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双丝三电弧焊中熔滴过渡及焊缝成形机理

郑佳, 李亮玉, 钟蒲, 王天琪

郑佳, 李亮玉, 钟蒲, 王天琪. 双丝三电弧焊中熔滴过渡及焊缝成形机理[J]. 焊接学报, 2019, 40(7): 31-36. DOI: 10.12073/j.hjxb.2019400177
引用本文: 郑佳, 李亮玉, 钟蒲, 王天琪. 双丝三电弧焊中熔滴过渡及焊缝成形机理[J]. 焊接学报, 2019, 40(7): 31-36. DOI: 10.12073/j.hjxb.2019400177
ZHENG Jia, LI Liangyu, ZHONG Pu, WANG Tianqi. Droplet transfer and weld forming of Tri-arc DE welding[J]. TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTION, 2019, 40(7): 31-36. DOI: 10.12073/j.hjxb.2019400177
Citation: ZHENG Jia, LI Liangyu, ZHONG Pu, WANG Tianqi. Droplet transfer and weld forming of Tri-arc DE welding[J]. TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTION, 2019, 40(7): 31-36. DOI: 10.12073/j.hjxb.2019400177

双丝三电弧焊中熔滴过渡及焊缝成形机理

基金项目: 国家自然科学基金资助项目(U1733125);天津市科技计划项目(17JCZDJC38700)

Droplet transfer and weld forming of Tri-arc DE welding

  • 摘要: 为了验证双丝三电弧焊接过程中M弧不同的电流、脉冲频率对其熔滴过渡行为的影响;试验搭建了双丝三电弧焊的焊接系统以及高速摄像与波形同步采集系统.结果表明,熔滴过渡行为变化的主要原因是在M弧作用下熔滴的受力变化.其次,熔滴过渡行为和M弧电流的变化存在着对应关系:随着M弧电流增大,熔滴过渡行为依次为焊缝成形最佳的短路过渡+射流过渡、以及成形依次变差的大滴过渡、射滴过渡、射流过渡.随着M弧脉冲频率增加,熔滴过渡行为依次为一脉多滴、一脉一滴、多脉一滴三个阶段;其中焊接成形最理想的为一脉一滴的熔滴过渡阶段.
    Abstract: The influence of different current and pulse frequency of M-arc on the droplet transfer behavior was verified using a welding system with Tri-arc DE welding and a high speed camera and waveform synchronization acquisition system. The results show that the main reason for the change of the droplet transfer behavior is the force produced by M arc. Then, there is a corresponding relationship between the droplet transfer behavior and the change of the M-arc current. With the increase of the M-arc current, the droplet transfer behavior changed from short circuit transition + jet transition to large drop transitions, jet drop transitions and jet transitions. With the increase of M-arc pulse frequency, the droplet transfer changed several drops per pulse, one drop per pulse, one drop within several pulses. The ideal weld forming pattern is the one-drop one transition phase.
  • 水电作为一种清洁能源,在环保性、经济性、社会效益、能源稳定性及生态保护等方面具有显著优势,已成为推动国内绿色能源体系构建的重要支柱.为提升水力发电效率,全球水电行业持续优化发电机组的关键参数,包括转速、能效和容量等级,对水电站压力管道系统(涵盖引水管、肋板结构、分岔管及蜗壳等核心组件)的材料性能提出了更高标准[1-2].在水电工程实践中,为适应复杂地形布置需求,同时实现结构轻量化、减少焊接工艺难度和降低工程成本,高强度钢材的应用等级已由早期的500 MPa逐步提升至1000 MP. 日本已在神奈川水电站成功实施1000 MPa级高强钢材的工程应用,显著提升了设备可靠性并实现建设成本优化[3-4],相比之下,国内在该技术领域的工程应用仍存在提升空间.虽然宝钢已突破1000 MPa级水电钢的工业化生产技术,但配套焊接材料的研发相对滞后,特别是熔敷金属的强度—韧性协同控制仍是当前技术攻关的重点.

    稀土元素在冶金工程中具有独特的功能,其中Ce元素作为典型代表,其物理化学特性在调控金属材料微观组织与力学性能方面有重要价值.自20世纪50年代美国率先在特种钢冶炼中引入稀土元素后,全球冶金界持续探索其应用潜力[5-6],最新研究表明,稀土处理在提升低合金高强钢韧性指标方面效果显著[7-11],包钢集团更是在Q690CF钢种中通过稀土微合金化实现了碳当量与焊接裂纹敏感系数的双重优化[12],然而,针对1000 MPa级高强钢专用焊材的稀土化研究仍显不足,特别是埋弧焊熔敷金属的微观组织演变规律及其性能调控机制的系统性研究尚未全面展开.

