CN103338889B - 具有优异延性抗扯强度的高韧性焊缝金属 - Google Patents

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Abstract

提供了焊接铁素体钢的焊缝金属和方法。焊缝金属具有高强度和高延性抗扯强度并且适合用于基于应变的管道。焊缝金属包含残余奥氏体并且具有蜂窝状微观结构，所述微观结构具有包含板条马氏体的晶格壁和包含退化的上贝氏体的晶格内部。焊缝金属包括在0.02和0.12wt%之间的碳、在7.50和14.50wt%之间的镍、不大于大约1.00wt%的锰、不大于大约0.30wt%的硅、不大于大约150ppm的氧、不大于大约100ppm的硫、不大于大约75ppm的磷，并且剩余部分基本是铁。可添加其它元素以增强焊缝金属的性质。采用利用电流波形控制的电源施加焊缝金属，所述电流波形控制在保护气体中不存在CO2或氧的情况下产生平滑的、受控的焊弧和焊接熔池。

Description

具有优异延性抗扯强度的高韧性焊缝金属
相关申请的交叉引用
本申请要求2011年1月28日提交的名称为“HIGHTOUGHNESSWELDMETALSWITHSUPERIORDUCTILETEARINGRESISTANCE(具有优异延性抗扯强度的高韧性焊缝金属)”的美国临时专利申请61/437,384的优先权权益，其全部内容在此通过引用并入。
发明领域
本发明涉及焊接金属的领域。更具体而言，本发明涉及用于生产具有高强度和高韧性的焊缝金属的材料和方法。
发明背景
这部分介绍本领域的各个方面，其可能与本发明的示例性实施方式相关。该讨论将协助提供框架以利于更好地理解本发明的具体方面。这部分应从这个角度阅读，并且不一定是现有技术的承认。在下面的说明书中，本发明在基于应变的管道设计的背景下描述。然而，本发明显然更广泛的应用于其中期望高强度、高韧性焊件的任何情况，包括但不限于任何一种或多种钢材料的任何非管式焊件。各种术语在下面的说明书中定义。为了方便起见，紧接在权利要求书之前提供术语表。
针对外加负荷、设计标准以及材料性能要求，设计传统的管道以防止管道材料经受显著的塑性应变。这种类型的设计被称作容许应力设计或基于应力的设计。在基于应力的设计中，施加到材料的负荷通常限于构造的屈服强度的某一分数。虽然在一些情况中，局部可塑性可能以小应力集中如焊趾(weldtoe)(即，在几毫米的尺寸上)出现在基于应力设计的管道中，但是一般而言基于应力的设计并非意欲用于大面积(许多英尺或英寸)的管道经受塑性应变的情况。
当今，管道被设计用于日益严苛的使用环境。对于诸如不连续永久冻土、地震、冰山冲刷等的一些苛刻环境——其中工作温度范围可低至-20℃或更低，需要设计和建造能够耐受一些程度的塑性变形的管道。在这些情况中，所述变形主要平行于管轴取向(即，纵向塑性应变)并且外加负荷通常按照在很多英寸或可能英尺的管道材料上经受的所施加的整体应变来描述。基于应变的设计(SBD)是用于描述设计/建造能够经受纵向塑性应变的术语。对于基于应变的设计的典型应变量级一般定义为超过0.05%的整体塑性应变。整体塑性应变被定义为沿管长度测量的应变，并且跨越研究中的一个或多个焊缝，所述焊缝不是局部的而是遍布在许多英寸或英尺的距离上。在油或气管道的情况中，例如，基于应变的设计目的的整体塑性应变可针对长度大约为两个管直径的一段管道，尽管其它类似的定义可用于限定整体塑性应变。用这种惯例，在30英寸直径的管道中1%的整体塑性应变在两个直径的长度，即，60英寸的长度中将产生大约0.6英寸的应变。
被称作工程临界评定(ECA)的断裂力学技术可用于判断基于应力的设计管道的环形焊缝中的缺陷的结构显著性。ECA包括用于测试材料、使焊缝合格并且评定基于应力的设计中焊接不完整性的显著性的习惯做法。基于应变的设计(SBD)不是如传统基于应力的设计那样成熟的领域，并且截止2010年，用于SBD的充分验证的ECA做法尚未广泛地被管道工业接受。然而，ECA原则适用于SBD。SBD管道工程的很多方面已经在最近的国际会议上公布。一些著名的会议地点包括在比利时的ConferenceofPipelineTechnology、在加拿大的InternationalPipelineConference、以及TheInternationalSocietyofOffshoreandPolarEngineers(ISOPE)和TheOffshoreMechanicsandArcticEngineeringSociety(OMAE)的年会。ExxonMobil已经在这些会议上公布了许多文章，包括主题诸如在SBD负荷条件下的环形焊缝缺陷容许度的预测方法、SBD工程的全尺寸管试验、断裂力学试验方法以及可用于SBD应用的环形焊接技术。这些出版物与专利申请国际申请号PCT/US2008/001753(WIPO专利申请WO/2008/115323，AFrameworkToDetermineTheCapacityOfAStructure)以及PCT/US2008/001676(WIPO专利申请WO/2008/115320，MethodToMeasureTearingResistance)结合为本领域技术人员提供了基于应变的设计工程临界评定(SBECA)技术的必需背景。
取决于工作温度和外加负荷，普通结构钢和焊缝可经受脆性或延性断裂。延性断裂发生在较高的温度，而脆性(或“劈理”)断裂发生在较低的温度。在一些中间温度范围，出现在延性和脆性断裂之间的过渡。这种过渡有时以被称作延性至脆性过渡温度(DBTT)的单个温度表征。取决于应用，采用沙尔皮V型缺口或CTOD试验，可测定DBTT。
在基于应力的设计应用中，材料工程和管道设计实践关注于确保足够的脆性断裂抗性而较少关注环形焊缝的延性断裂。通过指定最小设计温度(与最低的预期工作温度一致)和使用试验方法如沙尔皮V型缺口或裂尖张开位移(CTOD)试验减轻脆性断裂以便使材料合格。
然而，在SBD管道的更新应用中，需要超出脆性断裂的简单考虑；还必须考虑到环形焊缝的延性断裂。因为普遍存在由于焊接造成的减退的微观结构和不完整性，所以环形焊缝通常潜在地被认为是最弱的连接。在基于应变的设计中，设计人员经过材料选择、焊接和检测技术将减轻脆性断裂，或者至少将其延迟直至充分地在塑性负荷范围中并且超过设计的应变需求。在管道的塑性负荷期间，延性撕裂可在环形焊缝缺陷处开始。取决于如焊缝的强度性能和延性抗扯强度、缺陷尺寸和管道基础钢这些因素，撕裂的量可以是最低并且稳定的。如果是稳定的，则缺陷增长的量通常范围从几微米上至一毫米或两毫米。如果该增长程度可以可靠地解释基于应变的管道工程实践并且特别是SBECA过程，则管道完整性可被量化和控制。出于这些原因，具有优良延性抗扯强度的超强的(overmatched)环形焊缝对于SBD管道是重要的。
自然地，结构钢和焊件中的强度和韧性之间存在固有平衡。随着强度增加，韧性一般降低。SBD需要更高的强度和更高的韧性。SBD管道的主要挑战是如何在环形焊缝中获得高强度和高韧性。管道环形焊缝的性能主要通过微观结构控制，微观结构又通过在焊接期间施加的化学成分和热循环控制。化学成分主要通过管的基体材料和焊接材料(weldingconsumable)(焊丝、保护气体和/或焊剂)的选择控制。焊接热循环主要是焊接过程和基体材料厚度的产物。
获得足够韧性的一个潜在考虑因素是使用高度合金的(例如，Ni基合金)焊接熔化焊丝，因为增加的镍含量一般产生韧性改进。这种方法已经用于低温应用中，比如焊接9%Ni的钢。用该方法有两个问题。第一是这些焊接中的焊缝金属具有奥氏体微观结构并且是固有地弱的。当焊接9%Ni的钢时，奥氏体焊缝显著地弱于基体金属，并且该设计通常根据Ni基焊缝实现的强度而不是9%Ni的钢的全部强度被降级。尽管这些Ni基焊丝当前没有用于油和气管道，但是如果由于其优良的韧性性能而考虑使用，则其仅产生可用于至多大约X60的管材等级的强度。第二，Ni基熔化焊丝对于焊接结构钢是有问题的，因为高Ni焊缝金属当熔化时是粘性的并且难以焊接。一旦镍含量超过大约5wt%，则焊缝金属的粘度可显著的更高。粘性焊缝金属较差的流动性增加产生焊接缺陷的机会。这对于机械化的5G管道环形焊缝是特别有问题的，其中不断改变焊接位置和紧斜面(tightbevel)产生了需要优良润湿、平滑操作的焊接方法的挑战情况。
