0 序 言
Q960钢因具有较高的强度而广泛应用在造船、钢结构、管道运输和矿山机械等行业领域中，但这类高强钢焊接时难以得到理想的接头冲击韧性，尤其是低温冲击韧性，因而限制了其在更大范围内的推广使用[1-3]. 已有学者认为，可以通过焊缝金属合金化、调整接头凝固冷却时间和焊后热处理等方式来改善高强钢焊接接头冲击韧性[4-6]. 其中，焊缝金属合金化是通过设计合适的焊接材料向焊缝金属中添加有益合金元素来实现，可在保证接头强度的同时提高接头冲击吸收功. 大量试验研究表明，提高Q960钢焊缝强韧性一个有效的方法是使接头组织中获得大量均匀而细小的针状铁素体组织. 这是因为在高强钢焊缝中针状铁素体组织为大角度晶界，断裂时裂纹扩展路径曲折，裂纹扩展功高，因而可提高接头冲击韧性[7-9]. 目前，高强钢焊接材料设计中，药芯焊丝因其具有成分易于调节、焊接速度快、焊缝成形好、焊接质量高等优点而成为研究的热点，尤其是较高的合金过渡系数使其非常有利于实现焊缝金属的合金化. 在药芯焊丝合金元素的作用方面，Al，Mn，Mo和Cr等元素已有大量的研究报道，而有关B元素的作用只在用于堆焊药芯焊丝和强度级别小于800 MPa管线钢药芯焊丝方面略有报道[10-13]. 在强度级别更高的高强钢中B元素对接头力学性能的影响未见有相关研究成果，尤其是B元素对其接头组织中针状铁素体形成的影响规律和作用机理更是未有涉及. 因此，文中在自行设计的Mn-Mo-Cr系Q960高强钢药芯焊丝的基础上，通过改变药粉中硼铁的含量来探索高强钢焊缝金属中B元素对冲击韧性的影响规律，深入研究其对焊缝组织针状铁素体形成的作用机理，为设计更高强度级别药芯焊丝提供理论依据，以实现高强钢焊缝金属组织的可控化.
由内部和外部热源导致的机床热误差是影响机床加工精度的主要因素。内部热源包含直接由机床本身和切削加工所产生的热源,如主轴电机、轴承摩擦等。外部热源归因于机床所处环境,如相邻机床、机床防护罩的开合、环境温度昼夜的周期变化以及季节差异等。这些热源之间的相互作用导致了机床复杂的热行为。具统计,精密加工中,热变形引起的制造误差占总误差的40%～70%[1]。提高机床加工精度主要有3种途径:误差避免法、误差控制法和误差补偿法[2]。误差避免法和误差控制法代价高昂,并会带来其他诸如振动和加速度降低等问题,误差补偿法因其具有高效、经济且易于实现等优点,已成为高精度数控加工的一个热点研究方向[3]。
1 试验方法
Q960钢的化学成分和力学性能如表1所示，试板尺寸为300 mm×100 mm×10 mm. 试验用药芯焊丝采用轧拔法生产，药粉成分自行设计，即将配制好的药粉混合均匀后放入轧丝机加粉器中随轧丝过程逐渐添加到焊丝管中. 药芯焊丝钢带为宝钢产SPCC钢，尺寸为10 mm×0.3 mm. 钢带在轧丝机中经多次轧制后，逐渐由U形变为O形，再将轧制好的焊丝在拉丝机中经多次拉拔至直径为1.6 mm.试验药粉中包括金属粉和造渣剂两类，金属粉占比25%～30%之间，主要包括电解锰、钼粉、金属铬、镍粉、铌铁、钛粉、硼铁和铁粉等，粒度均在80～100目之间，使用前经150 ℃烘干5 h去除水分. 造渣剂占比为70%～75%，包括氟化钙、氟化钡和铝镁合金，事先经球磨机研磨后粒度保持和金属粉一致.
焊前将Q960钢板加工成60°坡口，坡口两侧30～50 mm范围内打磨干净露出金属光泽，用丙酮酒精溶液清洗，吹干. 自行设计的药芯焊丝使用前需清除焊丝表面残留的拉丝粉，待用. 焊接时采取熔化极自保护焊，将两块试板放在自制的焊接夹具上，平焊位置，根部间隙始焊端为1 mm，终焊端为3 mm. 焊接电流为260～280 A，焊接电压为28～30 V，焊接速度为320～350 mm/min，层间温度控制在100～120 ℃之间，5层7道焊接. 焊后按照国家标准GB/T 17493—《低合金钢药芯焊丝》标准制备试验试样.