    文中使用Ce元素对1000 MPa级高强钢埋弧焊材进行优化,并使用OM、SEM、TEM、CLSM等方法,研究Ce含量对1000 MPa级高强钢埋弧焊熔敷金属组织演变的作用机制,分析组织演变对强韧性的影响,确定强韧性匹配效果最好的1000 MPa级高强钢熔敷金属Ce含量的最佳值,为稀土研究与工程实践应用提供支持.

    试验钢板为Q235板材,板材尺寸为350 mm × 300 mm × 20 mm,开45° V形坡口,试板底部间隙为16 mm,试板底部放置350 mm × 30 mm × 10 mm垫板,采用哈尔滨威尔焊接有限责任公司生产的1000 MPa级高强钢焊条J107S进行打底焊,在坡口表面堆焊6 mm过渡层,焊接试板示意图,如图1所示.焊接工艺参数见表1,经试验为最佳工艺参数[13].

    图  1  焊接试板示意图(mm)
    Figure  1.  Schematic diagram of welding test plate
    表  1  焊接工艺参数
    Table  1.  Welding experiment paraments
    焊接电流
    I/A
    电弧电压
    U/V
    焊接速度
    v/(cm·min−1)
    层间温度
    T0/℃
    后热温度
    T1/℃
    4503240≤200350
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    焊材方面采用威尔自研的1000 MPa级高强钢埋弧焊丝HW-100S焊接试板,焊丝直径为3.2 mm,按照纯净化与低碳化设计理念,P,S含量较低,加入了Cr,Ni,Si,Mn,Ti,Mo等元素,满足了熔敷金属较高的强韧性匹配要求,焊剂采用氟碱型焊剂,可严格控制熔敷金属中的P,S,O等元素.通过在焊剂中加入200目纯度大于99.95%的氟化铈实现向熔敷金属中过渡Ce元素,熔敷金属化学成分经ICP-MS测出后见表2,为方便比较观察,Ce含量修约后用0.01% Ce等称呼.

    表  2  熔敷金属的化学成分(质量分数,%)
    Table  2.  Chemical compositions of deposited metal
    C Si Mn P S Cr Ni Mo Ce Fe
    0.08 0.15 1.8 0.01 0.003 0.5 2.7 0.7 0 余量
    0.08 0.15 1.8 0.01 0.003 0.5 2.7 0.7 0.01 余量
    0.08 0.15 1.8 0.01 0.003 0.5 2.7 0.7 0.02 余量
    0.08 0.15 1.8 0.01 0.003 0.5 2.7 0.7 0.04 余量
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    将焊板按图2方法取样,依据国家标准GB/T 228.1—2021《金属材料 拉伸试验第1部分:室温试验方法》制备拉伸试样,在UTM5305SYXL电子拉伸试验机上进行拉伸试验;依据国家标准GB/T 229—2020《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》制备用于−40 ℃和−60 ℃冲击试样各3个,在JBN-300B冲击试验机上进行夏比V形缺口冲击试验,将直读试样通过线切割及热镶嵌加工成金相试样,磨抛后将金相试样用2.5%的硝酸酒精溶液进行化学腐蚀,使用光学显微镜观察熔敷金属的金相组织,利用日立SU5000型扫描电子显微镜观察高倍金相组织,电子背散射(electron back scatter diffraction,EBSD)样品经磨抛后用10%的高氯酸溶液 + 90%的冰醋酸溶液进行电解抛光,使用电子显微镜对样品进行观察,扫描步长为0.1 μm,EBSD试样在使用电子显微镜定位后使用聚焦离子束(focused ion beam,FIB)技术减薄制成TEM样品,奥氏体经选区电子衍射(selected area electron diffraction,SAED)判断物相后在图中标出,将熔敷金属切成3 mm厚的小块,经减薄和磨抛后制成重量小于100 mg的薄片,进行同步热分析试验并使用VL2000DX-SVF17SP CLSM对不同Ce含量的微观组织演变过程进行原位观察.