美国专利3,218,432和3,902,039描述了以上的方法，其用于与典型的奥氏体(Ni基)焊缝相比实现更高强度的低温焊缝。这些专利公开了包含大约9-12wt%Ni的铁素体熔化焊丝。这些铁素体焊丝在下文中将被称作Fe-Ni焊丝，并且相关的焊缝将被称作Fe-Ni焊缝。当用于焊接9%镍的钢时，该焊缝比用Ni基合金制造的9%Ni的钢中的焊缝坚硬。基于这两个专利的教导的填焊金属已经被商业化，但其很少被使用。为了实现优良的低温韧性，Fe-Ni焊缝必须用气体保护钨极弧焊(GTAW)方法制造，其中必须保持低热输入和严格的焊接控制，并且由于粘性的焊缝金属，这些焊缝难以错位(out-of-position)制造。控制对于将焊缝金属氧含量(与韧性有关)和焊接缺陷比如多孔性、热裂和缺乏熔合最小化是必要的。低温结构的很多制造者不愿在这些限制条件下操作，认为可靠性可能是难以掌控的并且生产力差。虽然使用Fe-Ni焊缝理论上可实现适合于低温应用的韧性，但Ni基奥氏体焊丝仍旧是最普遍用于低温应用的焊接材料，尽管有低强度的缺点。
在低温焊接和本发明之间需要记住的重要区别是低温焊接设计显然是基于应力的，并且材料被设计用于防止脆性断裂。低温设计以显著低于工程合金的屈服强度的应力操作。延性断裂和抗扯强度对于低温设计不是考虑因素，并且前述Fe-Ni焊接技术不是有目的地设计以产生优良的延性断裂抗性。
一种生产可用于基于应变的设计的钢管焊缝的方法在2010年4月15日公布的美国专利申请公布号USPA2010/0089463(国际专利申请PCT/US2008/001409)中公开，其公开了使用奥氏体熔化焊丝以焊接用于基于应变的管道设计的管。该出版物教导了利用Ni基合金、不锈钢或二联不锈钢焊接材料生产高韧性焊缝。该发明在下文中被称作“奥氏体SBD焊缝”。该出版物未教导铁素体焊缝金属，其中陈述了传统的铁素体焊缝在韧性和抗扯强度上有局限，其限制了在结构设计中可容纳的应变量。在下面的本申请中公开了实现适合用于SBD应用的韧性但显著地比奥氏体SBD坚硬的焊缝。
当将奥氏体焊缝施加到铁素体钢时，在焊缝金属和焊接热影响区(HAZ)之间的边界处形成不相似的原子结构焊接界面。奥氏体具有面心立方(fcc)结构，而铁素体具有体心立方(bcc)结构。对不相似的界面应用超声波测试/检查缺陷比如熔合缺乏可能是困难的，因为这种界面产生可能引起误解的声音反射。Fcc材料和bcc材料具有不同的声音传播性质并且对于超声波检查产生不同的响应。出于挑战例如SBD的应用，期望以毫米级的分级精度的容许量检查小缺陷。不相似的焊接界面可在UT检查期间产生信号，其与由小缺陷产生的信号可比或者至少产生尺寸精度的不确定性。在从热影响区域中不相似的焊缝出现的信号尤其是这种情况，该区域在相邻焊道之间或者在焊接斜面几何形状已经改变的区域中具有其它几何复杂性比如尖端或扇形。出于以上原因，可期望将铁素体钢管道与铁素体焊缝结合以避免不相似的焊接界面，并且当使用UT检查时能够进行精确的检查。
对这样的焊缝金属存在需要，其同时产生高强度、高延性断裂抗性和优良的脆性断裂抗性(即，优良的延性和脆性断裂韧性)，并且其可在管道现场建造期间施加而不过度考虑焊接熔池控制和缺陷率方面的“可焊性”或易用性。
本发明包括由即便在低温时也实现高韧性和抗扯强度的铁素体焊接材料产生的铁素体焊缝。本发明提供在SBD应用中的超常的应变硬化能力、优异的缺陷容许量和高应变能力，并且提供优异的可焊性、高强度和精确的超声波检查。
发明内容
提供实现具有优异延性抗扯强度的高强度焊缝的新的焊缝金属和方法。这种焊缝金属包括在0.02和0.12wt%之间的碳、在7.5和14.5wt%之间的镍、不大于大约1.00wt%的锰、不大于大约0.30wt%的硅、不大于大约150ppm的氧、不大于大约100ppm的硫、不大于大约75ppm的磷，并且余量基本上是铁。其它可添加以增强焊缝金属性能的元素包括：不大于大约0.40wt%的Mo、不大于大约0.30wt%的Cu、不大于大约0.30wt%的Cr、不大于大约0.04wt%的V、不大于大约0.04wt%的Nb、不大于大约0.02wt%的Ti、不大于大约0.02wt%的Zr、不大于大约20ppm的B。焊缝金属的碳含量和其它合金可在对焊缝提供对于X52至X120或更高管材等级足够的强度的范围内调节。施加焊缝金属的方法使用能够控制焊缝金属氧含量的焊接设备和参数以及控制焊弧(weldarc)稳定性和焊接熔池流动特征比如粘性的装置以提供可接受的可焊性。本发明的焊缝金属具有这样的微观结构，其包括晶格壁(cellwall)和晶格内部(cellinterior)，其中晶格壁包括50%或更多的板条马氏体(lathmartensite)，晶格内部包括20%或更多的退化的上贝氏体(degenerateupperbainite)，并且整个焊缝体积分数包含超过痕量的残余奥氏体。
附图描述
图1是本发明新的焊缝金属的一系列组成的Pcm对焊缝金属屈服强度和极限抗拉强度的图。
图2是显示优先地位于Fe-Ni焊缝微观结构中的晶格壁处的内含物的光学显微照片。
图3是Fe-Ni焊缝的截面的光学宏观图像，其图解了焊缝轮廓缺点和熔合缺陷。
图4是CRC斜面的截面图。
图5是本发明的高应变焊缝的实施方式的截面图。
图6是图解本发明的焊接铁素体钢管道的方法的图。
图7是可用于施加Fe-Ni焊缝金属的实施方式的GMAW脉冲波形的曲线。
图8是用于产生R曲线的数据的SENT样品的图。
图9是实例R曲线的图。
图10是低韧性X70环形焊缝和两个实例高韧性HSW的推测的R曲线的图。
图11是本发明实施方式的焊缝金属的蜂窝状微观结构的图。
图12是HSW的光学宏观图像。
图13是HSW的蜂窝状结构的光学显微照片。
图14是显示在Fe-Ni焊缝中晶格壁处的微观结构的扫描电子显微照片。
图15A和15B是退化的上贝氏体的透射电子显微照片，其显示一些平行板条和在板条边界处的不连续MA。
图16是粒状贝氏体的透射电子显微照片，其显示贝氏体铁素体的多个晶粒和散布的MA颗粒。
图17是板条马氏体的透射电子显微照片，其显示平行的位错板条，并且在板条边界处没有MA。
图18A和18B是残余奥氏体的透射电子显微照片。图18A显示在残余奥氏体内的堆垛层错。图18B显示在粒状贝氏体微观结构内的残余奥氏体。
发明详述
在下面的详细描述部分中，结合优选的实施方式描述了本发明的具体实施方式。然而，就下面的描述是特定于本发明的具体实施方式或具体应用而言，这意欲仅仅出于示例性目的并且仅仅提供示例性实施方式的描述。本发明不限于下面描述的具体实施方式，而是，其包括落入所附权利要求书的精神和范围内的所有备选方案、改型和等价物。
本发明的焊缝金属可被称作Fe-Ni或Fe-Ni马氏体焊缝金属。产生的焊缝可被称作高应变焊缝或HSW。
本发明的实施方式包括可用现代气体保护金属极弧焊(GMAW)方法施加的铁素体Fe-Ni焊缝金属，所述方法具有在保护气体中不存在CO2或氧的情况下足以充分地产生平滑、受控的焊弧和焊接熔池的电源电流波形控制。这产生了可用于能够同时实现优良低温韧性、优异延性抗扯强度和高强度的SBD管道环形焊缝的铁素体微观结构。
本发明的焊缝金属在基于应变的设计管道中产生环形焊缝的足够的强度和韧性。这些新的焊缝适合用于上至X120的管材等级的SBD管道，并且这些焊缝可在现场建造期间施加而具有可接受的可焊性。对于具体应用期望的焊缝金属经过焊缝金属化学成分和焊接方法(工艺和过程)的选择而设计，并且可用于起伏不平的现场管道建造条件中以产生合适的焊缝微观结构和机械性能。
所述焊缝金属包括：
-在0.02和0.12wt%之间的碳，
-在7.5和14.5wt%之间的Ni，
-不大于大约1.0wt%的Mn，
-不大于大约0.30wt%的Si，
-不大于大约150ppm的氧，
-不大于大约100ppm的硫，
-不大于大约75ppm的磷，并且
-余量是Fe。
虽然焊缝金属组成的余量是铁，但焊缝金属可包括其它未列举的组分例如杂质等是可能的。