表1 Q960钢的化学成分和力学性能
Table 1 Mechanical properties and chemical composition of Q960 high strength steel
力学性能C Si Mn Cr Ni Mo Nb Ti B 抗拉强度Rm/MPa断后伸长率A(%)冲击吸收功Akv(-20 ℃)/J 0.18 0.5 1.6 0.8 1.0 0.6 0.05 0.03 0.005 ≥960 ＞12 ≥30化学成分(质量分数，%)
冲击试验按国家标准GB/T 2650—《焊接接头冲击试验方法》标准进行，每组5个取平均值. 室温冲击试验温度为25 ℃，低温冲击试验温度分别在0～-60 ℃之间，冲击试样采用夏比V形缺口，位置为焊缝中心. 熔敷金属金相试样取样位置为焊缝中心，垂直于焊接方向的横截面. 试样经研磨后用4%硝酸酒精溶液腐蚀10～15 s，在奥林巴斯GX-51显微镜上观察. 焊缝金属中各合金元素成分是经过钻粉后用化学分析法进行测量得到的，N元素含量用ON 900型氧氮分析仪检测而得. 用Tecnai G2 F20型场发射透射电子显微镜对促进针状铁素体形核长大的非金属夹杂物的形貌进行观察和微区能谱分析.
热膨胀试验试样取自焊缝中心，平行于焊接方向，采用德国产DIL 805仪器制备和测试，试样为中空圆柱体，长度为10 mm，外径5 mm，壁厚1 mm，试件经1 350 ℃保温2 min奥氏体化，随后连续冷却，冷却速度保持为15 ℃/s. 焊缝金属组织转变过程采取分级淬火试验获得，试样先是炉中加热至1 350 ℃ 保温 2 min，接着炉外空冷至 700～650 ℃放入水中淬冷.
2 试验结果和讨论
2.1 焊缝金属化学成分和组织分析
不同试样的焊缝金属化学成分分析如表2所示. 从表中可见，编号为1～3号和4～6号分别为低含氮(N元素)量和高含氮量时焊缝金属试样. 在低氮和高氮焊缝金属中，除B元素外，其余元素在焊缝金属中变化不大，与设计值基本一致. 图1为1～3号试样组织形貌，图2为4～6号试样组织形貌.低氮和低硼时，熔敷金属为针状铁素体和晶界铁素体组织，经分析认为铁素体是在TiO夹杂物上形核，如图1a所示；随着焊缝金属中B元素含量增加，晶界铁素体减少，针状铁素体增加，如图1b所示；进一步增加焊缝B元素含量，当B元素含量达到0.009%时，焊缝金属以贝氏体为主，含有少量针状铁素体，如图1c所示. 对比图1a和图2a发现，当焊缝中含有极少量的B元素时，N含量的变化对组织几乎没有影响；但当焊缝中含有一定量的B元素时，如图1b和图2b所示的2号和5号试样，随着N元素含量增加，晶界铁素体组织变得粗大，说明此时在晶界处能够限制晶界铁素体形核和长大的自由状态的B元素被N元素所消耗，导致晶界铁素体长大. 对比图2c和图1c发现，当焊缝含硼量增加达到0.009%，高氮使得焊缝金属组织由贝氏体+少量铁素体转变为多边形铁素体+针状铁素体组织.
表2 不同试样焊缝金属化学成分(质量分数，%)
Table 2 Chemical compositions of weld metal with different samples
编号 Mn Mo Cr Ni Nb Ti B N 1 1.33 1.55 0.94 1.22 0.05 0.51 0.001 0.076 2 1.37 1.55 0.94 1.24 0.06 0.49 0.005 0.077 3 1.32 1.50 0.93 1.24 0.06 0.49 0.009 0.077 4 1.36 1.57 0.94 1.27 0.07 0.55 0.001 0.37 5 1.31 1.46 0.93 1.25 0.07 0.51 0.005 0.32 6 1.30 1.44 0.93 1.23 0.07 0.50 0.009 0.37
有学者认为，高强钢焊缝金属中针状铁素体的形核是在Ti元素和Mn元素的氧化夹杂物上，且这种氧化夹杂物为单一结构. 热力学分析认为在焊缝金属中Ti元素更倾向于与O元素以TiO，Ti2O3，Ti3O5和TiO2的形式存在，而非与N元素以TiN的形式存在. 在Ti元素的这些氧化物中TiO因吉布斯自由能最低因而是最稳定的氧化物，也是最易形成的Ti元素的氧化物，因此可以作为针状铁素体的形核中心[14-15]. 但在图3a显示的2号试样焊缝金属组织中夹杂物的TEM形貌可以明显的看出来，夹杂物并非为单一结构，而是分为几个不同的层，其EDX谱如图3b～3d所示. 图3b表明，夹杂物的核心A区主要为Ti元素和Mn元素的氧化物；夹杂物的B区以Cu元素和Mn元素的硫化物为主，如图3c所示. 进一步对A区和B区界面处进行分析发现，C区含有一定量的B元素和N元素，如图3d所示，推测为BN化合物.