    图  2  取样位置示意图
    Figure  2.  Schematic diagram of sampling location

    不同Ce含量的1000 MPa级高强钢埋弧焊熔敷金属强度及韧性见表3,熔敷金属的强韧匹配关系,如图3所示.Ce含量为0.01%的抗拉强度没有明显变化,在930 MPa左右,屈服强度从740 MPa提高至820 MPa,增加了10.8%,继续添加Ce至0.02%时,抗拉强度和屈服强度分别提高了2.7%和17.2%,当含量达到0.04%时,抗拉强度比未添加时下降5.3%,但屈服强度仍然比未添加时增加了8.5%.1000 MPa级高强钢熔敷金属在添加Ce后低温韧性表现为整体增强,但增大值先升高后下降,−40 ℃冲击吸收能量增加8.5% ~ 24.3%,−60 ℃冲击吸收能量增加15.6% ~ 42.2%.力学试验结果表明,Ce元素能够明显提高屈服强度,降低熔敷金属的韧脆转变温度,整体提升韧性.最佳Ce元素含量为0.02%,能够保证较好的强韧匹配,在满足950 MPa抗拉强度情况下−60 ℃冲击吸收能量达到75 J以上,留有较大余量.

    表  3  不同Ce含量熔敷金属力学性能
    Table  3.  Mechanical properties of deposited metal with different rare earth contents
    Ce含量ωCe
    (质量分数, %)
    抗拉强度
    Rm/MPa
    屈服强度
    Rp0.2/MPa
    断后伸长率
    A(%)
    −40 ℃冲击吸收能量
    KV2/J
    −60 ℃冲击吸收能量
    KV2/J
    0 935 740 16.0 87、86、86 53、59、61
    0.01 930 820 19.0 103、106、89 81、82、82
    0.02 960 867 15.5 86、104、93 74、80、78
    0.04 885 803 18.5 85、81、71 72、69、73
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    图  3  不同Ce含量熔敷金属强度与韧性
    Figure  3.  Strength and toughness of deposited metal with different rare earth contents

    图4统计了不同Ce含量各尺寸晶粒的占比情况,熔敷金属微观组织的宏观金相图,如图5所示.结合SEM金相图可知,添加不同含量Ce元素后,该高强钢熔敷金属的主要组织相同,均由F(铁素体)、B(贝氏体)和M-A组元构成.其中,铁素体包含块状的PF(先共析铁素体)和AF(针状铁素体).AF由于其连锁结构,能有效阻止裂纹扩展,此外,AF可完全包裹传统意义上有害的非金属夹杂物粒子,显著降低甚至消除这些夹杂物对材料塑性和韧性的损害,因此,提高AF占比是增强组织韧性的关键举措.从图5(a)至图5(c)能够看出,添加Ce后AF数量显著增多,块状铁素体尺寸变小,夹杂物数量增多.然而,随着添加量的增加,PF尺寸变大,AF变得更为粗大.同时,在图5(d)至图5(e)中可以发现,Ce元素的添加使M-A组元分布更弥散,由细小链条状变为均匀颗粒,但在图5(f)中,M-A组元和夹杂物尺寸又重新变大.

    图  4  各尺寸晶粒数量占比
    Figure  4.  Proportion of grain quantities by size
    图  5  不同Ce含量1000 MPa级高强钢熔敷金属显微组织
    Figure  5.  Microstructure of 1000 MPa grade high strength steel deposited metal with different Ce contents. (a) OM of 0% Ce; (b) OM of 0.02% Ce; (c) OM of 0.04% Ce; (d) SEM of 0% Ce; (e) SEM of 0.02% Ce; (f) SEM of 0.04% Ce

