董利明1, 2, , 楊莉1, 戴軍1, 張宇2, 王學林3, 尚成嘉3

1 常熟理工學院汽車工程學院 常熟 215500
2 江蘇省(沙鋼)鋼鐵研究院 張家港 215625
3 北京科技大學材料科學與工程學院 北京 100083

摘要

關鍵詞： 管線鋼 ; 埋弧焊絲 ; 熱煨工藝 ; 焊縫金屬 ; 低溫韌性 ; 針狀鐵素體

油氣輸送管道建設中,常采用熱煨彎管或管件(三通、彎頭等)來改變管線鋪設方向。近年來,為了適應長輸管線大口徑、大壁厚、高壓輸送的發展趨勢,對彎管和三通等管件提出了更高的要求[1,2]。就其生產過程而言,彎管和管件均由直縫焊母管熱成形加工制成,為了保證各部位的性能要求,往往需要進行整體熱處理。通過微合金優化設計、潔凈鋼冶煉和控軋控冷(TMCP)技術,能夠提供足夠強韌特性的管體母材。然而,由于缺乏專用焊絲,埋弧焊縫在淬火和高溫回火的熱處理過程中容易發生嚴重的低溫脆化[3],造成低溫韌性波動大甚至不合格的質量問題。因此,研究焊絲合金元素,特別是強韌化元素Mn、Ni、Mo對管件埋弧焊縫熱處理后的組織變化和力學性能的影響具有重要的理論和工程實際意義。

合金元素對管線鋼焊縫組織和性能的影響一直是國內外學者的研究熱點。一般而言,具有高強高韌的低合金焊縫組織主要為針狀鐵素體(AF)、粒狀貝氏體(GB)及少量馬氏體/奧氏體(M/A)的組織形態[4],Mn、Ni等合金元素的添加有助于焊縫產生高含量的AF和細小的GB,可以顯著提高抗微裂紋擴展能力,增強焊縫金屬的強韌性。Keehan等[5,6]認為,盡管增加Mn和Ni含量有助于提高高強鋼焊縫強度,但過量Mn (2%,質量分數,下同)和Ni (7%~9%)均對焊縫韌性不利。Bhole等[7]則研究了Ni、Mo含量對X70管線鋼埋弧焊縫組織和性能的影響,認為同時添加Ni、Mo可增加焊縫中的韌性組織AF的比例,并當Ni、Mo含量分別為2.0%~2.9%和0.7%~0.9%時,可使焊縫具有最佳的強韌組織比例(77%AF+20%GB,體積分數)。近年來,基于Mn-Ni-Mo合金體系的埋弧焊材也逐漸被開發并用于X80、X90甚至X100等高等級管線鋼[8~10]。盡管上述研究結果能夠滿足管線鋼中直縫管焊縫的性能要求,但制備彎管過程需要經過一個短時間的高溫奧氏體化(Ac3以上,Ac3為加熱時鐵素體轉變為奧氏體的終了溫度)和噴水冷卻過程,這對彎管焊縫的組織和性能產生較大的影響,嚴重惡化了彎管焊縫的低溫韌性,很難滿足例如K65管線鋼的設計要求[11,12]。Wu等[13]認為,較高Ni含量能有效增加焊縫AF的含量,但在焊縫熱處理時也會促進M/A形核析出,加速滲碳體在回火過程中的粗化,導致低溫韌性降低。由此可見,合金元素對焊態及熱處理態焊縫組織的作用具有較大的差別,只有優化關鍵合金元素含量才能保證熱處理態焊縫的強韌性能,然而目前還未見通過Mn-Ni-Mo合金元素含量控制熱煨彎管焊縫組織及強韌性能的報道。

本工作針對K65管線鋼直縫管及熱煨彎管的性能要求,通過Mn-Ni-Mo焊絲成分的合理設計,實現焊縫以AF為主的組織控制。通過對直縫管和彎管焊縫進行組織觀察,研究焊縫中不同Mn、Ni、Mo配比對焊縫中組織和力學性能的影響,重點分析焊縫金屬經熱處理后的組織轉變行為對焊縫低溫韌性的影響機制。

