．0090．00200——

图4 熔敷金属的组织形貌

热处理后，Laves相发生溶解，被枝晶间δ相取代，且枝晶间仍然存在MC碳化物、γ′和γ″相。此外，γ′和γ″相在枝晶芯部也有析出，但γ″相的沉淀在枝晶芯部不如枝晶间充分，在高热输入试样中则更为明显，这是由于铌在组织中的不均匀分布，其在枝晶芯部含量要低于枝晶间。图5显示的是热处理后试样的析出相，表明MC碳化物仍然存在，形成了δ相，γ′/γ″相出现在基体各处。

图5 热处理后试样的析出相

Segerstark对激光熔敷金属及热处理后试样的析出相有较为详细的分析，数据对相关研究有参考价值。不足之处是对第二相析出的动力学分析不够，对Alloy 718合金基体、激光熔敷金属及热处理后试样的力学性能没有进行对比研究。

在火电工作部件中，需要将不同级别的耐热钢材料焊接到一起，如图6所示，左侧图为在570 ℃服役79 000 h后的管接头，右侧图为不同金属焊接接头。Martin等人[4]研究了2.25%Cr钢和9%Cr钢的焊接接头高温服役后的相变化。接头由Grade 91管和Grade 22管焊接而成，表4为所用材料的化学成分，在F91钢一侧堆焊15 mm的过渡层，采用含9%Cr的Chromet 9的焊接材料进行焊接。过渡层采用760±10 ℃进行焊后热处理，整个接头再采用720±20 ℃进行焊后热处理。热处理时间按如下规则计算： 热处理时间(min)=工件厚度(mm)×2.5，如计算所得热处理时间少于120 min，则采用120 min进行热处理。图7为服役后接头的组织，连续线所示为熔合线，其右侧为焊缝金属，左侧为再结晶形成的铁素体，虚线所示为再结晶组织和无转变组织的界面。图8为二次离子质谱(SIMS)测试的P22/Chromet 9焊接接头界面处服役后的碳分布，可见在界面P22管一侧有一脱碳区域，而在界面焊缝金属一侧有一增碳区域。

Martin的研究结果表明，采用数据库软件MatCalc进行扩散过程热动力学模拟较好地预测了经过不同热服役时间后金属碳化物析出相的分布，脱碳区(如纯铁素体)的宽度用光学金相组织的方法判断可比检测碳富集区的方法更为准确。测量在较高合金材料中碳的富集程度，采用能谱仪(EDS)、电子显微探针分析(EMPA)和SIMS具有较高精度，EDS和EMPA对碳富集区域线扫描可精确测量碳含量。

Martin的试验分析和模拟研究有助于了解不同级别铁素体耐热钢接头在服役过程中碳元素分布、组织和相的演变规律。不足之处是对于服役过程中析出相的大小、形状和分布的统计分析尚不够细致，也没有进一步研究其对力学性能，特别是高温服役性能的影响。

9%Cr钢由于其优异的蠕变断裂性能，大量用于火电锅炉管。最近研究发现在该钢中加入硼元素可有效提高蠕变性能，但其机理需要进一步揭示。Banno等人[5]采用三维原子探针图像，显示硼原子在钢中的分布位置，从而研究在9%Cr钢焊缝金属中添加极微量硼对M23C6颗粒析出的影响。表5为试验用无硼钢和含硼钢的化学成分，对于含硼钢焊缝，在基体金属中，探测不到硼原子，但在M23C6颗粒中，C,Cr和B原子有相似的分布。图9为含硼钢焊缝(经焊后热处理)内C,Cr和B原子在M23C6颗粒中的分布，每个点代表一个原子。研究表明，大部分硼原子溶解在M23C6颗粒中，使M23C6颗粒稳定化，在高温下可阻止M23C6颗粒数量的减少，从而使高温蠕变性能提高。

图6 管件实物和接头示意图

表4 所用材料的化学成分(质量分数，%)