    借助EBSD对0%Ce、0.02%Ce、0.04%Ce的1000 MPa级高强钢熔敷金属显微组织展开分析,晶粒取向形貌,如图6所示,扫描位置选在焊缝中心两焊道交接处.可以观察到晶粒呈典型的柱状晶,0%Ce和0.04%Ce的晶粒取向区域性更显著,0.02%Ce的取向则较为随机.另外,添加Ce后,熔敷金属组织的柱状晶变细变短,等轴晶尺寸减小,实现显著细化.于彦冲等人[14]还指出,Ce能提高凝固组织中等轴晶的比例.从图6(c)可以看出,随着Ce含量增加,晶粒变得更加粗大.由图4可知平均晶粒尺寸分别为1.60、1.41、1.87 μm,平均晶粒面积为3.99、2.82、4.93 μm2.含有0.02%Ce的1000 MPa级高强钢中小于1 μm的晶粒占比大幅提高,从33%升至45%,而1 ~ 3 μm的晶粒占比则有所减少,但若添加过量Ce,晶粒会变粗大,大尺寸晶粒增多,导致抗拉强度先增大后减小. 含有0.04%Ce的熔敷金属在1 ~ 3 μm尺寸范围的晶粒占比仍在降低,其平均晶粒尺寸相对较小,且存在大量大角度晶界,使得裂纹在扩展过程中发生偏转钝化,阻碍了裂纹的快速传播,所以0.04%Ce的熔敷金属依然具备较好的低温冲击韧性.运用EBSD相区分功能对不同Ce含量的1000 MPa级高强钢熔敷金属进行分析,残余奥氏体沿枝晶和晶界呈弥散质点状分布,如图7所示,且随Ce含量增加,每个奥氏体区的面积先减小后增大,经统计分别为0.25%,0.51%,0.41%.

    图  6  不同Ce含量1000 MPa级高强钢熔敷金属的EBSD取向图像
    Figure  6.  EBSD orientation images of deposited metal for 1000 MPa grade high strength steel with different Ce contents. (a) 0% Ce; (b) 0.02% Ce; (c) 0.04% Ce
    图  7  不同Ce含量1000 MPa级高强钢熔敷金属相区分EBSD图
    Figure  7.  EBSD phase-distinguished maps of deposited metal for 1000 MPa grade high strength steel with different Ce contents. (a) 0% Ce; (b) 0.02% Ce; (c) 0.04% Ce

    采用TEM对0%Ce、0.02%Ce和0.04%Ce的熔敷金属组织展开观察,如图8所示.由图8(a)可知,观察到了层片状的奥氏体晶粒,其形貌相较于板条状更加多样,出现了薄膜状、片状、颗粒状等不同形态.这类奥氏体晶粒稳定性欠佳,在材料发生变形的初始阶段,就极有可能转变为马氏体,而且在相变过程中,材料会损失一部分韧性和塑性.图8(b)呈现的是具有面心立方结构的残余奥氏体,有着清晰的板条结构,位错密度较高,不过未发现位错塞积群的存在.而在图8(c)中的残余奥氏体内部观察到了位错塞积群,高密度位错之间的相互作用能够提高材料强度,但同时会引起应力集中现象.这会促使材料内部裂纹的萌生和扩展,进而降低材料的韧性和疲劳寿命.于彦冲等人[14]研究发现,适量添加Ce元素可影响位错运动和塞积行为.这主要是通过增加碳含量等方式实现的,进而减少位错塞积情况,让材料在保持强度的同时,改善其韧性.

    图  8  不同含量1000 MPa级高强钢熔敷金属奥氏体组织TEM
    Figure  8.  TEM microstructures of deposited metal for 1000 MPa grade high strength steel with different Ce additions. (a) 0% Ce; (b) 0.02% Ce; (c) 0.04% Ce

    在探究Ce对TRIP钢显微组织的作用机制时,刘朋[15]揭示了Ce原子以纳米尺度团簇形式析出时产生的特殊强化效应,这种纳米级分布的Ce元素可通过位错钉扎机制显著提升铁素体基体的位错存储能力.如图9所示,未添加Ce的试样见图9(a) 中铁素体晶粒内部位错分布呈现随机特征,而随着Ce元素的引入见图9(b) ~ 图9(c),相变界面处出现位错网络重构现象,高密度位错在晶界交汇区形成亚晶粒结构.这种异质结构的形成源于Ce元素的拖曳效应延缓了位错湮灭过程,进而影响了相变动力学.试验观测表明,熔敷金属在受到低温冲击时产生了与TRIP钢类似的多重强化机制的协同作用,使晶界区域形成高密度缠结区.亚晶结构的引入不仅通过晶界强化直接提升屈服强度,其独特的位错通道效应还优化了材料的塑性[16].