1 實驗方法

1.1 焊絲成分設計及制備

K65是俄羅斯的管線鋼牌號,其強度級別相當于國內的X80管線鋼,但由于服役環境處于常年凍土地帶,對低溫韌性具有很高的要求,其設計標準如表1[14]所示。針對高強度、低溫韌性的技術要求,采用低C的Mn-Ni-Mo-Ti-B合金體系設計4種焊絲,其化學成分(質量分數,%,下同)為：C 0.08,Si 0.1,S 0.006,P 0.01,(Mn+Ni+Mo) 2.5~4.2,以及適量Ti和B,Fe余量,其中主要區別為Mn、Ni、Mo配比不同。其主要設計原則為：(1) 在低C的基礎上添加Mn和Mo等合金元素提高焊縫金屬強度,同時依據Mn、Ni對韌性的作用機制,適當添加Ni來保證焊縫金屬具有足夠的低溫沖擊韌性;(2) Ti、B的添加會在焊縫內形成Ti的氧化物、氮化物,一方面抑制先共析鐵素在晶界形核,另一方面可成為焊縫金屬中AF的形核核心,有利于提高AF比例,從而保證低溫韌性;(3) 適量Mo的添加可抑制熱處理過程中碳化物的析出,提高淬透性;還可降低相變溫度和AF的長大速度,細化晶粒。

采用80 kg真空感應爐按設計成分進行熔煉,經鍛造、熱軋、退火、拉拔和鍍銅等工藝后,制得直徑4.0 mm的實芯埋弧焊絲。

1.2 焊接實驗

焊接鋼板為30.8 mm厚的K65管線鋼,其化學成分為：C 0.06,Si 0.19,Mn 1.66,Ni 0.37,P 0.01,S 0.002,(Cr+Cu+V+Nb+Mo+Al) 0.74,(Ti+B) 0.017,Fe余量。

研制的焊絲均搭配SJ101-995N焊劑在實際管線鋼生產線進行多絲埋弧焊接實驗。依據管線鋼實際焊接工藝要求,首先采用CO2+Ar的混合氣體進行單絲氣保護打底焊,然后再進行雙面四絲埋弧填充焊。其中氣保護打底焊工藝參數為：電流為550 A,電壓為22 V,Ar:CO2=4:1,焊接速率為200 cm/min,焊絲直徑為3.0 mm。四絲埋弧填充焊工藝參數如表2所示。

1.3 熱煨彎管工藝

彎管制備過程示意圖如圖1所示。盡管焊道位于熱彎過程的上表面,受到的拉應力或壓應力最小,但其熱循環過程依然會對組織和性能產生較大影響。圖2為熱模擬工藝,包含熱彎和回火過程。熱模擬工藝參數設定依據實際彎管制備工藝而定,為與實際熱煨彎管生產工藝相符,模擬熱彎過程在Gleeble-3800熱模擬試驗機上進行(忽略熱形變),回火過程在普通電阻加熱爐內完成。試樣由實際焊接的30.8 mm厚K65平板焊接接頭取熱模擬試樣,取樣位置如圖2所示,試樣尺寸為60 mm×11 mm×11 mm。

圖1   彎管熱煨彎制備示意圖

Fig.1   Schematic of the industrial hot pipe bending process

圖2   熱彎和回火的熱模擬工藝及取樣位置

Fig.2   Schematic of thermal simulation including bending and tempering for samples (WM-Q means the quenching process of the weld; WM-QT means the quenching and tempering process of the weld)

1.4 性能測試與組織表征

焊后采用PDA-5000直讀光譜儀對設計的4種焊縫金屬進行成分測定。分別對直縫管(焊態)和彎管焊縫(熱處理態)進行力學性能測試：采用INSTRON MPX-450擺錘沖擊試驗機進行低溫沖擊實驗,標準試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm,V形缺口位置依據ASTM E1820-05a確定;采用INSTRON 3360萬能材料試驗系統進行室溫拉伸實驗;采用Willson Tukon-2500 Vickers硬度計進行Vickers硬度測量,載荷為10 kg。上述實驗的取樣及檢測位置如圖3所示。

對截取的焊接接頭樣品,經砂紙逐級磨制至1500號后進行機械拋光,采用濃度為4%的硝酸酒精侵蝕10 s,用于光學顯微鏡(OM)觀測,對比直縫管焊縫(WM)、淬火態(WM-Q)、回火態(WM-QT)的組織,同時采用Lepera試劑進行侵蝕,觀察不同狀態下M/A分布及含量。利用JEM-2100F透射電子顯微鏡(TEM)分析焊縫在不同狀態下的微觀組織,利用JSM-7100F場發射掃描電鏡(SEM)的電子背散射衍射(EBSD)功能分析不同狀態焊縫中晶粒尺寸、大小角度晶界等情況。沖擊斷口形貌觀察在Sigma-300 SEM下完成。