材料种类CCrSiNiMoMnVNbNP220．102．310．270．250．860．570．000010．0010．001Chromet90．059．170．420．071．130．880．010000．0700．040F910．108．380．360．181．030．510．230000．0700．040

图7 服役后接头的组织

图8 P22/Chromet 9焊接接头服役后的碳分布

药芯焊丝的焊接工艺性和焊缝性能受熔渣影响很大，而焊接时熔渣的行为则取决于其化学组成和焊接工艺过程。为了了解熔渣的复杂行为机理和冶金特性，Holly等人[6]设计了适合不同位置焊接的三种金红石型药芯焊丝，其中两种不锈钢焊丝，一种镍基焊丝。表6为试验用药芯焊丝的熔敷金属化学成分，表7为三种熔渣的化学组成。Holly用化学分析、热分析和组织分析等方法研究了熔渣形成的相，并采用热动力软件FactSage计算了相图，并测量了熔渣的黏度。

表5 试验用焊缝金属的化学成分(质量分数，%)

位置CSiMnNiCrMoVBNbWN无硼钢焊缝0．0720．350．960．539．640．220．36<0．00010．0291．650．052含硼钢焊缝0．0730．380．990．559．770．230．380．00120．0341．660．052

图9 含硼钢焊缝(经焊后热处理)C，Cr和B原子在M23C6颗粒中的分布

通过对以上一种平焊用(T0)、两种立焊用(T1)药芯焊丝熔渣的物理特性进行分析，结果表明这些熔渣都由三种结晶相、一种非晶相和一种金属相组成，但结晶相沉淀析出的温度范围不同。T1焊丝很窄的结晶相沉淀温度范围保证了立焊时熔渣的支撑作用。结晶相不熔化，但会溶解并降低液相线温度。研究表明通过某些相的沉淀析出来控制熔渣的特性是可行的。

Holly的研究对于药芯焊丝熔渣设计从理论上提出了指导思路，有工程应用价值。不足之处是所使用的热动力软件FactSage计算相图只适合二元和三元渣系，而药芯焊丝是复杂的多元渣系(表7)，且焊接时熔渣冷速很快，因此计算结果的参考价值非常有限。

表6 试验用药芯焊丝的熔敷金属化学成分(质量分数，%)

焊丝CSiMnCrNiMoNb308LT00．030．71．519．810．5——308LT10．030．71．519．810．5——625T10．050．40．421．0余量8．53．3

表7 三种熔渣的化学组成(质量分数，%)

分子式308LT0308LT1625T1SiO210．813．123．89ZrO219．337．289．71MnO13．327．530．33Nb2O5 0011．81CaO0．320．170．46K2O0．581．000．18F0．720．271．32Na2O3．291．514．06Cr2O314．7812．4522．24Al2O32．725．713．66TiO231．3959．1941．46MgO0．120．040．17Fe1．291．000．13Ni0．080．030．15合计98．7599．3099．57

2 裂纹现象

奥氏体金属如不锈钢和镍基合金具有优异的耐腐蚀和耐热性能等，在工程中获得了广泛的应用，但这些材料焊接时极易产生热裂纹。Kadoi等人[7]研究了奥氏体不锈钢的凝固裂纹敏感性，特别是铌含量、碳当量和镍当量的影响。试验母材为304和347不锈钢，试板尺寸为110 mm×145 mm×5 mm，在试板宽度中心开2.0～6.0 mm的U形坡口，采用不锈钢焊丝和镍基焊丝共计八种进行热丝激光焊，然后对接头进行横向可调拘束裂纹试验(Trans-Varestraint Test)以评估凝固裂纹敏感性。