    图  9  不同含量1000 MPa级高强钢熔敷金属AF组织TEM
    Figure  9.  TEM microstructures of deposited metal for 1000 MPa grade high strength steel with different Ce additions. (a) 0% Ce; (b) 0.02% Ce; (c) 0.04% Ce

    对含Ce的奥氏体组织周边开展面扫描,结果显示组织中普遍存在原子百分比约为1.5的Ce元素,而且在奥氏体中的含量要远高于铁素体.如图10(a)所示,左侧是奥氏体,右侧是铁素体,由此可知Ce在该组织中存在一定程度的固溶情况.能谱图表明Ce元素和C元素存在富集现象,由于Ce元素的固溶,奥氏体晶粒内部会出现晶格畸变区域,其产生的应力场会吸引半径较小的C原子,并且,Ce元素与C原子的电负性相差较大,使得碳原子会聚集在Ce原子周围,从而形成碳聚集区.碳化物会在此区域形核并生长,减少了对晶界或铁素体生长的依赖,最终在奥氏体内部形成粒状贝氏体.然而,当Ce含量较高时,其在晶界的偏析会增加,如图10(b)所示,碳原子也会倾向于向晶界偏析,从而在晶界形成含Ce的块状脆性析出物.相关文献[17]指出,Ce容易在奥氏体晶界偏聚,降低晶界能,推迟先共析铁素体的形核.在连续冷却时,使Ar3、Ar1降低,扩大奥氏体相区,提高奥氏体的稳定性.同时,固溶Ce会增加马氏体相切变阻力,降低Ms点,因此,含有0.02%Ce和0.04%Ce的熔敷金属残余奥氏体含量比0% Ce更多.

    图  10  不同含量Ce元素在奥氏体晶界处的分布
    Figure  10.  Distribution of Ce element with different contents at austenite grain boundaries. (a) 0.02% Ce;(b) 0.04% Ce

    残余奥氏体在受到冲击形变时,会发生TRIP[18],有助于提高材料的塑性变形能力.生成的马氏体硬相颗粒有利于韧窝的形成,提高裂纹扩展功.随着Ce添加量的增加,熔敷金属中残余奥氏体的含量先增加后减少.此外,LIU等人[19]的研究显示,由于固溶Ce与位错之间存在交互作用,导致C元素在γ/α相界面偏析聚集,Mn元素在奥氏体内呈阶梯分布,这些都有利于稳定晶内奥氏体.添加Ce还会影响位错的重排和湮灭,而且Ce与C之间存在较强的交互作用.Ce能够同时推迟铁素体静态再结晶和奥氏体相变,并且随着Ce含量的增加,对再结晶的推迟作用会更加明显,这两种竞争行为会对新生奥氏体的形态和分布产生影响.最终M-A组元中奥氏体韧性相和马氏体脆性相的竞争行为对熔敷金属的低温冲击韧性平台整体先升高后降低起到作用.

    采用VL2000DX-SVF17SP型超高温激光共聚焦显微镜对不同Ce含量的熔敷金属凝固过程进行原位观察,试验条件为100 ℃/min速率升温至200 ℃,1 000 ℃/min速率升温至1 400 ℃,保温20 s使熔敷金属完全奥氏体化,以1 800 ℃/min速率降温至800 ℃,以1 000 ℃/min速率降温至500 ℃;以500 ℃/min速率降温至300 ℃;以100 ℃/min速率降温至室温,模拟埋弧焊熔敷金属以20 ~ 24 kJ/cm的热输入进行升降温的过程[20].熔敷金属在凝固过程中不同阶段的组织形貌和组织转变起始时间,如图11所示,从图11(a)、图11(d)、图11(g)完全奥氏体化的组织可以观察到Ce元素对后续固态相变的晶粒形状尺寸产生很大影响.经过图11(b)、图11(e)、图11(h)和图11(c)、图11(f)、图11(i)对比可以发现添加Ce后铁素体和贝氏体的转变起始温度均有所提高,且随着添加量增加逐渐降低.为进一步研究相变规律,将熔敷金属进行同步热分析,如图12所示,从峰值温度可以看出组织转变温度的趋势与高温金相观察到的规律相同.研究文献[21-22]研究表明,稀土Ce可通过增大形成激活能、提高形核率的方式使先共析铁素体和贝氏体的孕育期缩短,相变终了线右移,增大转变区域,最终达到细化晶粒的效果.