2 實驗結果

2.1 母材組織及力學性能

鋼板焊前為熱軋態,其顯微組織的OM像如圖4所示?？梢?K65管線鋼母材顯微組織由GB和少量AF構成,其屈服強度為621 MPa,抗拉強度739 MPa,延伸率為20.8%,-40 ℃沖擊功為269 J。

2.2 焊接接頭宏觀形貌及焊縫金屬成分

圖3也顯示了典型的四絲雙面埋弧焊接頭的宏觀形貌。斷面組織觀察及超聲探傷檢測未發現裂紋、氣孔和夾渣等宏觀缺陷,焊縫內外表面成形良好。4種焊縫的實測化學成分如表3所示,主要差異體現在Mn、Ni、Mo 3種成分,這是由于焊絲成分設計差異所致。

圖3   焊縫宏觀形貌及測試位置示意圖

Fig.3   Macrograph of the weld joints and schematic of the positions for tests

2.3 焊縫金屬的力學性能

表4給出了4種焊縫金屬的拉伸性能和不同狀態時的Vickers硬度測試結果?？梢钥闯?所設計焊絲經過實際埋弧焊接實驗后,焊縫金屬的屈服強度Rp0.5和硬度均隨著合金成分(Mn+Ni+Mo)含量的增加而增大。4種焊縫金屬的屈服強度達到583~689 MPa,抗拉強度達到714~768 MPa,延伸率均大于21%,能夠滿足K65管線鋼的設計標準要求。對比焊態(WM)和熱處理態(WM-QT)焊縫金屬顯微硬度可見,熱處理后焊縫金屬的顯微硬度比焊態焊縫金屬略有提高,但均未超過同級別X80管線鋼焊縫金屬的上限要求(275 HV10)[15],說明熱處理后焊縫金屬的抗拉強度也能滿足K65管線鋼的標準要求。

圖4   K65管線鋼母材顯微組織的OM像

Fig.4   OM image of K65 base metal

圖5所示為4種焊縫金屬在焊態和熱處理態的-40 ℃低溫沖擊功。從工程應用角度考慮,沖擊功的單個最小值代表最低沖擊韌性,且往往更能體現接頭的韌性等級。從圖5可見,4種焊縫在焊態的-40 ℃沖擊功最小值為90 J,熱處理態的-40 ℃沖擊功最小值為59 J,均能滿足表1所示的K65管線鋼技術標準。分析焊態焊縫的低溫沖擊功與焊縫金屬成分的關系可以發現, Mn、Ni和Mo的添加對韌性具有顯著的影響：焊縫中增加0.2%Ni能使沖擊功提高約60 J (1#和2#對比);而Mn和Mo的復合添加能同時提高焊縫金屬的韌性(3#、4#和1#、2#對比)。此外,熱處理態焊縫的低溫沖擊功比焊態焊縫金屬有較大幅度降低,且受Mn、Ni、Mo合金元素含量的影響明顯：低溫韌性隨著Mn+Ni+Mo含量的升高而提高(3#、4#和1#、2#對比);盡管3#焊縫Mn+Ni含量低于4#焊縫,但3#焊縫的-40 ℃低溫沖擊功達124 J (優于4#),可見,3#焊縫中較高的Mo含量是提高其熱處理態焊縫低溫韌性的重要因素。

圖5   焊態和熱處理態焊縫的-40 ℃低溫沖擊功

Fig.5   Impact energies of WM and WM-QT at -40 ℃

2.4 焊態和熱處理態焊縫的金相組織

本課題組前期工作已對焊縫的焊態組織和力學性能進行了詳細的探討[16],本工作主要分析不同Mn、Ni、Mo含量對焊縫熱處理后組織轉變行為及低溫韌性惡化的影響機制。由圖5可知,3#焊縫的低溫沖擊功在熱處理后仍達到最高(124 J),而2#焊縫的低溫韌性在熱處理后惡化最嚴重(降低93 J)。2#和3#焊態和熱處理態焊縫的OM像如圖6所示。根據Abson等[17]對焊縫組織的定義, 2# WM由細小的AF、先共析晶界鐵素體(GBF)和側板條鐵素體(FSP)構成(圖6a),3# WM僅由AF和GBF構成(圖6b),可見,Mn、Mo含量的增加能有效抑制FSP的形成。焊縫經過熱處理后,上述組織均轉變成2# WM-QT (圖6c)和3# WM-QT (圖6d)所示的上貝氏體(BF)和AF,但圖6c中的BF尺寸和含量均明顯高于圖6d,而圖6d中的AF含量高于圖6c,結合圖5所示的低溫韌性可知,3#焊縫中較高的Mo含量一方面對熱處理焊縫中BF的尺寸和含量都有抑制作用,另一方面促進AF組織的轉變,使熱處理態焊縫中仍具有較高比例的AF,從而保證優異的低溫韌性。