图10显示试验测得的凝固裂纹分布图，试板为304 L不锈钢，焊丝为Alloy 600，则Nieq=30.6，Creq=18.3，凝固裂纹数量为21，总裂纹长度为4.9 mm，最大裂纹长度为0.57 mm，根据试板经历的温度过程及其分布测算出脆性温度区间为129 ℃。图11和图12分别显示平均铌含量不同的焊丝在舍夫勒(Schaeffler)组织图中的凝固裂纹总长度(TCL)、最大裂纹长度(MCL)和脆性温度区间(BTR)，通过在舍夫勒组织图中统计最大裂纹长度和脆性温度区间大小来显示高凝固裂纹敏感性区域。研究结果表明铌会增加凝固裂纹敏感性。图13为采用Thermo-Calc计算获得的凝固温度区间与试验获得的脆性温度区间关系图，其相关性系数为0.870，因此计算所得到的凝固温度区间也可作为评估凝固裂纹敏感性的一个指标。

“对于个性化的需求，并不是中国市场的一个趋势，而是社会发展的一个趋势——当人越来越重视自我的时候，他的需求就是个性化。数字印刷技术最大的优势就是个性化、小批量。可以预料到，市场对于数字印刷具有相当大的需求，但让人痛苦的是，这个需求还没有完全对接好。这或许也有我们深层次的教育原因，即“求同不存异”。但不管这种需求怎么被压抑，现今的趋势在此，所以个性化的需求可能会在未来的某个时间段开始爆发。”

材料的物相表征采用X射线衍射仪(XRD，型号为XD系列)、傅里叶红外光谱仪(FTIR，型号为nicolet 5700)；形貌表征采用扫描电子显微镜(SEM，型号为FEI Quanta 200F)和透射电子显微镜(TEM，型号为FEI Tecnai G2 20)进行测试。

图10 凝固裂纹分布图(试板为304L不锈钢，焊丝为Alloy 600)

图11 舍夫勒组织图中的裂纹总长(图a,b和c)和最大裂纹长度(图d,e和f)

该论文有助于了解奥氏体不锈钢凝固裂纹与镍当量、铬当量和铌含量的关系，对于工程应用有一定参考价值。不足之处是，试验数据量不够丰富，作为统计资料显得较粗糙。Thermo-Calc计算凝固温度区间用的是平衡态数据库，而焊接熔池是快速冷却的非平衡凝固，因此会影响计算结果的准确性。

镍基合金由于其优异的高温强韧性而在一些特殊部件中获得应用，其中Alloy 718主要依靠γ″作为强化相，是成熟的高温合金牌号之一。而新研制的ATI®718PlusTM主要依靠γ′作为强化相，可将最高工作温度提高50 ℃,且ATI®718PlusTM的凝固温度范围与Alloy718相似，是很有应用前途的一种新型镍基合金。焊接热裂纹敏感性是评价镍基合金焊接性的一个重要指标。Singh等人[8]研究了铸造ATI®718PlusTM镍基合金的焊接热裂纹敏感性，并与铸造Alloy 718进行了对比。试验采用纵向可调拘束裂纹试验(Longitudial Varestraint Test)作为评价方法，焊接方法为钨极氩弧焊。表8为试验所用材料的合金成分，材料为铸态，但分别经过1 120 ℃/4 h, 1 120 ℃/24 h, 1 160 ℃/4 h, 1 190 ℃/4 h和1 190 ℃/24 h热处理并进行水淬。

图12 舍夫勒组织图中的脆性温度区间

图13 脆性温度区间和计算的固液线温度范围的关系

图14和图15分别显示了ATI®718PlusTM的凝固裂纹敏感性和热影响区裂纹敏感性。可见凝固裂纹敏感性与热处理参数关系不大，但对于热影响区裂纹，较长时间热处理(24 h)比较短时间热处理(4 h)裂纹敏感性大，经1 120 ℃/4 h和1 190 ℃/4 h热处理后，ATI®718PlusTM较Alloy 718热影响区裂纹敏感性低。该论文获得了铸造ATI®718PlusTM镍基合金经不同热处理工艺后的接头凝固裂纹敏感性和热影响区裂纹敏感性数据，对其工程应用具有参考价值，不足之处是试验数据尚需进一步丰富，且对于影响热裂纹敏感性的机理没有进行深入研究。

