手工自蔓延焊接是通过普通燃烧型焊条燃烧合成反应产生的热量将焊接母材局部加热熔化，反应的产物填充焊缝，采用焊条电弧焊的操作方法，达到永久连接效果的焊接方法［1］。使用普通燃烧型焊条在平焊位置焊接时，焊缝成形好，得到均匀的焊缝合金组织［2］，但在立焊位置焊接时，焊接操作难，焊缝质量差，主要表现在：①熔池在重力作用下的下淌严重；②焊缝上部母材极易烧穿；③易导致夹渣发生。为此研发了脉冲燃烧型焊条，由于脉冲燃烧型焊条从结构到成分均为非均质［3］，这就使得热输入、焊缝成形及焊缝组织相比普通燃烧型焊条焊接过程与焊缝组织有很大差异。故本文将脉冲燃烧型焊条立焊Q235钢作为研究对象，研究横向焊缝合金组成与变化规律，为进一步改进焊条结构、提高接头力学性能奠定基础。

1 试验材料及方法

脉冲燃烧型焊条的装配示意图及其剖面示意图如图1所示。该焊条外径10 mm，长度140 mm。焊条中高热焊药段由高热剂、造渣剂、合金剂和脱氧剂组成，低热造渣段由高热剂、造渣剂和稀释剂组成。把不同焊药分别混合均匀，材料配比见表1，然后按图1所示制作焊条，即可得该试验所用焊接材料——脉冲燃烧型焊条。

  

图1 脉冲燃烧型焊条装配及焊条剖面图

 

表1 脉冲燃烧型焊条成分组成（质量分数）（%）

  

高热焊药段分类 铝热剂 造渣剂 合金剂 脱氧剂基础材料 C u O，F e 2 O 3，A l F e， T i，M n百分比 4 0%～6 0% 2 0%～2 5% 1 0%～2 0% 1 0%～1 5%C a C O 3， S i O 2， C u O， F e 2 O 3，C a F 2， N a 2 B 4 O 7， K N O 3， V 2 O 5 M o， N i，稀有金属低热造渣段分类 铝热剂 造渣剂 稀释剂基础材料 C u O，F e 2 O 3，A l N a 2 B 4 O 7， T i O 2，锰矿物百分比 3 5%～5 0% 3 5%～4 5% 1 5%～2 0%C a C O 3， S i O 2， C a F 2，K N O 3，V 2 O 5

试验用尺寸为70 mm×40 mm×3 mm的Q235钢板作为焊接母材，I形坡口，无需清理母材上的锈蚀。立焊试验中，钢板不留间隙对接且与水平面成70°夹角。焊接时，脉冲燃烧型焊条的引火线可用火柴引燃，引火线段燃烧放出较高热量进而引燃焊药，焊药发生燃烧合成反应，采用焊条电弧焊的运条方法进行立焊操作，本试验具体工艺参数见表2。为了下文中的描述方便和准确，将脉冲燃烧型焊条的第一高热焊药段焊接成形的焊缝称为A1区域，以此类推，分别为A2和A3区域。焊后对立焊接头的组织利用Quanta－FEG 250型扫描电镜、INCA型能谱仪和D8 Advance型X射线衍射仪进行分析。

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表2 立焊焊接工艺参数

  

焊接速度v/（m m·s－1） 焊条倾角 θ/（°） 燃弧a/m m 预热条件3～5 2 5～3 5 2～3 不预热

2 试验结果

使用脉冲燃烧型焊条立焊，高热焊药段燃烧合成反应产生的高热量使母材局部熔化，形成熔池，生成的金属产物与熔池熔合进入焊缝；低热造渣段使燃烧持续进行，但低热量不足以形成有效熔池，产物成为熔渣覆盖于金属焊缝之上。立焊结束后待焊件完全冷却，轻轻敲打即可除去焊缝表面熔渣，焊接接头完整，如图2所示，焊缝表面成波浪形，质量良好，无表面裂纹。观察和分析焊接过程与焊缝发现，脉冲燃烧型焊条的3个高热焊药段对应形成3个有效熔池并成形为焊缝，而低热造渣段所产生的熔渣基本未对焊缝合金区的成分组成产生影响。

  

图2 焊缝宏观形貌

按图2中所示分别在A1，A2和A3区域中间位置横向切开焊缝进行剖面取样，经抛光腐蚀后如图3所示。其中下部浅色区域为母材，上部为熔敷金属。由图3可以看出，从A1，A2到A3区域焊缝熔宽逐渐增大，而焊缝表面的熔敷金属所形成的余高逐渐减小。对接头进行XRD测试如图4所示，结果显示各区域均由 α－Fe， ε－Cu， FeNi和 Cu0.81Ni0.19组成。