圖6   2#和3#焊縫焊態和熱處理態的OM像

Fig.6   OM images of 2# and 3# weld metals at different conditions (AF—acicular ferrite, BF—upper bainite ferrite, GBF—grain boundary ferrite, FSP—ferrite side-plate) (a) 2# WM (b) 3# WM (c) 2# WM-QT (d) 3# WM-QT

3 分析與討論

3.1 焊縫金屬的組織類型轉變

圖7為3#焊縫經過熱處理過程中間態(淬火態(WM-Q))和實際熱煨彎管焊縫組織的OM像。圖6b、7a和6d顯示了3#焊縫在熱彎及回火時的組織演變?？梢?焊縫金屬從焊態(WM)、淬火態(WM-Q)、回火態(WM-QT)的轉變過程中,焊縫中仍保留了一定比例的AF組織,3#焊縫(圖6b)中原奧氏體晶界處的GBF組織轉變為BF組織,且在回火過程尺寸增大(圖6d和圖7a對比),但其BF組織的含量及尺寸仍低于2#焊縫回火態組織(圖6c和圖6d對比)。對比圖7b和圖6d可知,熱煨彎管焊縫金屬的顯微組織以BF為主,AF含量較少,這與熱模擬組織有一定的差距。已有研究[18]表明,粗大奧氏體晶粒有助于AF在晶內夾雜物處形核長大,而BF易于在晶界處形核長大。3#焊態、淬火態和熱煨彎管焊縫的原奧氏體晶界的OM像如圖8所示。可以看出,焊態焊縫的原奧氏體晶界清晰干凈,而WM-QT焊縫的原奧氏體晶界生成許多細小的奧氏體晶粒,柱狀晶形貌依然可見且晶粒粗大,但實際彎管焊縫中觀察不到柱狀晶形貌,而是形成了較多相對粗大的奧氏體晶粒。對比圖8b和圖7a可知,在短時間奧氏體化過程中,原始晶界處形核長大的奧氏體晶粒在隨后的冷卻過程中轉變為BF,而晶內依然保持大尺寸奧氏體晶粒,因此在冷卻過程中依然形成以AF為主的組織。而實際彎管由于熱循環以及熱彎變形作用等條件更利于奧氏體化過程中奧氏體晶粒的形核和長大(圖8c),因此其相變組織以BF為主(圖7b)。由此可見,造成實際熱煨彎管焊縫組織和熱模擬焊縫組織存在差異的原因在于,實際熱彎過程中高溫停留時間大于60 s,原奧氏體晶界處的BF轉變更加充分,而BF的增加是導致焊縫金屬低溫韌性降低的原因之一。

圖7   3#焊縫金屬熱處理中間態(淬火態)及實際彎管焊縫的OM像

Fig.7   OM images of 3# weld metal for quenching (Q) condition and hot bending pipe (HBP)(a) 3# WM-Q (b) 3# WM-HBP

圖8   3#焊態、淬火態和熱煨彎管焊縫的原奧氏體晶界的OM像

Fig.8   OM images of austenite grain boundaries in 3# weld metal(a) 3# WM(b) 3# WM-QT(c) 3# WM-HBP

圖9   3#焊態、淬火態、淬火+回火態、熱煨彎管焊縫經LePera試劑侵蝕的馬氏體/奧氏體(M/A)的OM像

Fig.9   OM images of martensite/austenite (M/A) in 3# weld metals(a) 3# WM (b) 3# WM-Q (c) 3# WM-QT (d) 3# WM-HBP