（1）强降雨作用下两种模拟边坡覆土未植草组的土质流失量分别为1.4652kg和1.1385kg，覆土植草组的土质流失量分别为0.7623kg和0.5049kg，植物根系对土壤的拦截率分别高于覆土未植草组的47.97%和55.65%。

表8 铸造ATI®718PlusTM(以A代表)和铸造Alloy718(以B代表)的合金成分(质量分数，%)

材料NiCrFeCoNbMoAlTiCWMnCuSiPBA余量20．509．78．306．302．701．500．800．051．000．010．100．030．0080．005B52．9818．11余量0．075．312．980．420．990．050．010．030．010．070．0090．003

图14 铸造ATI®718PlusTM凝固裂纹敏感性

图15 铸造ATI®718PlusTM热影响区裂纹敏感性

Alloy 690具有比Alloy 600更好的抗应力腐蚀能力，成为新一代核电用材料。但在大拘束条件下焊接Alloy 690时易于产生热裂纹，如在多道焊时焊缝经历再热作用会产生失塑微裂纹(Ductility Dip Crack)，这种裂纹的敏感性与硫、磷含量有关。Ogura等人[9]采用不同硫、磷含量的填充金属及纵向可调拘束裂纹试验(Longitudinal-Varestraint test)，研究了Alloy 690镍基合金激光多道焊接时的失塑裂纹敏感性。表9为试验用母材和填充金属的化学成分，其中P，S含量的单位ppm表示百万分之一，图16为激光焊接纵向可调拘束裂纹试验示意图，图17为可调拘束裂纹试验评估获得的失塑温度范围。

研究发现，硫、磷含量会增大失塑温度范围(DTR)，而硫的作用更加明显，焊接速度增大则失塑温度范围减小。数值模拟表明，随硫、磷含量增大，在晶界偏聚的硫、磷含量增多。而随焊接速度增大，由于快速加热和冷却则使硫、磷在晶界偏聚量略微减小，从而引起失塑裂纹敏感性变化。

该研究有助于了解硫、磷和焊接速度对Alloy 690失塑裂纹敏感性的影响，对工程应用有一定参考价值。不足之处在于晶界硫、磷的偏聚情况只有数值模拟结果，缺乏试验测量数据，对数值模拟的控制方程没有介绍，模拟结果也没有进行误差分析。

9%～12%Cr马氏体钢具有较现有耐热钢更好的高温蠕变性能，是超超临界火电的优选材料。但该种材料焊接时，焊接热影响区同样存在一个细晶粒区(FGHAZ)，而这个区域在高温蠕变过程中会出现IV形裂纹而导致断裂破坏。电子束焊接由于具有高的能量密度，可有效减小热影响区宽度。Blatesic等人[10]采用电子束对含硼氮9%～12%Cr马氏体火电钢进行焊接。研究发现，电子束焊接能够产生深而窄的焊缝，焊接热影响区很窄，焊缝金属的快速冷却使其组织较为细小。文中研究了焊缝的几何形状、组织和硬度。工艺研究发现，所有参数的焊缝中都有水平方向的热裂纹出现，如图18所示。为了抑制热裂纹产生，采用了使电子束入射方向的焦距在焊接时动态变化的工艺，从而在熔池中产生多个浮动焦距，影响焊缝金属的凝固行为。研究发现该工艺对抑制焊接热裂纹有一定效果，如图19所示。

燃煤电厂可将脱硫废水作为补给水源引入水力除渣和湿排除渣系统，作为一种以废治废的处理策略，其将高温炉渣中的大量碱性氧化物和溶出液，与脱硫废水相中和。同时利用炉渣废热也可实现脱硫废水在除渣系统里的蒸发结晶。

表9 试验用母材和填充金属的化学成分(质量分数，%)