式中， 为表层重金属 i的实测含量；为 重金属i的评价参比值，沉积物参比值一般以全球工业化以前的沉积物重金属的最高背景值或者当地沉积物的背景值为参考（陈云增等，），本文采用1990年贵州省土壤平均背景值作为参比（表1），可较为真实地反映出草海的相对污染程度，指标及污染强度分级标准参见表 2（田林锋等，）；为重金属i毒性响应系数，反映其毒性水平和生物对其污染的敏感程度；为单个沉积物中重金属i的潜在生态危害系数；RI为某域沉积物中多种重金属的潜在生态危害指数。
图1 1～3号试样焊缝金属组织形貌
Fig. 1 Photomicrographs of No. 1～3 weld metal with low nitrogen content
图2 4～6号试样焊缝金属组织形貌
Fig. 2 Photomicrographs of No. 4～6 weld metal with high nitrogen content
图3 夹杂物TEM形貌及结构EDX谱
Fig. 3 TEM photograph and EDX spectra of inclusions
2.2 焊缝金属冲击吸收功
表3为焊缝金属在室温下和低温下的冲击吸收功值. 从表中可见，相同试验温度和相同B元素含量时，如2号和5号试样，低氮焊缝金属的冲击吸收功普遍要高于高氮焊缝金属冲击吸收功；相同试验温度和低氮量时，如-60 ℃时1～3号试样，随着B元素含量的增加冲击吸收功先增大后降低.2号试样在各试验温度下冲击吸收功值最佳，6号试样的冲击吸收功值最差. 图4为2号焊缝金属中针状铁素体组织的TEM形貌. 可见，针状铁素体组织以夹杂物为核心形核，具有高密度位错，有效增加了裂纹扩展时所需的路径和能量，可提高焊缝金属的强度和冲击吸收功. 从图1和图2中可知，2号试样焊缝组织中针状铁素体含量最高，因此其冲击吸收功值最佳.
表3 焊缝金属冲击功平均值
Table 3 Mean value of impact energy of weld metal
编号冲击吸收功Akv/J(平均值)25 ℃ 0 ℃ -20 ℃ -40 ℃ -60 ℃1 161 114 106.4 68 47.8 2 164 119.2 114.8 77 70 3 164 95 105.2 63.2 32.2 4 152 105.4 107.6 67.4 40.8 5 160.1 115.4 91.8 55.4 47.8 6 101.3 84.6 70.2 39.9 26.5
图4 2号焊缝金属中针状铁素体及夹杂物TEM形貌
Fig. 4 TEM microstructure morphology of acicular ferrite and inclusions in No. 2 weld metal
2.3 铁素体转变分析
焊缝金属热膨胀试验结果如图5所示，试验中冷却速度为15 ℃/s. 可见，如1号试样所示，当焊缝中含低氮和低硼时，铁素体开始形成的温度为765 ℃，当2号试样增加含硼量至0.005%时，铁素体开始形成温度为710 ℃，说明焊缝中增加B元素含量具有推迟奥氏体向铁素体转变的作用. 但继续增加B元素含量，即从0.005%到0.009%(3号试样)，这种作用减缓，铁素体形成温度仅降低到700 ℃.当焊缝金属中含有高氮时，B元素含量为0.001%的4号试样和0.005%的5号试样，铁素体形成温度分别为762和705 ℃，分别与1号和2号试样相比并没有多大的变化. 但6号试样焊缝中含0.009%B元素和0.37%N元素时，铁素体形成温度为770 ℃，说明当焊缝中B元素含量达到一定量时，N元素对焊缝金属中铁素体形成的影响变得明显. 这一结果与图1和图2的金相组织观察结果一致.
图5 焊缝金属中温度与铁素体含量关系
Fig. 5 Relationship between temperature and ferrite content in weld metal
图6 为分级淬火试验获得的焊缝金属组织由奥氏体向铁素体转变时的状态. 1号试样当焊缝中含少量的B元素和低N元素含量时，开始形成的铁素体为晶界铁素体，在原奥氏体晶界处形成网状分布，如图6a. 继续增加B元素含量到0.005%，沿奥氏体晶界形成的铁素体含量减少，如图6b所示. 继续增加B元素含量至0.009%时，晶界铁素体的形成进一步被抑制，形状也由网状变为球块状，如图6c所示. 此时，如果增加焊缝中N元素的含量，则减少了晶界处自由状态的B元素，使得B元素的作用减弱，晶界处重新形成网格状的晶界铁素体，图6d所示.