此外,各個組織形貌觀察表明均存在黑色第二相顆粒。3#焊態、淬火態、淬火+回火態、熱煨彎管焊縫經過LePera試劑侵蝕后的OM像如圖9所示。焊態(圖9a)及淬火態組織(圖9b)第二相顆粒主要為白色的M/A顆粒,呈塊狀或針狀分布在柱狀晶、AF/AF或AF/BF界面。而經過熱模擬淬火+回火焊縫(圖9c)和實際熱煨彎管焊縫(圖9d)的M/A顯著減少,且殘留的M/A尺寸也相對較小,其統計比例如圖10所示。根據Li和Baker[19]的研究結果表明,這種均勻彌散分布的細小M/A有助于提高金屬的強度,但對低溫韌性影響不大。

通過TEM表征3#焊縫熱處理前后的典型組織轉變如圖11所示。由圖11a可見,焊態焊縫中的AF以夾雜物為中心形核,研究[16]表明,Mn含量的增加促使這些Ti、Mn、O的復合夾雜物含量的提高,有利于提高具有良好強韌性質的AF含量。淬火態下得到的貝氏體主要是以板條為主的BF,且板條束貫穿整個奧氏體晶粒(圖11b)。經過回火處理后,奧氏體晶界處可觀察到板條狀BF (圖11c),但其板條寬度比淬火態增大,這與OM像顯示的結果一致(圖7a和圖6d)。值得注意的是,回火后還觀察到未完全分解的M/A (圖11d),在其邊界處可以發現少量M/A已分解為滲碳體。此外,奧氏體晶界處也有大量滲碳體析出(圖11e),其長度為300~600 nm,寬度或厚度為35~70 nm,在OM像中顯示為黑色團簇,這也是熱處理焊縫金屬中雖然M/A含量大幅下降,但硬度并未下降的主要原因,但這種沿晶界分布的大尺寸滲碳體對沖擊韌性極為不利[20]。

3.2 焊縫金屬中的組織含量轉變

已有研究[21,22]表明,高比例的大角度晶界(取向差≥15°)可提高材料阻止脆性斷裂的能力。為此,利用EBSD對焊態和熱處理態的焊縫組織特征作進一步分析,如圖12所示。從Euler圖(圖12a和b)可以看出,3# WM中組織主要由精細的AF和少量GBF組成,而3# WM-QT中出現較高比例的BF組織。根據晶粒取向差分布圖及統計數據(圖12c)可知,焊態焊縫大角度晶界占76.8%,熱處理態焊縫大角度晶界占67.1%。可見,熱處理后焊縫金屬的大角度晶界向小角度晶界轉換,這就使熱處理態焊縫阻止脆性斷裂的能力下降,低溫韌性變差。統計2種狀態焊縫的晶粒尺寸如圖12d所示。可以看出,焊態和熱處理態焊縫的小尺寸(≤3 μm)有效晶粒比例分別為77.6%和71.4%,與大角度晶界的統計結果相差不大(圖12c),表明焊縫中小尺寸有效晶粒與大角度晶界具有一定的相關性。研究[23]表明,細小晶粒能使裂紋在擴展過程需要消耗更大的能量,從而提高沖擊吸收功。結合組織分析結果(圖6b和d)可知,焊態焊縫的大角度晶界、小尺寸有效晶粒與焊縫金屬中的AF有關,因此,熱處理態焊縫金屬中AF含量的減少使大角度晶界和小尺寸晶粒比例下降,也是造成熱處理態焊縫低溫沖擊惡化的原因。

圖10   3#焊縫金屬不同狀態下的M/A體積分數和平均尺寸

Fig.10   Volume fractions of M/A islands and their average sizes in samples of Fig.9

3.3 沖擊斷口分析

圖13為不同狀態3#焊縫-40 ℃沖擊斷口形貌的SEM像和焊態焊縫中夾雜物的能譜(EDS)?？梢钥闯?焊態焊縫的斷口上呈現大量尺寸為1~3 μm的韌窩,且在韌窩中觀察到Mn、Ti和O的微小夾雜物(圖13a和b),表明焊縫金屬中較高含量的細小AF組織使裂紋擴展途徑非常曲折,裂紋沿AF晶界開裂需要更多的能量,體現出較高的低溫韌性。熱處理態焊縫呈現韌窩和準解理斷裂形貌(圖13c),而實際熱彎焊縫呈現較大斷裂單元的解理斷裂,且斷口形貌呈現較多二次裂紋(圖13d),其與BF形貌和沿晶界分布的大尺寸滲碳體密切相關。粗大BF組織的形成會降低阻礙裂紋擴展的大角晶界密度,使得裂紋擴展吸收功減小。