材料CSiMnNiCrCoMoTiAlFePS母材Alloy6900．0200．120．26余量29．550．030．020．110．099．610．00900．0020填充金属FE10．0200．190．27余量29．900．050．020．420．2410．150．00210．0009填充金属FE30．0220．150．27余量29．970．050．020．430．2210．140．00200．0031填充金属FE50．0180．220．26余量29．930．050．020．410．2410．140．00430．0013

图16 激光焊接纵向可调拘束裂纹试验示意图

图17 可调拘束裂纹试验评估获得的失塑温度范围

从焊接试验结果来看，该工艺尚处于初步探索阶段，尚不能完全抑制热裂纹的产生，需进一步进行研究。另外，对电子束焊接头的组织研究不够深入，也没有进行力学性能的测试，因此该焊接工艺在火电用钢的焊接中是否有应用前景尚不能下结论。

图18 焊缝中的热裂纹

图19 采用浮动焦距工艺后的焊缝

3 焊接性的数值模拟

Ni-30Cr焊接填充金属具有比Ni-20Cr更好的抗应力腐蚀裂纹的能力，成为新一代核电用焊接材料，但这些焊接材料易于产生焊接凝固裂纹和失塑裂纹。加入铌元素可在凝固末期促进Nb与γ相产生共晶型反应，从而提高抗失塑裂纹能力，但其会扩大凝固温度范围而增加凝固裂纹敏感性。Fink等人[11]采用计算机模拟的方法研究了Ta元素对改善Ni-30Cr-8Fe系焊接填充金属凝固裂纹或失塑裂纹的作用，还研究了Ta，Mo和C含量对凝固行为和第二相含量的影响，并对共晶组元的形成进行了试验分析。

计算采用Thermo-CalcTM软件中的Scheil非平衡凝固模型，结合TTNi7镍基合金热动力学数据库进行。图20为Ta,Mo,C元素含量与凝固温度区间、共晶组元含量之间的关系。由图可知，Ta元素含量提高急剧增大了凝固温度区间和共晶组元含量，Mo元素略微增大凝固温度区间但对共晶组元含量几乎没有影响，C元素对凝固温度区间和共晶组元含量均有影响。下面是根据计算结果获得的两个经验公式:

图20 Ta,Mo,C含量与凝固温度区间、共晶组元面积分数的关系

STR(℃)=16.3+740.8C+63.2Ta+11.8Mo -381.8(C×Ta)-2.4(Ta×Mo)-4.4Ta2

feut(%)=-0.18+11.6C+0.013Ta-0.13Mo-6.56(C×Ta)+0.094(Ta×Mo)+0.14Ta2+0.075Mo2

式中,STR为Solidification Temperature Range的缩写，即凝固温度范围；feut为Fraction Eutectic的缩写，即共晶分数。

为了同时提高抗凝固裂纹和失塑裂纹能力，需要较小的凝固温度区间和足量的共晶组元。图21是凝固温度区间(曲线所标数字)与Ta,C,Mo元素含量的关系曲线，其可用作设计合金成分时的参考。

图21 凝固温度区间与Ta,C,Mo元素含量之间的关系(fs为固相分数)

这种研究方法对设计有较强抗凝固裂纹和失塑裂纹能力的焊接填充材料有参考价值。不足之处是没有结合可调拘束裂纹试验进行研究，而且从计算所获得的数据来看，Ta虽能有效提高共晶组元的含量，但同时也明显增大凝固温度区间。为了获得既能提高共晶组元的含量，又不增大甚至减小凝固温度区间的效果，需对其它元素的作用进行更广泛的探索研究。

4 焊缝热处理的影响

超级双相不锈钢的组织由大约等量的铁素体和奥氏体组成，具有优异的韧性和耐腐蚀性。但该钢在切割、焊接和热处理过程中会产生铁素体/奥氏体不平衡和第二相析出，对材料性能产生损害作用。Hosseini等人[12]采用电弧热处理的方法，研究了热处理温度和时间对超级双相不锈钢焊缝金属组织的影响。试验母材为2507不锈钢，焊材为2509不锈钢焊丝，采用TIG焊接方法，保护气体为Ar-30%He-2%N2，所用材料的化学成分见表10。