其它元素可由于下面概述的原因添加：不大于大约0.40wt%的Mo、不大于大约0.30wt%的Cu、不大于大约0.30wt%的Cr、不大于大约0.04wt%的V、不大于大约0.04wt%的Nb、不大于大约0.02wt%的Ti、不大于大约0.02wt%的Zr、不大于大约20ppm的B。本文与焊缝金属的组成有关的所有百分数以wt%(重量百分比)表述。
碳被添加到化学成分中作为主要的强度控制元素。Mn作为脱氧剂添加，尽管其也贡献固溶体强化和总体硬化度。Ni由于其对韧性的积极影响而添加。其还贡献于固溶体强化和硬化度。可添加Mo、Cu和Cr以提高固溶体中和通过硬化度的强度。取决于应用，仅以小量添加Si。其功能是主要作为脱氧剂并且提高焊接熔池流动性，其帮助防止焊接缺陷。然而，Si也通过形成氧化物内含物而降低韧性。因此，取决于韧性和可焊性之间的权衡，Si可由使用者优化。如果韧性要求是中等的并且在例如(say)0℃仅需要优良的韧性，但期望错位的可焊性，则可添加多达大约0.3wt%。另一方面，如果韧性要求是高要求且在-100℃需要优良的韧性，并且错位焊接不是主要动机，则Si可以更小的量添加，比如0至0.1wt%。
可添加V、Nb和Ti以增加沉积强化。由于多焊道焊接，它们与碳和/或氮结合以在焊缝中形成碳化物、氮化物或碳氮化物(carbonitride)。V和Nb还可对可硬化性和强度作出少量贡献。Ti和Zr在熔融的焊接熔池中主要与氧结合，形成小氧化物，其在从高焊接温度的冷却期间钉住(pin)原奥氏体(prioraustenite)晶粒边界并且减小晶粒尺寸。Ti和Zr对于氧具有高亲和力并且在高温下与氧结合，促进形成非常小的内含物核心。这促进在焊缝金属中形成小的、细分散的氧化物。硼是强有力的强化剂。其可被添加以通过隙间强化和可硬化性增加强度。
氧、硫和磷是杂质并且不是有意添加的。努力在焊缝中限制这些元素。当用气体保护方法施加HSW时，氧很大程度上通过焊接保护气体组合物控制。例如，用完全惰性的He和Ar的保护气体混合物焊接HSW是典型的。取决于焊接设备，使用大气体杯(largegascup)、扩散器或尾部遮护板(trailshield)以实现更好的气体覆盖可能也是有利的。减少氧的努力还包括清洁焊接斜面(没有锈或油性污染物)并且保持焊丝被存储和覆盖以在焊丝上防止水分或锈沉积。一般而言，用在焊接环境中控制氧的焊接方法施加HSW以便将焊接熔池中的氧最小化。
取决于应用和需要的焊接强度，可在所述的范围内调节焊缝金属组成以适应X52至X120的管材等级。各种各样的基体金属屈服强度可容许从大约50ksi至大约140ksi。碳含量对于调节强度最有影响，尽管其它合金也可提供一些强度调节。用大约0.02wt%的碳含量实现较低的强度，而用大约0.12wt%的碳含量获得最高的强度。通过碳和其它合金的调节，高达大约150ksi的屈服强度和高达大约160ksi的抗拉强度是可能的。图1显示新型焊缝金属的一系列组成的Pcm对屈服强度(YS)和极限抗拉强度(UTS)的图。Pcm是可硬化性量度，其可用于预测强度，并且使用者可根据该Pcm数据调节化学成分以选择HSW用于具体应用。
即使对于由HSW达到的最高强度，高韧性也是可实现的。上平台沙尔皮能量(uppershelfCharpyenergy)可在低至液氮温度下实现，并且优异的CTOD(裂尖张开位移)韧性可在低至-60℃实现，并且取决于焊接过程和焊缝金属氧含量，甚至在低至-120℃实现。
由于钢焊缝中氧的低溶解性，非金属的内含物是冶金设计的重要方面。尽管常规的管道焊缝通常生产伴随大量的焊缝金属内含物，但通常通过设计，设计HSW以便限制内含物。一般而言，焊缝金属内含物使提供的Fe-Ni微观结构的脆性和延性断裂韧性降低。由于如图2所示的内含物在晶格壁的分布，低延性断裂抗扯强度的机制是清楚的。由于化学分离和晶格形成期间涉及的动力学，非金属的内含物趋于在Fe-Ni微观结构中的晶格壁处形成。因为这些内含物趋于沿晶格壁排列，所以延性撕裂的优选路径是必然的并且位于形成最强微观结构(主要为马氏体)的位置。由于倾向于在微观结构内沿特定路径形成内含物，Fe-Ni微观结构中的延性抗扯强度对于内含物是非常敏感的。由于氧促进这些内含物，所以从焊缝金属中减少或消除氧是重要的。
期望的高应变焊缝金属化学成分与基体金属化学成分结合可被用于计算必要消耗的焊丝组成。简单地通过改变焊丝化学成分以及控制渗透量和基体金属稀释的焊接工艺的知识，可将HSW化学成分应用到各种各样的基体金属。如焊接工程领域技术人员已知的，稀释度计算可用于当已经知道或指定了两个化学成分时确定三个化学成分中的一个。在焊接结构钢的情况中，涉及三种金属：基体金属、焊缝金属和熔化焊丝。对于5G机械化的管道环形焊接的应用，大多数焊道的稀释通常为10%至20%。稀释度计算是本领域已知的并且在一些焊接工程教科书中进行了解释，包括由AmericanWeldingSociety出版的GeorgeE.Linnert的WeldingMetallurgy第3版第2卷。
对于生产本发明的高应变焊缝的两个主要挑战是(1)限制金属氧含量和(2)限制由于高焊缝金属粘性造成的焊接缺陷。限制氧含量是重要目的，因为如上所述，Fe-Ni焊缝金属对于非金属的内含物的存在是敏感的。只要非金属的内含物含量低，Fe-Ni焊缝金属可提供优异的延性断裂抗性和低温韧性。对于最低要求的应用，HSW可在至多大约150ppm的氧的情况下生产。对于更高要求的应用，氧含量可被控制到少于100ppm。对于还更高要求的应用，氧含量可被控制到少于75ppm。如果需要更高水平的韧性，则氧含量可被限制到少于50ppm。对于最高要求的应用，氧可被控制到少于25ppm。典型地，这些氧水平仅可通过使用钨极惰性气体(TIG)焊接方法和主要由氩或氩-氦(Ar-He)混合物组成的保护气体实现。虽然TIG焊接技术可实现期望的冶金设计和优异的性能，但其对于起伏不平的现场焊接条件是缓慢、低效和不适合的。TIG焊接对于大规模结构钢制造是优良的候选，但对于管道制造而言必然不是。
限制焊接缺陷是另一个主要挑战。由于Fe-Ni焊缝金属相比于典型C-Mn管道焊缝的高Ni含量，所以当熔融时其比典型管道焊缝金属更粘并且因此成为用传统焊接技术应用的挑战。这种差的焊缝金属流动性使得难以在焊缝边缘和基体金属之间产生平滑过渡。这通常与高表面张力(高粘度)相关，其中焊缝金属与基体金属之间的连接有时被称作凹角的锐角表征。这些区域(也称作焊趾)可以是熔合缺少缺陷的位置。图3是焊缝截面图，其图解熔合缺陷：焊缝轮廓缺点31和焊缝缺陷32。图3的焊缝尝试生产本发明的焊缝金属，其用更老的(大约2000年)脉冲式气体保护金属极弧焊机技术制成。尽管事实是焊接仅在1G(平的)位置中进行，但该图显示焊头深度差并且存在焊接缺陷比如熔合缺乏以及表面轮廓缺点，使得该焊缝对于SBD或HSW目的是不可接受的。对于这种不良粘度焊缝金属的典型焊接方案是使用含CO2或氧的焊接保护气体。这些气体降低了焊缝金属的表面张力并且使熔融的焊接熔池平滑。这些气体还产生更好的焊弧稳定性(arcstability)，其具有形成更平滑的焊接熔池和更好的可焊性的效果。CO2和氧一般不是用于Fe-Ni焊接方法的选项，因为将产生显著量的焊缝金属氧，造成高的非金属内含物含量以及由此降低的韧性。
在施加Fe-Ni焊缝金属方面的两个主要挑战可通过最近发展的焊接技术解决。本发明的一个实施方式利用近年来气体保护金属极弧焊(GMAW)机器的电子控制的进展以能够有效的施加Fe-Ni焊缝金属。GMAW方法对于现场管道焊接是典型的选择，因为其是起伏不平和有效率的；然而，传统的GMAW设备需要含有足量的CO2或氧的保护气体以实现优良的可焊性，即，优良的弧稳定性、焊接熔池流动性和低缺陷率。
GMAW焊机近年来已经可用，其能够在保护气体中没有CO2或氧的情况下实现粘性Fe-Ni焊缝金属的平滑焊接。使用成熟的固态电子设备，一些GMAW电源的制造商近年来已经并入了先进的脉冲波形控制以提高可焊性。这种类型的焊接一般称作脉冲GMAW或PGMAW。AmericanWeldingSociety已经将该方法指定为GMAW-P。尽管PGMAW机器已经存在了很多年，但是直到近几年这些机器中才具有波形控制，变得足够先进以便实现Fe-Ni类型的高应变焊接。发明人已经确定，更新的脉冲波形焊机能够实现低氧含量和降低的缺陷可能性，不管Fe-Ni焊缝的Ni含量如何。