综合整个焊缝合金，虽焊缝成形温度场不同，但各区域均由高热焊药段形成，由焊条成分表可得其主反应为放热反应：

因为A1区域为起焊段，母材受焊条的热作用较小，温度差ΔT大，所以γ1，γ2固相刚析出时所受浮力f大。而此时固相质量和表面积均较小，重力G和内摩擦力F都小，故固相在熔池对流下被排挤到试样上部。另一方面由于焊缝熔宽窄（图3），富铁液相经毛细作用先进入焊缝，且因为母材为Q235钢，高温的富Fe液相与焊接母材有更好的润湿性，同时A1区域为起焊段，母材受焊条的热作用较小，富Fe液相获得更大的过冷度，富Fe液相在焊缝附近首先结晶凝固，最终形成富Fe相填满焊缝间隙，只有少量富Cu相在富Fe相内二次析出。随着γ1，γ2固相体积分数增多，其质量和表面积均增加，重力G和内摩擦力F都增大，而焊条对母材的热作用增大，温度差ΔT减小，浮力f减小，焊弧吹力Farc基本不变，熔池对流减弱致使γ1，γ2固相逐渐沉积。又因为本试验中母材与水平面呈70°夹角，所以固相受重力作用沉积铺展在母材上部熔敷金属下部并长大形成树枝晶，低凝固点的富Cu液相留在熔敷金属表层凝固，其中的富Fe相形核长大并熟化［10－11］成胞状晶。

3 分析与讨论

3.1 焊接接头微观组织形貌分析

脉冲燃烧型焊条中高热焊药段高热剂含量高，反应产生高热量；低热造渣段造渣剂含量高，部分成分发生吸热反应损耗热量，故而低热造渣段反应产生低热量，低热造渣段的加入有利于上一焊缝区域成形，且焊渣在保护焊缝金属的同时能在一定程度上阻隔上一熔池热量对下一熔池的作用。另一方面，脉冲燃烧型焊条中3个高热焊药段长度不同，第1高热焊药段最长，对母材热输入最大，且在第2高热焊药段的热影响下，导致A1区域在最长时间内维持高温；第2，第3高热焊药段长度相同，但第3高热焊药段对A2区域有热影响，故A2区域维持高温时间比A3区域长；A3区域为第3高热焊药段作用形成，无热量补充，散热最快。

为了进一步了解不同焊缝区域之间和同一焊缝区域中不同位置的组织差别，利用SEM观测了图3中白色框所示的各焊缝合金，图5，图6为观测结果。由图5可看出，树枝晶状富铁相析出在A1区域焊缝中最多，A3区域最少。由图6可看出，富铁相在A1区域熔敷金属中下部为树枝晶，上部为胞状晶，出现明显分层，而在A2和A3区域熔敷金属中均为树枝晶。

  

图3 各区域横截面宏观形貌

  

图4 焊缝XRD分析图谱

钻孔轨迹安全是钻孔轨迹空间形态对钻杆柱在起下钻、钻进等孔内作业过程中的屏障问题，当屏蔽作用达到一定程度时，将导致起下钻遇卡、钻进过程难掌控等复杂情况，严重时将导致无法正常起下钻和正常钻进等问题。

  

图5 A1，A2，A3区域焊缝扫描电镜照片

  

图6 A1，A2，A3区域熔敷金属扫描电镜照片

利用EDS测试分析了焊缝中间A1白框区域，图7为观测结果。图7中1点是以Fe为主其他元素为辅的富铁相，2点是以Cu为主其他元素为辅的富铜相，呈树枝晶状的富铁相中有少量富铜相。A2，A3区域测试分析结果其相组成与A1相同，故结合XRD测试和EDS分析基本可以确定A1，A2，A3各区域均由富铁相和富铜相组成，其中富铁相以α－Fe为主，含有少量的 FeNi，ε－Cu 和 Cu0.81Ni0.19；富铜相以 ε－Cu 为主， 含有少量 Cu0.81Ni0.19， α－Fe 和 FeNi。 各区域均由富铜相和富铁相组成，但两相在焊缝组织中占比不同。

  

图7 A1区域SEM照片及EDS分析

3.2 微观组织成因分析

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故焊药自蔓延反应生成相同产物且填充焊缝，所以相组成基本一致，与焊接工艺关系不大［4－5］，但在各区域中相分布不同，由图5可以看出，A1区域中焊缝主要为富铁相，中间析出少量富铜相；A2区域焊缝中富铜相较A1区域有所增加，但仍以富铁相为主；A3区域富铜相继续增加与富铁相含量相当。在熔敷金属中相分布情况完全相反，A1区域熔敷金属下部富铁相与富铜相分布基本均匀，上部主要为富铜相，其中析出少量富铁相；A2区域富铜相略多于富铁相；A3区域富铜相与富铁相含量大致相当。