研究结果表明，在大约1 250 ℃以上温度时，由于氮化物在快速冷却时沉淀析出，奥氏体量随热处理时间延长逐步减少。在600～1 250 ℃之间，原奥氏体在高温下长大，二次奥氏体在中温和低温下生成，使奥氏体含量增加。经过1 min热处理后，在720～840 ℃发生中等程度的敏化，有σ和χ相沉淀析出；经10 min热处理后，在580～920 ℃发生较严重的敏化，产生了大量的化合物相，硬度达到400 HV0.5。经475 ℃ 10 min热处理后，由于铁素体分解，硬度升高，出现475 ℃脆化。σ相的沉淀析出也会导致硬度升高，尤其700～920 ℃最为严重。图22为焊缝金属经不同时间和温度热处理后的组织示意图，可以看到，经10 min热处理后，析出了较多的二次奥氏体和σ相，同时还析出了一些χ相。

总而言之，在新课改下，教师要明确小学生在数学课堂的主体地位，结合数学课程教学要求、内容与任务，提出行之有效的教学策略，将其融入到数学具体化教学中，打造理论与实践教学一体化的高效课堂，提升小学数学教学综合水平。以此，促使学生在对比、推理、归纳、总结等过程中发展自身多方面能力，在培养数学学科核心素养中实现全面发展，更好地彰显新课改下小学数学课特色。

该论文对于了解超级双相奥氏体焊缝金属经热处理后组织和性能的变化具有参考价值。不足之处在于，由于很多焊接接头需在一定温度长时间工作，而文中只有较短时间的数据，对实际工程应用的指导作用受到限制。

表10 试验所用材料的化学成分(质量分数，%)

材料CSiMnPSCrNiMoNCuWFe母材0．0160．440．760．0280．00125．046．933．780．2650．40—余量焊材0．0150．400．610．0140．00125．539．224．040．2600．090．04余量

图22 超级双相不锈钢焊缝金属经不同时间和温度热处理后的组织示意图

5 焊接接头的服役性能

Haynes® 282®是γ′相强化合金，工作温度达到800 ℃，可用于航空发动机提高其工作效率。Hanning等人[13]研究了锻造Haynes® 282®合金经过750～950 ℃，5～1 800 s中温作用后塑性的变化，发现塑性随着作用时间的延长而下降，断口形貌也由塑性较好的穿晶断裂向脆性的晶间断裂变化。表11是所研究合金的化学成分，图23是经不同温度和时间作用后的断面收缩率。

文中获得了Haynes® 282®合金在设计的试验温度和试验时间作用下的塑性变化规律，为进一步研究提供了初步数据。不足之处是尚没有进行微观组织分析，只是根据Jmatpro 软件计算推测塑性的下降是由于γ′的析出，尚未用试验的方法检测作用温度、时间与析出相的数量、大小和分布之间的关系，以及以上因素对于强度的影响，因此还需进一步进行细致的试验研究。

表11 Haynes® 282®合金的化学成分(质量分数，%)

CrCoMoFeMnAlTiBCCu①P①S①SiNi19．4910．368．550．370．051．522．160．0050．072———0．05余量

注:①低于测量范围

图23 经不同温度和时间作用后的断面收缩率

激光选区熔化是一种金属材料增材制造工艺，具有可获得近终成型、实现复杂结构和最佳重量的优点，但由于其制造的部件尺寸受到限制，需要将小部件连接成大尺寸或复杂的组件。焊接是金属材料的主要连接方法，其热过程对激光选区熔化材料组织的影响需要进行深入研究。Raza等人[14]对Alloy 718镍基合金粉末激光选区熔化金属的热塑性进行了测试，并与Al-loy 718板材进行了对比。表12是试验用材料的化学成分。研究结果表明，Alloy 718镍基合金粉末激光选区熔化金属的热塑性的无塑性温度为1 200 ℃，在1 175 ℃恢复至5%，脆性温度区间为20 ℃。Alloy 718镍基合金粉末与Alloy 718板材相比，塑性低很多。图24为加热阶段测试获得的Alloy 718镍基合金激光选区熔化金属与板材的高温塑性。