对于机械化的管道环形焊接——其中焊头围绕连接的管的圆周运动，HSW可熔敷在窄槽斜面准备中——一种结构或管道焊接领域的技术人员已知的焊缝设计。窄斜面可以是单个或复合斜面设计，其中主斜面典型地具有大约0°至大约20°的内角。一个常见的管道斜面设计在图4中示出，其有时被称作CRC斜面，由CRCEvansAutomaticWelding开创的设计，其图解内角41和主斜表面42。
新HSW微观结构还可熔敷在如结构或管道焊接领域技术人员已知的“开放式(open)”焊接斜面。开放式斜面可具有从大约20°上至大约60°的内角。开放式斜面通常用于管段间焊接(tie-inweld)、补焊(repairweld)和替换管段的插入。HSW微观结构还可取决于应用熔敷为角焊缝或任何其它焊缝构造。
图5是用七个焊道51至57生产的HSW的实施方式的示意性截面图。取决于应用，HSW技术可用于所有焊道或仅用于一些焊道；如果产生的焊缝达到期望的高应变能力，则其可被称作HSW。例如，有时制造机械化的管道焊缝，其中从用内焊机的管内部熔敷出根部焊道(图5中的焊道编号51)。该内部焊道通常非常小。在HSW的一个实施方式中，内部根部焊道可用常规焊丝和焊接过程施加，而焊道的剩余部分用Fe-Ni耗性焊丝和化学成分施加。用常规技术施加前两个焊道(根部焊道和热焊道)以降低根部缺陷的风险，并且随后通过HSW施加剩余焊道以产生Fe-Ni化学成分可以是有利的。HSW的优势是强度和韧性性能的组合，所以取决于具体结构应用和关于经济构造方案的限制条件，HSW可以各种方式施加以适应预期目的。
用GMAW的焊接方法和过程
本发明的一个实施方式包括生产用于给定设计条件的HSW的方法。参考图6，所述方法包括在本文公开的有效范围内确定期望的HSW焊缝金属化学成分61。所述方法还包括确定给定基体金属化学成分和期望的焊缝金属化学成分的焊接耗性焊丝化学成分的步骤62。该步骤可包括如之前讨论的进行稀释度计算。所述方法进一步包括用焊接耗性焊丝63焊接基体金属，包括提供在焊接期间控制焊接熔池氧含量的装置以实现目标焊缝金属氧含量64的步骤以及在焊接期间控制弧稳定性和焊接熔池流动特征以提供符合要求的焊缝熔合65的步骤。控制焊接熔池氧含量的步骤可包括清洁或防护焊缝不受元素氧以及其它含氧化合物的影响，并且可包括提供低氧或基本上无氧的焊接保护气体或焊剂。基本上无氧是指没有氧或含氧气体或材料被有意地添加到保护气体或其它材料中。这种保护气体基本上无氧，即使其含有少量的杂质性质的氧。控制弧稳定性和焊接熔池流动特征比如粘度的步骤可包括使用现代脉冲电源GMAW焊机，其调节电流波形控制以允许可接受的HSW可焊性。该步骤可包括其它焊接装置和技术，比如在下面提供的。
对于现场管道建造，HSW优选地用基于GMAW的方法并且特别是PGMAW制造，尽管也可使用其它方法，条件是其实现指定的化学成分和微观结构并且可焊性满足于应用。由于HSW对于焊缝金属氧含量和非金属内含物的敏感性，用于通过HSW实现最高韧性水平的优选焊接技术是使用由氩(Ar)和氦(He)的混合物组成的保护气体组合物。典型的气体组合物范围从大约25%的He和75%的Ar至大约90%的He和10%的Ar。更高百分比的He对于错位焊接和提高的可焊性是有用的。这必须权衡在室外焊接期间He(为轻质气体)容易被风流扫走的倾向。如果必要的话，这可用防护性焊接外壳控制。
先进的脉冲焊接电源对于在现场建造期间实现HSW微观结构和实现优良的可焊性是重要的。这些电源的一些实例是FroniusTransPulseSynergic5000、LincolnPowerWave455和MillerPipePro450。
在本发明的实施方式中将HSW施加到5G环形焊缝的系统包括使用大约100至175amps的本底电流和大约475至大约575amps的脉冲电流大小。弧电压通常范围从大约16V至大约25V。对于直径0.9mm的焊丝，焊丝进给速度范围从大约275ipm至大约575ipm。保护气体流速范围从大约50至大约80cfh。对于根部焊道和热焊道焊接，移动速度范围从大约25ipm至大约50ipm。对于填充焊道(fillpass)，移动速度范围从大约10ipm至大约25ipm，并且对于盖面焊道(cappass)，移动速度范围从大约8ipm至大约15ipm。熔化焊丝直径范围可从0.8mm至大约1.4mm。对于根部焊道和热焊道，热输入范围从大约0.2kJ/mm至大约0.5kJ/mm，并且对于填充焊道和盖面焊道，热输入范围从大约0.4kJ/mm至大约1.4kJ/mm。PGMAW领域的技术人员能够调节脉冲参数以获得期望的将抑制由Ni造成的可焊性问题的焊弧和焊接熔池。这种调节可不倚靠对保护气体添加CO2而完成，如通常实践用于管道环形焊接的。
如同引入新的或挑战性焊丝时焊接过程发展的所有情况，一些实验过程对于优化可焊性和限制缺陷率是必需的。由于在组合焊接变量中许多排列是可能的，并且由于每个焊接方案将涉及基体金属厚度、斜面几何形状和焊缝位置的不同条件，所以规定一组将适合于HSW的所有应用的焊接参数是不实际的。可焊性的常规改进可通过操控焊丝进给速度、移动速度、保护气体组成、焊炬摆动(torchoscillation)以及一般性弧参数例如本底电流而进行。额外的改进能够用现代电源通过调节脉冲参数实现。这包括，但不限于，以下变量的调节：脉冲频率、脉冲大小、脉冲宽度和脉冲形状。由于用于波形控制电源的现代电子设备的快速响应时间，可进行脉冲形状的精细调节，包括脉冲斜升(rampup)的形状(电流上升)、峰值脉冲电流、脉冲电流时间、过冲(overshoot)、斜降期间的形状、脱尾速度(tail-outspeed)、熔滴脱离时间、步测电流(step-offcurrent)、熔滴脱离电流和脉冲周期(频率)。产生变型比如组合一系列不同的脉冲也是可能的。
伴随现代波形控制电源的产品资料包含如何进行脉冲调节以实现特定的弧特征和焊接熔池控制的指导。脉冲调节可用于修改传递模式、熔滴尺寸、熔滴频率，并且用于修改这些因素如焊接熔池的扰动、焊缝轮廓、焊头深度以及焊接熔池平滑地润湿wet)到基体金属的能力。换言之，脉冲调节可用于提高可焊性。脉冲调节还可用于减少焊渣(weldspatter)。在焊接过程发展期间调节这些参数是预期的和自然的步骤以便提高可焊性。图7图解了发明人产生的脉冲波形，其可用于施用Fe-Ni焊缝金属的实施方式。该波形由焊机电源供应者推荐用于焊接不锈钢的波形发展而来。
虽然HSW最高要求的应用——其中需要最高韧性水平——在没有任何氧势(oxygenpotential)的情况下利用保护气体，但要求不太高的应用能够在保护气体中使用少量CO2或氧。虽然可焊性将提高，但与韧性的权衡也发生。本发明人已经在HSW的保护气体中用少量的CO2进行实验，并且相信对于这些应用的实际限制存在于大约3%的CO2或2%的氧。
在非常高要求的应用——其中对于高韧性期望低焊缝金属氧含量——的情况中，特定技术可用于改进焊接方法以降低氧势。这些技术包括用惰性气体比如氩吹扫焊炬的焊丝进给系统以消除否则可能被送入弧中的空气。这可包括从焊丝盘(wirespool)和/或驱动辊至接触尖端(contacttip)的整个焊丝进给机构充满的氩。该概念是从焊丝进给系统和焊炬中去除所有空气。另一种可用的技术是提供焊丝的在先清洁或在实际焊丝进给期间进行原位清洁。清洁可通过磨蚀(机械)或包括使用超声波振动的化学方法进行。又另一种用于从焊接环境中消除氧污染的技术涉及用氩或其它惰性气体充满焊弧区域。这可通过使用如焊接工艺领域的技术人员已知的各种气体防护装置例如扩散器、前防护板(pre-shield)或尾防护板(trailshield)完成。焊炬区域可被氩回填的外壳结构完全覆盖。
焊接熔池搅动
焊接熔池搅动是另一种技术，其可用于减轻或控制与焊接熔池流动特征和粘度相关的Fe-Ni焊缝金属的问题。机械或超声波振动可直接施加到耗性焊丝或经过接触熔融焊接熔池的独立陶瓷棒施加。焊接熔池搅动具有降低焊接熔池表面张力的类似效果，其能够实现更好的可焊性。取决于使用者的能力、焊接设备和制造方案，额外地或替代地可使用先进的波形电源应用搅动技术。