圖11   3#焊縫熱處理前后組織演變的TEM像

Fig.11   TEM images of 3# weld metal at quenching and tempering conditions(a) 3# WM (b) 3# WM-Q (c~e) 3# WM-QT

圖12   3#焊縫焊態和熱處理態的EBSD分析

Fig.12   EBSD characterizations of 3# weld metal
(a) Euler map of 3# WM (b) Euler map of 3# WM-QT (c) distribution of boundary misorientation (d) distribution of effective grain size

圖13   3#焊縫-40 ℃沖擊斷口形貌SEM像和焊態焊縫中夾雜物的EDS

Fig.13   Impact fracture SEM images of 3# weld metal at -40 ℃(a) 3# WM (b) EDS of the inclusion in Fig.13a (c) 3# WM-QT (d) 3# WM-HBP

圖14為3#焊態焊縫與熱處理態焊縫沖擊斷口縱切面形貌的OM像。通過對比裂紋擴展形貌可知,當裂紋擴展遇到AF時會發生偏折或停止,在圖14a中顯現為裂紋沿AF晶界擴展,路徑彎曲,而當裂紋在無AF阻礙的條件下,裂紋擴展穿過BF晶粒,呈直線狀(圖14b),擴展阻力小,說明AF有利于提高裂紋擴展吸收功,提高沖擊韌性,而BF阻礙裂紋擴展作用較弱。

根據Edmonds等[24]和Yang等[25,26]的研究,結合本研究對焊縫組織演變影響低溫韌性的規律分析,可給出裂紋擴展示意圖,如圖15所示。可見,低溫條件下上貝氏體所能貢獻的沖擊韌性遠小于針狀鐵素體。在焊縫組織中小尺寸AF具有較高的大角晶界密度,解理斷裂的擴展通道將被AF或者原奧氏體晶界多次偏折或阻礙,并且在大角度晶界處止裂(圖15a)。因此,AF的大角度晶界能夠提高裂紋擴展功。而對于BF,裂紋擴展僅在遇到團簇組織(packet)或原奧氏體晶界才會被阻礙,因為,packet及原奧氏體晶界為大角度晶界,而packet內的貝氏體/貝氏體邊界為小角度晶界,無法有效阻礙或偏折裂紋。此外,packet和原奧氏體晶界密度遠低于AF晶界密度,因此,以BF為主的顯微組織對提高沖擊功作用較弱。另外,較大尺寸的滲碳體沿晶界或packet邊界分布,將導致沖擊實驗過程應力集中,弱化阻礙裂紋擴展的晶界,致使發生瞬時的完全解理斷裂。

圖14   3#焊縫沖擊斷口附近的裂紋擴展形貌的OM像

Fig.14   OM images of the crack propagation(a) 3# WM (b) local enlarged image of the crack in Fig.14a(c) 3# WM-QT (d) local enlarged image of the crack in Fig.14c

圖15   裂紋擴展和偏折示意圖

Fig.15   Schematics indicating cleavage crack propagation and deflection(a) AF (b) AF+BF (c) BF

4 結論

(1) 成功研發了適用于K65熱煨彎管用實芯埋弧焊絲。研制焊絲可使直縫管焊縫金屬抗拉強度達741~768 MPa,-40 ℃沖擊功達90~185 J,并使焊縫經熱處理后-40 ℃沖擊功達65~124 J,能夠滿足K65管線鋼的低溫服役環境要求。

(2) 在確保焊縫中含有0.2%以上的Mo,適當降低Mn、Ni含量,可使焊縫焊態和熱處理態顯微組織具有高含量的AF,從而達到高強度、高低溫韌性的性能指標。

(3) 熱處理態焊縫金屬中,AF與BF的比例與回火前焊縫金屬中原奧氏體晶界形態相關,若保障熱彎過程焊縫金屬依然具有較大尺寸的柱狀晶形貌,在后續冷卻相變過程依然會形成較多含量的AF。反之,BF含量增加。

(4) 熱處理態焊縫金屬低溫沖擊功降低的主要原因是：AF含量減少,BF含量增加;形成大尺寸沿晶界分布的滲碳體。BF較難阻止裂紋擴展,其裂紋擴展通道較為暢通,且裂紋平直、尺寸較大。AF可以有效偏折和阻止裂紋擴展,能夠提高裂紋擴展吸收功。

來源--金屬學報