把模板分成8个方向，轮流使用8个方向的模板，消去最外层像素点，不断循环，直到剩下“骨架”为止。细化后结果见图5。
图6 分级淬火时焊缝金属部分转变组织形貌
Fig. 6 Microstructure morphology of partially transformed microstructures of weld metal quenched
图7 为在原奥氏体晶界形成一个新的固相的示意图. 在奥氏体晶界的形核自由能公式如式(1)所示[16]. 其中，
是新相α的体积自由能；V是新相的体积；Aαγ是新相α和奥氏体相γ之间的界面积；γαγ是新相 α 和奥氏体相 γ之间的界面能；Aγγ是奥氏体γ相之间的界面积；γγγ是奥氏体γ相之间的界面能，即
2.明确区县民宗侨台等部门合署办公的具体规定。厘清区县党委统战部与民族宗教部门、台办、侨办、外办、侨联等合署办公的职责职能，对机构设置、人员配备包括部门归属、科室设置、人员职数等作出具体规定。在区县民族宗教部门同统战部合署办公后，应明确将民族宗教部门保留在政府序列，并配足执法人员，确保其执法资格不受影响。
图7 原奥氏体晶界处铁素体形核
Fig. 7 Nucleation of ferrite along austenite grain boundary
根据式(1)可知，当焊缝金属中含0.001%B元素时，因B元素含量少，对晶粒界面能(
)影响不大，因此形核自由能较低，有利于晶界铁素体形核. 且θ角降低，小于60°有利于沿着奥氏体晶界形成网格状的结构. 当增加焊缝中含硼量，界面能(
)减小导致形核自由能
增加，抑制了晶界铁素体的形核. 同时，式(2)[16]所示的表面自由能比例
减小，θ角变大，奥氏体晶界上铁素体以球状或等轴状长大. 这一结论与图6中所观察到的焊缝组织形貌一致. 如果形成的新相为球状，则会显著降低界面自由能，此时图7中的θ为
式(3)为焊缝金属中B元素和N元素的比例与BN形成温度之间的关系，其中[B]和[N]分别为焊缝金属中B元素和N元素的质量分数，T为形成BN的绝对温度[17]，即
当3号焊缝金属中B元素含量和N元素含量分别为0.009%和0.077%时，利用式(3)计算得出，BN形成的温度为1 663 K，即1 390 ℃；当6号焊缝金属中含硼量和氮量分别为0.009%和0.37%时，BN形成温度为1 810.2 K，即1 537.2 ℃. 说明当焊缝金属中含氮量越高，BN越容易在较高温度就开始从奥氏体中析出，造成晶界处自由状态的B元素减少，从而使得抑制晶界铁素体形成的作用减弱，得到的针状铁素体组织减少，晶界形成网格状的晶界铁素体组织.
3 结 论
(1) Q960高强钢药芯焊丝焊缝金属晶界处自由状态的B元素具有抑制晶界铁素体析出，利于生成针状铁素体的作用，但随着焊缝中含氮量的增加，B元素作用减弱.
沈从文与鲁迅关系不睦，与政治思想、艺术观念的不同有关，更与这次误解造成的心理上的创伤有关。因为这对于年轻的沈从文来说是非常巨大地打击，所以在以后的文章里，他不止一次提及这个事情。比如1931年胡也频遇难，他写了《记胡也频》。在谈到这件事情说，我们三个人(注：指胡也频、丁玲和沈从文)当时的字迹比较一样，其中丁玲给一个叫做自以为聪明的人写了一封信，而这个自以为聪明的人还以为是我写的。[4]
(2) 高强钢药芯焊丝焊缝金属中针状铁素体是以类球形的氧化夹杂物为核心形核，这种氧化夹杂物内部为Ti元素和Mn元素的氧化物，外部为Cu元素和Mn元素的硫化物，过渡区域为BN化合物.
(3) 高强钢药芯焊丝焊缝冲击吸收功在相同试验温度和相同硼含量时，低氮焊缝金属的冲击吸收功普遍要高于高氮焊缝金属冲击吸收功；相同试验温度和低氮量时，随着B元素量的增加冲击吸收功先增大后降低. -60 ℃最大冲击吸收功值为70 J.
(4) 高强钢药芯焊丝焊缝金属中氮含量较低时，增加硼含量具有推迟奥氏体向铁素体转变的作用，但进一步增加硼含量作用减弱；当熔敷金属硼含量达到一定量时，增加氮含量使奥氏体向铁素体开始转变温度提高.
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