激光-电弧复合焊接
可用激光-电弧复合焊接(HLAW)方法施加HSW。实际上，当施用于结构和/或管道钢时，HSW的冶金术特别有益于克服HLAW方法的缺陷。HLAW焊缝在焊缝金属靠近根部的较低部分中具有高稀释度。在该区域中，焊缝金属主要是再熔化的基体金属。另外，该区域的焊缝经受快速的冷却速率。如果常规结构钢或管道焊接材料与HLAW一起使用，则高稀释度化学成分趋于变形成马氏体。这产生了坚硬的、脆性焊缝熔敷(welddeposit)。作为该问题的解决方案，HSW冶金学在马氏体条件中发挥很好的作用，并且其提供必要的韧性，尽管有HLAW方法的约束条件。如上面解释的，稀释度计算可用于配制合适的HSW熔化焊丝用于任何应用，并且这包括结构钢的HLAW。合适的熔化焊丝可配制用于产生优选的焊缝金属化学成分。低碳成分焊丝(不大于大约0.05%、更优选为不大于0.03%、并且又更优选为不大于0.02%)对于产生适当的HLAW冶金术是特别有用的，其实现强度和韧性的优异组合。
埋弧焊
用埋弧焊(SAW)方法运用HSW冶金术是可能的。在管道建造中的一种有用的应用是双管焊接管在最终铺设操作之前的应用。为了通过SAW方法实现期望的冶金术，需要特别的焊剂以将焊缝的氧含量最小化。这种焊剂技术在专利申请US2008/0057341中描述。该申请描述用于低温应用并且特别是用于焊接9%Ni的钢的焊接技术。如上面解释的，对于9%Ni设计的关键挑战是低温(-196℃)时的脆性断裂抗性。高抗扯强度不是关注因素。相反地，高抗扯强度对于SBD管道是关键的。出于该原因，HSW冶金术的SAW焊接必须限于低于US2008/0057341的氧水平。当SAW焊接HSW冶金设计时，氧含量必须保持在200ppm以下，与US2008/0057341中300ppm对比。取决于设计条件，对于SBD应用，可能需要将氧限制在150ppm以下，或者甚至在100ppm以下。这可通过提高焊剂的碱度指数(BI)——本领域或焊接工程领域技术人员已知的术语——而进行，该指数反映焊剂的碱质量与酸质量的比较以及其除氧潜力。一些BI公式是可用的，比如众所周知的Tuliani公式。
由于双管焊接的施加在1G(平的)焊接位置中进行，该施加不具有错位焊接的焊缝金属粘度问题。因此，对于先进电源的需求没有在5G位置中的环形焊接的那样大。SAW有限的位置能力和焊缝熔敷率(depositionrate)之间存在权衡。熔敷率可相对高，但错位焊接是不可能的。
高应变焊缝的基于应变的设计工程临界评定(SBECA)
SBD应用中由延性撕裂造成的故障对于管道工业是相对新的设计方案，并且环形焊缝在以前还没有被工程设计用于产生高水平的抗扯强度。在上面的这种应用中讨论的基于应变的设计工程临界评定(SBECA)加强了焊缝韧性对于SBD管道的重要性，其中更高水平的延性抗扯强度是有用的。该主题在以下参考文献中讨论：D.P.Fairchild等,“GirthWeldsforStrain-BasedDesignPipelines”,ISOPESymposiumonStrainBasedDesign,the18thInternationalOffshoreandPolarEng.Conf,(ISOPE-2008),Vancouver,Canada,July6-11,2008,pp.48-56。
为了优化HSW用于具体的应用，可期望设计或选择适当的焊缝性能的装置。对于SBD管道，以下参考文献描述了SBECA可基于的技术，并且其可被用于将可容许的焊接缺陷尺寸如外加负荷和材料性能这些因素关联：国际专利申请PCT/US2008/001753；K.Minnaar等,"PredictiveFEAModelingofPressurizedFull-ScaleTests",Proceedingsof17thInternationalOffshoreandPolarEngineeringConference,Lisbon,Portugal,2007,pp.3114-3120；S.Kibey等,"DevelopmentofaPhysics-BasedApproachforthePredictionofStrainCapacityofWeldedPipelines",Proceedingsof19thInternationalOffshoreandPolarEngineeringConference,Osaka,Japan,2009；Kibey,S.等,“TensileStrainCapacityEquationsforStrain-BasedDesignofWeldedPipelines”,Proceedingsofthe8thInternationalPipelineConference,Calgary,Canada(2010)。这些参考文献解释了如何基于输入参数如外加负荷或应变、基体金属和焊件的强度性能、其中存在缺陷的材料(通常是焊缝金属或热影响区)的韧性性能、以及结构的几何形状，用SBECA技术计算焊缝中的临界缺陷尺寸(可安全地容许的最大缺陷)。可选地，SBECA技术可用于预测对于支撑给定尺寸、给定其它输入参数比如外加负荷、强度性能和几何细节的焊接缺陷所需的韧性。
对于SBD工程，存在一些候选方法用于测量材料韧性，包括沙尔皮V型缺口试验、裂尖张开位移(CTOD)试验、J积分(J-Integral)方法和弯曲宽板试验(curvedwideplatetest)。研究显示难以用这些方法提供可靠的涉及缺陷尺寸、外加负荷和韧性的预测性参数，用于在SBD方案中预测结构性能。相反地，上面的SBECA技术能够量化和预测结构性能，并且通过用被称作R曲线的韧性参数这样做。该韧性参数用材料机械领域技术人员已知的单边缺口拉伸(SENT)试验进行测量。R曲线试验的参考文献包括：G.W.Shen等,"MeasurementofJ-RCurvesUsingSingleSpecimenTechniqueonClampedSE(T)Specimens",Proceedingsof19thInternationalOffshoreandPolarEngineeringConference,Osaka,Japan,pp.92-99,2009；W.Cheng等,"TestMethodsforCharacterizationofStrainCapacity–ComparisonofR-curvesfromSENT/CWP/FSTests",Proceedingsof5thPipelineTechnologyConference,Ostend,Belgium,2009；H.Tang等,"DevelopmentoftheSENTTestforStrain-BasedofWeldedPipelines",Proceedingsof8thInternationalPipelineConference,Calgary,Canada,2010。
图8显示可用于测量R曲线的SENT样品的示意图。也可使用其它几何形状。SENT试验样品几何形状与常规拉伸试验类似，除了缺陷(裂纹或缺口83)置于中间(mid-span)处。在抓握区域81和82紧握样品。试验过程包括以张力拉样品，同时监控和测量缺陷的增进，直至样品不能再支撑负荷的显著增加。产生R曲线的一种方法涉及样品的重复负荷和卸荷，其中每个连续的负荷循环强加了增加的负荷和(最终)增加的裂纹扩张。可从样品的柔度(compliance)计算裂纹扩张的增进——一种与ASTME1820中描述的技术一致的技术。该技术被称作卸荷柔度(unloadingcompliance)方法，并且其可用于将裂纹增长与外加负荷即驱动力关联。收集的数据可用于绘制R曲线图，其提供韧性或更具体为材料对延性撕裂的抗性的图示。换言之，所述图表征材料的延性断裂韧性。
虽然本文提及的SBECA技术使用SENT测试和R曲线表征韧性，但其它方法也可用于量化延性断裂抗性，只要其提供关联关键参数比如结构几何形状、缺陷几何形状、外加负荷以及材料性能比如强度和韧性性能的量化的预测能力。一种方法是进行一系列全尺寸管应变能力试验，尽管该方法是非常昂贵的。