图24 Alloy 718镍基合金激光选区熔化金属与板材的高温塑性(加热阶段测试)

表12 试验用材料的化学成分(质量分数，%)

材料CrFeNbMoTiMnCAlCoSiCuBCaMgPSTaNi粉末18．9018．205．113．030．900．040．050．480．080．040．02<0．006<0．01<0．010．02<0．01—余量板材18．2919．754．982．881．020．110．050．580．090．060．030．004——0．010．00020．01余量

Raza等人的研究有助于初步了解Alloy 718镍基合金激光选区熔化金属的高温塑性，对该材料的工程应用具有一定参考价值。不足之处是在激光选区熔化参数对性能的影响、材料的综合力学性能等方面没有进行较全面的研究。此外，在加热阶段测得的高温塑性高于冷却阶段测得的高温塑性，但未深入分析造成这种差别的原因。

第二，针对多年生插穗，进行不同基质组合扦插试验。将多年生插穗插在珍珠岩∶草炭土(1∶1)、蛭石∶草炭土(1∶1)、珍珠岩∶黄土(1∶1)混合基质上。考察不同基质组合对扦插繁殖的影响，共3个处理。

按照官方追根溯源的说法，巴塞尔表展可从1917年第一届MUBA展览算起，不过，最开始的MUBA并不是钟表珠宝行业展，而是一个各行各业的博览会。

提高火电蒸汽的工作温度可大幅度提高热电厂效率，从而减少燃料消耗。为了满足这一要求，很多国家都在致力于开发超超临界火电用钢，其中硼合金化的9Cr-1.5Mo-1Co铸钢CB2依靠细小弥散的MX颗粒和硼微合金化的M23C6碳化物，获得了较好的蠕变强度，而与其配套的焊接材料开发是该钢种应用的关键。药芯焊丝具有良好的焊接工艺性，适合复杂构件的全位置焊接，是优先考虑的焊接工艺。Baumgartner等人[15]研究了用于620 ℃工作的超超临界火电用钢的药芯焊丝熔敷金属的高温持久性能，采用光学金相、扫描电镜和能量色散X射线光谱仪等方法对经长期高温环境作用后接头的组织变化进行了微观分析，并用MatCalcTM模拟计算了625 ℃30 000 h后焊接接头析出的Laves相和M23C6碳化物的相百分数和平均半径。表13为CB2钢的化学成分，表14为Böhler CB2 Ti-FD药芯焊丝焊缝的化学成分，表15为全焊缝金属经730 ℃/24 h焊后热处理后的力学性能，表16为焊接接头室温和625 ℃时焊接接头的力学性能试验结果，图25为焊接接头625 ℃蠕变断裂强度与蠕变时间的试验曲线。

试验结果表明，焊接接头焊后及经热处理后，以及在625 ℃的温度经30 000 h蠕变后，热影响区均为最薄弱的区域，拉伸试样均断在HAZ。SEM分析表明，经625 ℃30 000 h蠕变后，HAZ和焊缝金属中约含有1% Laves相析出，母材中则有0.8 %的Laves相析出，在各个区域均有含Cr的碳化物析出，其尺寸略大于Laves相。

该项研究对于新研制的含硼超超临界火电用钢CB2及药芯焊丝的工业应用提供了试验数据支持。Laves析出相的面积分数的MatCalcTM模拟计算结果具有较高精度。不足之处是MatCalcTM模拟计算的Laves析出相的尺寸偏差过大，M23C6和MX颗粒的析出数据尚没有经过试验验证，而且也没有其它焊接方法的焊接材料的试验数据，且研究结果为来自实验室的试板，没有实际工程结构的数据。为了超超临界火电用钢及配套焊接材料在工程中的安全应用，需要进行更全面的研究工作。