根据式（1）及式（2）可得，焊条燃烧产生绝热温度高于3 000 K，能熔化母材形成有效熔池。由EDS检测和XRD分析可知，用脉冲燃烧型焊条立焊Q235钢所得接头主要为Cu，Fe，Ni三元合金。结合脉冲燃烧型焊条中各种成分的占比和EDS检测可以确定焊缝合金中w（Cu）约为50%，w（Fe）约为36%，w（Ni）约为9%以及少量其他元素。有关研究结果表明［6－7］， 在 Cu， Fe， Ni三元合金中存在一定的混溶隙，且混溶隙的存在能引起相分离。结合图8 Cu－Fe－Ni变温截面相图分析可知，Cu，Fe，Ni三元合金熔液冷却后L先发生偏晶转变形成L＋γ1，随着温度降低到约1 100℃，部分L＋γ1发生包晶转变生成γ2， 形成L＋γ1＋γ2， 因为 γ1， γ2为富 Cu 的 Cu－Fe－Ni相，所以此时熔池中的液相成为富铁液相，由于分离相之间存在密度差，密度大且富Cu的γ1，γ2沉积在试样下部，密度小的富Fe液相则浮在试样上部，此宏观偏析形貌结晶凝固后能够保持不变。

  

图 8 Cu－Fe－Ni变温截面相图

但是在本试验中，A1区域熔池先析出富Cu的γ1，γ2固相在熔池中受到浮力f，重力G，手工自蔓延焊接燃弧吹力Farc和流体内摩擦力F的共同作用，如图9所示。

  

图9 熔池中固相受力分析图

式中：ρ为熔体密度；g为重力加速度；β为线膨胀系数；ΔT为熔池与边界；m为质量；脉冲燃烧型焊条各高热造渣段成分相同且均质，故C为常数；A为流体与固体平面的接触面积；μ为动力粘滞系数；Δw为两层流体之间的速度差；Δy为两层流体之间的距离。

 

由于内摩擦力F作用方向与固相运动方向相反，且对固相作用的其他力不恒定，固相运动方向不确定，故未在图中标出内摩擦力F。固相所受分力大小分别为［8－9］：

首先，从公平的角度来看。公平正义是千百年来人类不懈追求的一种美好理想和愿望，也是社会主义核心价值观的主要内容。但是公平正义不等于搞平均主义。每一个个体都是存在差异的，即使是刚入学的一年级小朋友，身高、视力、听力、性格、习惯等也各不相同。难道摒弃这些客观因素，忽视个体差异的真实存在，而改成机械、纯粹的座位轮换制，就是真正意义上的公平吗？试想一下，到了小学高年级，孩子的身高、学习习惯等都会有十分明显的区别，一米三的小不点躲在一米七的大个子后面，小胡子和大姑娘坐在一起，调皮捣蛋的和文文静静的勉强同桌，这就是公平？看似绝对公平的座位轮换制，实则是严重的不公正，是对学生身心的另一种伤害。

在A2，A3区域中，同样受到f，G，Farc和F的共同作用。在A2区域中，由于A1区域熔池对其起到预热作用，使熔池温度差ΔT较A1区域显著减小，固相所受浮力f减小，但熔池维持在高温区域且时间比较长，熔融金属动力粘滞系数μ在温度升高时降低，内摩擦力F减小，故熔池对流受影响较小；另外，熔池维持在高温区域时间比较长，相混溶比较充分；由图3可以看出，焊缝熔宽显著增加，毛细作用减弱，所以熔池凝固后焊缝合金和熔敷金属中相分布趋于均匀。在A3区域中，熔池凝固过程基本与A2区域相同，不过熔池所受到的预热作用和焊缝熔宽增加进一步强化，最终造成焊缝合金和熔敷金属中相分布基本达到均匀。

4 结论

（1）脉冲燃烧型焊条中3个高热焊药段均形成了有效熔池，但各熔池对应的焊缝合金组织存在差异。

（2）焊缝合金相组成基本相同，但在各熔池对应区域相分布不同。第1熔池焊缝合金主要为富铁相，熔敷金属下部富铁相与富铜相分布基本均匀，上部主要为富铜相，在第2和第3熔池焊缝合金和熔敷金属相分布逐渐达到均匀。

（3）各熔池的温度场不尽相同，使得熔池形态以及熔池受力存在差异，最终导致焊缝合金相组成基本相同，但在各熔池对应区域相分布不同。

将以上3种材料分别按相对底面斜度为0°，15°，30°，45°，60°，90°进行加工，加工后对其表面进行清洗、烘干，备用.

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