    图  11  不同Ce含量的1000 MPa级高强钢熔敷金属组织演变高温金相观察
    Figure  11.  High-temperature metallographic observation of microstructure evolution of deposited metal in 1000 MPa-grade high-strength steel with different Ce contents. (a) 0%Ce T = 1 403.1 ℃;(b) 0%Ce T = 689.6 ℃;(c) 0%Ce T = 689.6 ℃;(d) 0.02%Ce T = 1 401.5 ℃;(e) 0.02%Ce T = 716.8 ℃;(f) 0.02%Ce T = 449.8 ℃;(g) 0.04%Ce T = 1 390.6 ℃;(h) 0.04%Ce T = 699.2 ℃;(i) 0.04%Ce T = 480.5 ℃
    图  12  不同含量Ce元素的同步热分析结果
    Figure  12.  Differential thermal analysis results of samples with different contents of Ce element

    观察演变至相同程度时不同Ce含量熔敷金属的贝氏体形态,可以看到两种不同的贝氏体,如图13所示.一种是由晶内产生、平行排列的针状铁素体条和分布于条间的短棒状或片状渗碳体组成呈羽毛状的上贝氏体,在未添加Ce的微观组织中大量存在;另一种是在晶界处产生向晶内延伸、由过饱和针状铁素体和内部弥散分布的碳化物组成的呈竹叶或透镜状的下贝氏体,在0.02%Ce的熔敷金属中数量较多,随着添加量增加占比逐渐减少.由此可以得知Ce元素通过减少先共析铁素体和贝氏体的孕育期,提高转变温度,在转化相同奥氏体情况下增加了板条状铁素体和针状铁素体的数量.铁素体及贝氏体转变后富碳的残余奥氏体在Ce的影响下残余量增加,且弥散程度增大,部分转变成马氏体,使M-A组元的分布更加均匀接近粒状.由于在贝氏体转变过程中Ce的添加对其激发形核和台阶生长之间的竞争产生了重要影响,进而抑制了上贝氏体的形成,且使贝氏体亚结构的细化程度更加明显,细小的亚片条和亚单元之间被稳定的残余奥氏体薄膜所分割,最终形成下贝氏体多层次精细结构[23].下贝氏体通过纳米级碳化物弥散强化、高密度位错、残余奥氏体增韧、细晶结构等综合作用实现了强度与韧性的协同提升,相比之下上贝氏体因组织粗化、碳化物分布不均等缺陷使力学性能劣化[24-25].而持续添加Ce,则会使Ce元素偏聚于晶界,削弱对组织的影响,导致上贝氏体的占比重新增加,最终使冲击性能呈现出整体提高,但局部先增加后降低的现象.

    图  13  不同Ce含量的1000 MPa级高强钢熔敷金属贝氏体形核规律观察
    Figure  13.  Observation of bainite nucleation behavior in deposited metal of 1 000 MPa-grade high-strength steel with different Ce contents. (a) 0%Ce T = 425.3 ℃;(b) 0.02% Ce T = 418.2 ℃;(c) 0.04% Ce T = 431.2 ℃

    (1) 1 000 MPa级高强钢埋弧焊熔敷金属由无Ce提高到0.04%Ce,抗拉强度先升高后下降、屈服强度整体提高,Ce含量为0.02%时的抗拉强度和屈服强度分别提高3.7%和17.2%,低温冲击韧性整体提升,Ce含量为0.01%时提升最大,−40 ℃和−60 ℃环境下冲击能量分别提升24.3%和42.2%.经试验确定Ce含量为0.02%时熔敷金属的强韧匹配效果最好.

    (2) Ce元素可以显著细化晶粒,使M-A组元分布更弥散,从而增强组织的韧性.Ce含量增加会导致块状铁素体尺寸变大,针状铁素体变得粗大,大尺寸晶粒增多,一定程度上降低材料的抗拉强度.Ce元素还会影响残余奥氏体的形态和分布,以及位错运动和塞积行为,进而影响材料的强度和韧性.

    (3) Ce在固溶状态下与C协同富集引发晶格畸变,促进M-A组元生成.0.02%Ce增加残余奥氏体含量,通过TRIP效应提升塑性,细化晶粒,提高相变温度,诱导铁素体形成,促进下贝氏体转变,增强强度与韧性.0.04%Ce则加剧晶界偏析,形成脆性相,降低奥氏体稳定性,阻碍铁素体形核,改变奥氏体形貌,增加上贝氏体比例,导致冲击韧性相对于0.02%时劣化.

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  • 收稿日期:  2018-05-15

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