R曲线显示裂纹扩张与裂纹驱动力之间的关系。图9中显示实例R曲线。随着裂纹延伸，材料的对裂纹增长(延性撕裂)的抗性一般升高。高韧性材料产生这样的R曲线，在曲线的最初部分具有陡斜率，并且在初始上升之后R曲线继续上升。R曲线越高(y轴值越大)，韧性越高。R曲线有时被称作“Δa”曲线、或J积分对Δa曲线、或CTOD对Δa曲线，其中裂纹驱动力按照CTOD或J积分表述并且绘制在y轴上。裂纹扩张Δa(mm)绘制在x轴上。曲线可通过数学关系比如y=δ·xη表示，其中Δ和η是CTOD(mm)对Δ(mm)曲线的幂定律拟合中的因子。根据R曲线和延性断裂抗性的这种描述，可比较不同焊缝金属的R曲线以通过考虑1mm裂纹扩张处的CTOD判断韧性。有两个选择1mm的裂纹扩张用于这些比较的理由。第一，当幂定律等式中x=1时，幂项降低至1并且η可被忽略。然后，CTOD等于Δ并且可仅用Δ的值进行比较。第二，1mm的裂纹增长是用于与韧性进行比较的合理程度的裂纹增长。根据SBECA知识，管环形焊缝的应变能力通常当裂纹扩张在大约1mm时出现。临界裂纹扩张可从非常小的值变化至多达1mm或2mm，这取决于许多几何形状和材料性质因素，但出于进行一般韧性比较的目的，1mm的惯例是适当的。
新HSW焊缝金属的R曲线可在高达160ksi的抗拉强度下产生超过1.0的Δ值。通过优良的氧含量控制或对于HSW的较低强度形式，Δ值可大于1.5。取决于应用，可将注意力集中于如本文公开的优化的焊接条件上，并且可实现2.0或更高的Δ值，优选地高于2.25，更优选地高于2.5，并且甚至更优选地高于2.75。取决于强度水平和氧含量，可产生高达3.0的Δ。HSW焊缝金属可产生这些高韧性，同时提供适于过匹配(overmatch)SBD管道的X70或更强管材等级的高强度。
基于R曲线数据和SBECA技术精确预测结构性能的能力取决于利用全英寸管道应变能力试验的技术的验证。这在以下参考文献中讨论：国际专利申请PCT/US2008/001676；P.Gioielli等,"Large-ScaleTestingMethodologytoMeasuretheInfluenceofPressureonTensileStrainCapacityofaPipeline,Proceedingsof17thInternationalOffshoreandPolarEngineeringConference,Lisbon,Portugal,2007,pp.3023-3027；P.C.Gioielli等,"CharacterizationoftheStableTearingDuringStrainCapacityTests",ISOPESymposiumonStrainBasedDesign,the18thInternationalOffshoreandPolarEng.Conference,(ISOPE-2008),Vancouver,Canada,July6-11,2008,pp.86-89；X.Wang等,"ValidationofStrainCapacityPredictionMethod–ComparisonofFull-ScaleTestResultstoPredictionsfromTearingAnalysisBasedonFEA",Proceedingsof5thPipelineTechnologyConference,Ostend,Belgium,2009。验证能够将R曲线数据与全尺寸性能相关联，并且这种联系提供SBECA的预测性数学表达式的参数展开的校准基础。
本发明人已经依据涉及各种管材等级、缺陷尺寸、焊缝性能和基体金属性能的SBD方案的R曲线用SBECA技术量化延性断裂抗性的效果，包括考虑内管压力和环形焊缝处的管偏移(misalignment)。X70环形焊缝的这种工作产生的结果假设实例在图10中显示。该实例是针对42英寸、20mm壁的管，其具有以下纵向拉伸性能：75ksi的屈服强度、85.2ksi的极限抗拉强度和8%的均匀伸长率。目标应变能力是2.5%。考虑三个假设的焊缝，其都具有20%UTS(极限抗拉强度)过匹配和0毫米的偏移。对于这三个焊缝，该图显示代表不同延性抗扯强度水平(所有其它性能保持相等)的三个不同的R曲线。通过考虑1mm的裂纹扩张处的R曲线，三个曲线具有0.6、1.3和2.0的Δ值。这些抗扯强度水平代表相对低韧性焊缝，并且两个HSW被称作HSW#1和HSW#2。用公开的SBECA技术，可对这三个R曲线计算临界缺陷。按照毫米计的缺陷深度和长度，与三个R曲线相关的临界缺陷尺寸分别是3.3x20mm、4.3x48mm和6.4x50mm。可见，更高抗扯强度水平提供更大的缺陷容许量。SBECA技术可用作辅助设计工具(designaid)以选择HSW的一组最佳的机械性能。
HSW可被设计用于产生一定范围的强度。由于强度和韧性在结构钢中是反相关的，产生更高的强度一般意味着产生更低的韧性。出于该原因，一般不期望产生高于应用所需的焊缝强度，因为更低的韧性是权衡考虑。SBECA技术可用于设计HSW并且优化强度和韧性之间的权衡。
焊缝金属微观结构
描述HSW微观结构的冶金学术语的定义可在术语表中发现，同时额外的细节在以下三个参考文献中描述：(1)N.V.Bangaru等,"MicrostructuralAspectsofHighStrengthPipelineGirthWelds,"Proceedingsofthe4thInternationalPipelineTechnologyConference,Ostend,Belgium,May9-13,2004,pp.789-808；(2)J.Y.Koo等,“MetallurgicalDesignofUltra-HighStrengthSteelsforGasPipelines,”ISOPESymposiumonHigh-PerformanceMaterialsinOffshoreIndustry,the13thInternationalOffshoreandPolarEng.Conference,(ISOPE-2003),Honolulu,Hawaii,USA,May25-30,2003,pp.10-18；和(3)美国专利6,565,678。如本文所用的，主要的或主要地是指至少大约50体积百分比。
在基于应力的管道设计中，选择用于环形焊缝的微观结构一般是针状铁素体。对于美国专利3,218,432描述的低温应用，微观结构被描述为“具有微量铁素体、贝氏体和奥氏体的低碳马氏体”。本发明的焊缝金属的微观结构与这些实例都不同。当前发明的微观结构由平衡体积分数的马氏体和贝氏体、显著超过微量的奥氏体组成，并且没有铁素体。本发明人已经详细研究了本发明的Fe-Ni微观结构的许多变化，并且发现实现了用于预期SBD应用的性能的最佳组合，主要板条马氏体和一些贝氏体以及显著体积分数的残余奥氏体具有平衡的比例。该焊缝金属具有由于凝固而产生的蜂窝状亚结构，如同最初奥氏体。该微观结构的示意图在图11中显示。在焊缝冷却期间，发生奥氏体的转变，并且不同组分在晶格壁111和晶格内部112中形成。在焊缝金属微观结构的总体积分数中，晶格壁中的体积分数一般在大约20%至40%的范围内，同时晶格内部中的体积分数一般在大约60%至80%的范围内。
由于凝固期间的化学分离，晶格壁更加可硬化并且比晶格内部更坚硬。对于中等强度HSW，晶格壁主要包含马氏体，同时内部主要包含贝氏体，特别是退化的上贝氏体(DUB)和粒状贝氏体(GB)。主要的马氏体组分是板条马氏体，其可随着来自之后焊道的冷却(没有板条间(interlath)碳化物)、回火或者来自自身冷却的自动回火(autotemper)而出现。回火通过板条内的碳化物证实。遍布微观结构随机扩散的是残余奥氏体的小单个晶体。取决于焊缝金属化学成分和焊接期间的冷却速率，也可产生其他微量组分，包括回火马氏体、孪晶马氏体(twinnedmartensite)和下贝氏体(lowerbainite)。孪晶马氏体通常在晶格壁中发现，而下贝氏体通常在晶格内部发现。