表13 CB2钢的化学成分(质量分数，%)

CMnCrMoCoVNbNB0．140．39．51．51．250．20．050．020．01

表14 Böhler CB2 Ti-FD药芯焊丝焊缝的化学成分(质量分数，%)

CSiMnCrMoCoNiVNbNB0．120．20．99．01．51．00．20．20．030．020．006

表15 全焊缝金属的力学性能(经730 ℃×24 h焊后热处理)

屈服强度ReL/MPa抗拉强度Rm/MPa断后伸长率A(%)Charpy-V形缺口冲击吸收能量KV/J5907401730

表16 焊接接头室温和625 ℃时焊接接头的力学性能试验结果

测试温度T/℃方向屈服强度ReL/MPa抗拉强度Rm/MPa断后伸长率A(%)断裂位置20横向5266684．8HAZ20纵向58574818．8HAZ625横向28132711．8HAZ625纵向27934628．8HAZ

图25 625 ℃蠕变断裂试验结果

6 结论

此次年会报告主要介绍了以下方面的研究进展：

(1)在组织预测和控制方面，研究了超级双相不锈钢多道焊接焊缝和HAZ的组织、力学性能和耐腐蚀性，采用EPMA进行了双相不锈钢焊缝金属化学成分的分布分析；对Alloy 718合金的激光熔敷金属及其热处理后的试样的析出相进行了较为详细的分析，数据对相关研究有参考价值； 对不同级别铁素体耐热钢接头在服役过程中碳元素分布的变化、组织和相的演变进行了研究；采用三维原子探针图像分析了9%Cr钢中C,Cr和B原子在M23C6颗粒中的分布，发现大部分硼原子溶解在M23C6颗粒中，使M23C6颗粒稳定化，在高温下可阻止M23C6颗粒数量的减少，从而使高温蠕变性能提高；研究了金红石型不锈钢和镍基合金药芯焊丝熔渣的物理性能，对于药芯焊丝熔渣设计从理论上提出了指导思路。

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(2)在裂纹现象方面，研究了奥氏体不锈钢凝固裂纹与镍当量、鉻当量和铌含量的关系，铸造ATI® 718PlusTM镍基合金经不同参数热处理后的凝固裂纹敏感性和热影响区裂纹敏感性，硫、磷和焊接速度对Alloy 690失塑裂纹敏感性的影响，以及电子束焊接含硼氮9%～12%Cr马氏体火电钢浮动焦距工艺对抑制焊接热裂纹的效果。

(3)在焊接性的数值模拟方面，采用计算机模拟了Ta元素对Ni-30Cr-8Fe系焊接填充金属凝固裂纹或失塑裂纹的作用,以及Ta，Mo和C含量对凝固行为和第二相面积分数的影响，获得了相关的经验公式，对设计有较强抗凝固裂纹和失塑裂纹能力的焊接填充材料有参考价值。

(4)焊缝热处理的影响方面研究了热处理对超级双相奥氏体焊缝金属组织和析出相的影响，以及性能的变化。

(5)焊接接头的服役性方面，研究了Haynes®282®合金在750 ℃至950 ℃温度区间经不同作用时间塑性变化规律，为进一步研究提供了初步数据；研究了Alloy 718镍基合金激光选区熔化金属的高温塑性；研究了用于620 ℃工作的超超临界火电用钢的药芯焊丝熔敷金属焊接接头焊后及经热处理后，以及在625 ℃的温度经30 000 h蠕变后的组织和力学性能。

以上论文，反映了作者正在进行的研究课题和进展，是焊接性研究领域的热点问题，尽管很多研究尚未取得完整结果，但作者的研究方法和阶段数据对国内的相关研究和工程应用仍有较高的参考价值。

（2）经产母猪情期受胎率：采用人工授精为86.93%，采用自然交配为78.69%，差异显著（P<0.05）。

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