根据新焊缝设计，表1列举了各HSW微观结构组分的体积分数范围。通过较高金属含量和较低焊接热输入产生更强形式HSW。更强形式包含较高体积分数的马氏体组分和较少的贝氏体。微观结构随强度的改变在晶格内部是最显著的。对于适于较低级别的管如X60至X70的HSW，晶格内部主要是DUB和GB。用于较高管材级别如X80及以上的HSW被设计为在晶格内部包含增加比例的马氏体。随着强度增加，也产生更大比例的回火马氏体和孪晶马氏体。残余奥氏体处是意欲增加韧性的设计阶段。由于规定的HSW的Ni含量而产生残余奥氏体。
表1：HSW中各微观结构组分的体积分数
图12图解了提供的HSW的实施方式的光学宏观图像。该焊缝首先通过用常规内管道焊接技术施加根部焊道产生，并且随后在外部施加HSW焊道以将焊缝完成。即便在粗略的放大下，图12也显示了常规根部焊道121和高应变焊缝金属122微观结构之间明显的微观结构差别。图13图解展示蜂窝状亚结构的HSW的光学显微照片。图14示出显示Fe-Ni焊缝中晶格壁处微观结构141的扫描电子显微照片。图15A和B、16、17以及18A和B分别显示来自高应变焊缝的DUB、GB、LM和RA的实例。马氏体-奥氏体(MA)组分也在图15A和B以及16中标识出。
焊缝检查
本文描述的Fe-Ni具有与焊缝检查有关的优势。这些焊缝具有类似于奥氏体(Ni基)焊缝的延性和韧性；然而，Fe-Ni焊缝是铁素体的。Ni基焊接耗性材料产生具有面心立方(FCC)原子结构的奥氏体焊缝。铁素体Fe-Ni焊缝具有可用于焊接铁素体管道钢(其结构也是BCC)的体心立方(BCC)原子结构，因此其避免了用高Ni焊接材料焊接铁素体管道钢发生的不相似焊接界面的问题。不相似焊接界面造成超声波检查的困难，因为这些界面产生可引起不必要修理的错误信号。
实施例
表2中列举的焊丝已经由本发明人制造，用于Fe-Ni焊缝的实验。
表2：焊丝化学成分
用焊丝2、4和12，利用本文描述的Fe-Ni技术生产数个5G环形焊缝。这些焊缝在30英寸直径、15.6mm壁的API5LX80管上制成。该管由以下按重量%计的成分组成：碳：0.06，Mn：1.88，Si：0.25，P：0.006，S：0.002，Ni：0.17，Cu：0.18，Mo：0.22，Cr：无，Nb：0.03，V：无，以及Ti：0.01。用CRCEvans自动焊接设备生产焊缝，其包括使用FroniusTransPulseSynergic5000电源。如本文公开的调节脉冲参数，并且与优异的机械性能一起实现优良的可焊性。关于这些焊缝的额外细节在表3和4中给出。
表3：焊接细节和机械性能
(CVN–沙尔皮V型缺口)
表4：焊缝化学成分
焊缝编号4显示对保护气体添加CO2的影响。该焊缝包含超过对于HSW(240ppm)期望的氧，并且韧性性能不像在保护气体中没有CO2的情况下制成的HSW那样好。
用X80管和用表1中的焊丝12制成的环形焊缝进行两个全尺寸管应变试验。第一全尺寸样品预先构成(pre-populate)有4x50mm焊缝金属缺陷。第二全尺寸试验构成(populate)有3x50mm缺陷。产生没有故意的高-低偏移的第一样品，并且产生具有3mm的高-低偏移的第二样品。试验二者都被加压至指定的最小屈服强度的72%并且在张力下拉伸至失效。如之前引用的关于全尺寸管应变测试的参考文献中解释的进行这些试验。第一试验实现超过6%的应变，之后停止试验以保护测试设备。第二试验实现3%的应变能力，之后管材在塑性破坏中失效。
如这些实施例展现的，HSW可用于生产即使当含有通常的焊接缺陷时也能实现高韧性和高水平外加应变的管道环形焊缝。具有高达160ksi的抗拉强度的HSW可产生如由-20℃的温度下0.10mm以上的焊缝金属CTOD值证实的优良脆性断裂抗性。通过关注化学成分、氧含量和微观结构，HSW可在低到-10℃、-15℃、-20℃、或甚至-30℃或-40℃或者更低至大约-100℃的温度下产生这种强度和韧性。对于具有大约120ksi的抗拉强度的HSW，可实现高于0.2mm或0.3mm的CTOD值。对于具有大约110ksi的抗拉强度的HSW，可实现高于0.3mm或0.5mm的CTOD值。
可形成如通过沙尔皮V型缺口试验测量的HSW的过渡温度以产生下至-20℃、-30℃或-40℃的延性-脆性过渡温度。通过关注化学成分、氧含量和微观结构，可实现低到-60℃、-80℃或甚至-100℃的过渡温度。
关于延性断裂抗性，HSW可产生高达或高于通过其中1mm裂纹扩张处的Δ值至少是1.0的曲线描述的R曲线。通过关注化学成分、氧含量和微观结构，HSW可产生高达或高于具有1.5的Δ值的曲线，Δ值优选为2.0，更优选为高于2.25，甚至更优选为2.5，并且甚至高于2.75。取决于强度水平和氧含量，可产生高达3.0的Δ值。
通过以上描述的机械性能，HSW环形焊缝可实现大于0.5%的整体塑性应变同时包含尺寸比如2x25mm、3x50mm、4x50mm、或5x50mm、或6x50mm的典型焊接缺陷，这取决于壁厚度。这些缺陷的第一尺寸描述了与管表面垂直的方向上的裂缝高度，并且第二尺寸(较大的尺寸)是沿环形焊缝的周向(hoopdirection)的裂缝长度。即使长的缺陷比如2x100mm或1x200mm也可被支撑，同时实现大于0.5%的塑性应变。取决于缺陷尺寸和管壁厚度，可实现1%、1.5%、2%、2.5%、3%、或甚至4%或5%的整体塑性应变。在上至大约X120的管材等级中可实现高应变能力。
虽然本发明可容易进行各种改进和替换形式，上面讨论的示例性实施方式仅通过实例的方式显示。然而，应该再次理解，本发明并非意欲限于本文公开的具体实施方式。实际上，本发明包括落入所附权利要求书的精神和范围内的所有备选方案、改型和等价物。
术语表
奥氏体合金：工程合金的组的任意一种，比如不锈钢、Ni基合金和二联不锈钢，其具有特征为面心立方(fcc)原子排列的奥氏体微观结构。
铁素体合金：工程合金的组的任意一种，比如至多大约15%的Ni含量的Fe-Ni合金或结构钢，其具有特征主要为体心立方(bcc)原子排列的铁素体微观结构。这包括各种主要是马氏体的钢微观结构。
屈服强度：对应其中实现负荷支撑而没有永久变形的线性弹性行为和其中负荷支撑导致可测量的永久变形的塑性行为的相悖的强度。
抗拉强度：与当失效机制不是线性弹性断裂时以应力单位计的材料的最大承载能力对应的强度。
HAZ：热影响区。
Pcm：用于基于钢中所用的普通合金元素的wt%将可硬化性量化的公式。可硬化性是当钢从高温冷却时转变成马氏体(坚硬的微观结构)的程度。
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B。
将wt.%计的合金含量引入等式中计算Pcm数。
热影响区：与焊缝熔合线相邻、在焊接操作期间不熔化但受到焊接的热量影响的基体金属。
韧性：对于断裂的抗性。
焊件：通过焊接连接的组合零件的组件。
可焊性：焊接具体金属或合金的可行性。有时可焊性是指焊接期间氢致开裂的敏感性，但在本公开内容的背景下，可焊性是指在不产生缺陷比如熔合缺乏、未焊透或咬边(undercut)情况下的焊接的容易性。一些因素促成较差的可焊性，包括高表面张力熔融焊接熔池和无规律或不稳定的焊弧。这些因素产生被焊接人员观察的征兆，包括焊接熔池对于相邻基体金属较差的润湿、焊趾处的尖锐(或小的)凹角、不期望的焊渣。
气体保护金属极弧焊(GMAW)：利用焊炬的焊接方法，其中熔化焊丝充当电极、自动进给经过接触尖端并且在焊接过程中消耗。接触尖端通常被将保护气体引导至焊弧区域的气体杯围绕。常见的保护气体是氩、CO2、氦和氧。焊炬移动可通过机器(自动或机械化的)提供或者可通过人(半自动的)提供。方法名称GMAW是由AmericanWeldingSociety制定的标准名称。
脉冲气体保护金属极弧焊(PGMAW)：GMAW方法的变型，其利用提供电流脉冲能力的电源。这些有时被称作先进的电流波形电源。AmericanWeldingSociety将PGMAW称为GMAW-P。
基于GMAW的方法：一些与GMAW类似的联合方法，比如PGMAW、金属芯电弧焊(MCAW)和药芯焊丝电弧焊(FCAW)。与MCAW的主要差别是使用带芯焊丝(coredwire)并且芯子内存在金属粉末。FCAW方法也使用带芯焊丝并且芯子通常由焊剂粉末组成。FCAW可在有或没有保护气体的情况下使用。
气体保护钨极弧焊(GTAW)：利用其中电极是非耗性钨条的焊炬的焊接方法。所述方法可在有或没有熔化焊丝的情况下进行。如果没有熔化焊丝，则该方法被称作气焊的。如果使用熔化焊丝，则其从侧面(与焊炬中心线相对，如同许多其它方法如GMAW)进给到焊接熔池/弧区域中。熔化焊丝进给可通过机器或通过人提供。焊炬移动可通过机器或通过人提供。钨电极被将保护气体引导至焊接熔池/弧区域的气体杯围绕。典型的保护气体包括氩和氦。
激光-电弧复合焊接(HLAW)：将激光焊接与GMAW组合的方法。激光通常先于GMAW弧以提供深穿透。HLAW的GMAW组分与单独激光焊接相比产生适应接头装配更大变化的能力。尽管激光仅可桥接非常窄宽度(～1mm)的间隙，GMAW焊接可桥接几毫米的间隙。
埋弧焊(SAW)：需要连续进给的耗性固体或管状(药芯)电极的焊接方法。通过“浸没”在粒状可熔性焊剂的覆盖层(blanket)下保护熔化的焊缝和弧区不受大气污染影响。
低氧焊接环境：其中对熔融焊接熔池提供的保护实现少于大约200ppm氧的焊缝金属氧含量的焊接方法。所述保护可通过使用保护气体或焊剂实现。
先共析铁素体(PF)：针对钢焊缝微观结构，该相也被称作多边形铁素体和晶粒边界铁素体。PF往往是最前面的相之一；否则的话则是随焊缝金属从高温冷却而从奥氏体转变来的第一相。在原奥氏体晶粒边界发生成核现象；因此PF晶粒位于这些边界上。晶粒可呈现多边形形状，或者有时侧板将从原形晶形成，原形晶则定义了称作铁素体的相关相。
针状铁素体(AF)：AF通常是用于冷却期间在钢焊缝中从奥氏体转变的第一分解产物，尽管有时可首先形成先共析铁素体(多边形铁素体)。AF在小的非金属的内含物上成核，并且随后通过贝氏体型转变机制经历快速增长。AF晶粒通常展现针状的形态，其具有范围在大约2:1至20:1的纵横比，这取决于冷却速率和化学成分。这种转变涉及剪切和扩散组分二者。转变温度控制扩散和剪切组分之间的相互作用，从而决定AF形态。
粒状贝氏体(GB)：指的是3至5个相对等轴的贝氏体铁素体晶粒的簇，其围绕位于中央的马氏体奥氏体(MA)的小“岛状物(island)”。典型的“晶粒”直径是大约1-2m。
上贝氏体(UB)：指的是针状铁素体或贝氏体铁素体的板条的混合物，其点缀(intersperse)有碳化物相比如渗碳体的夹层(stringer)或膜。具有高于大约0.15wt%的碳含量的钢是最普遍的。
退化的上贝氏体(DUB)：其中每个晶团(colony)通过到一组(包(packet))平行板条中的剪切应力增加的贝氏体产物。在板条增长期间和紧接在其后，一些碳被排斥到板条间奥氏体中。由于相对低的碳含量，内部的奥氏体的碳富集不足以引发渗碳体板成核现象。这种成核现象在中等和较高碳钢中发生，导致经典的上贝氏体(UB)形成。DUB中的板条间奥氏体处的较低碳富集引起马氏体或马氏体-奥氏体(MA)混合物的形成，或者可作为残余奥氏体(RA)保留。DUB可与经典上贝氏体(UB)混淆。在数十年前的中等碳钢中首先鉴别的UB类型由两个关键特征组成：(1)在包中增长的平行板条组；和(2)在板条边界的渗碳体膜。UB与DUB类似，因为二者都含有平行板条的包；然而，关键差别是在板条间材料中。当碳含量为大约0.15-0.40时，渗碳体(Fe3C)可在板条间形成。与DUB中的间歇式MA相比，这些“膜”可以相对连续。对于低碳钢，板条间渗碳体不形成；反之剩余的奥氏体作为MA、马氏体、RA或它们的混合物终结。
下贝氏体(LB)：与DUB类似，LB具有平行板条的包。LB还包括小的板条间(intra-lath)碳化物沉淀。这些板状(plate-like)颗粒一致地沉淀在与主要板条增长方向(板条的长尺寸)大约55°取向的单个结晶变体上。
板条马氏体(LM)：LM表现为薄的平行板条的包。板条宽度通常少于大约0.5　m。马氏体板条的未回火的晶团特征为没有碳化物，然而自动回火的LM展现了板条间碳化物沉淀。自动回火的LM中的板条间碳化物在多于一个结晶变体上形成，比如在马氏体的110面上。渗碳体通常不是沿一个方向对齐的；而是沉淀在多个面上。
回火马氏体(TM)：TM是指钢中的马氏体的热处理形式，由此在炉内或通过局部装置比如用加热包(heatingwrap)进行热处理。该回火形式在焊接制造之后进行。随着亚稳结构马氏体在其中可能有渗碳体沉淀但对于奥氏体形成过低的温度范围内的漂移(excursion)期间引发渗碳体沉淀，微观结构和机械性能改变。
自动回火板条马氏体：在从操作比如焊接的冷却期间引发自身回火(self-tempering)的马氏体。渗碳体沉淀发生在原位，冷却后，并且没有如用于传统回火而进行的重复加热。
孪晶马氏体(TwM)：马氏体的这种形式由于与主要含有板条马氏体的化学成分相比的更高碳含量而形成。当碳含量在大约0.35%以上至0.44%时，TwM形成。在该碳水平以下，板条马氏体是主要的。TwM包含内部孪晶，其形成以适应转换变形和应力。典型的结构钢不含有高碳含量；因此，结构钢(具体为焊缝)中的TwM主要在化学分离的区域中发现。分离可产生局部高碳浓度区域，从而导致TwM。这种情况通常在焊缝和热影响区中MA的区域内。
马氏体奥氏体组分(MA)：铁素体刚或焊缝中微观结构的剩余区域，其在冷却后转化为马氏体和残余奥氏体的混合物。这些区域通常是在冷却后转化的最后区域。由于来自已经在更高温度转化的周围区域的碳排斥，MA区域被稳定。由于稳定化，奥氏体到MA的转化在低于周围区域的温度下发生。MA的区域通常主要是马氏体，同时仅包含小体积分数的残余奥氏体(少于10%)。MA通常在经历双热循环的焊缝或HAZ的原奥氏体晶粒边界上见到。MA也在退化的上贝氏体和下贝氏体的基于板条的微观结构中的板条边界上发现。MA通常在结构钢中存在的任意数量的板条、包或晶粒边界上观察到。
残余奥氏体：在冷却至室温之后残留在钢微观结构中的奥氏体。奥氏体在高温下是稳定的，但一旦微观结构冷却到A3和A1温度以下，则较低温度转化产物比如铁素体、贝氏体和马氏体变得稳定并且由奥氏体形成。取决于冷却速率和化学成分，微观结构的一些小区域可在合金中变得富集(主要是碳)，并且其保持稳定并在室温下存在。
工程临界评定(ECA)：设计、量化或以其它方式评价材料缺陷比如裂纹或焊接缺陷的结构显著性的方法。一个目标是防止结构故障。另一个目标是当分析缺陷是有利的时防止不必要的修理。ECA方法通常基于断裂力学技术。ECA方法能够限定故障的临界条件，其一般基于三个输入：材料性能、外加负荷和缺陷尺寸。ECA通常基于其它两个参数的输入预测一个参数的临界值。ECA方法的其它名称包括缺陷评价过程和目的适用性分析(fitness-for-purposeanalysis)。
基于应变的工程临界评定(SBECA)：用于确定管道环形焊缝对外加拉伸应变的裂缝容许量。这可指通过实验表征延性断裂抗性并且随后基于目标应变需求计算可接受的裂缝尺寸。可选地，目标应变需求和裂缝尺寸可用于计算需要的延性断裂抗性。SBECA需要关于一些材料性能包括屈服和抗拉强度的知识或假设。通常的假设对于非破坏性检查技术的精确性是必要的。
临界缺陷尺寸：指工程结构中的材料缺陷，比如裂纹或焊接缺陷，其中该缺陷是将引起故障的最小缺陷，这取决于管和焊缝机械性能的细节、缺陷几何形状、结构几何形状和外加负荷。该术语通常在讨论工程临界评定(ECA)时使用。
高-低偏移：环形焊缝处相邻管件之间的几何偏移的程度。偏移在管圆周周围变化。虽然进行最大努力以最小化偏移，但高-低偏移的量级可以是1毫米的分数上至几毫米。对于大直径管(例如，对于>24"直径管)，1mm的高-低偏移可被认为是小的，而>3mm的高-低偏移可被认为是大的。高-低偏移很少超过大约5mm。

Claims (19)

1.用于铁素体钢基体金属的焊缝金属，其包括：
在0.02wt％和0.12wt％之间的碳；
在7.50wt％和14.50wt％之间的镍；
不大于大约1.00wt％的锰；
不大于大约0.30wt％的硅；
不大于大约150ppm的氧；
不大于大约100ppm的硫；
不大于大约75ppm的磷；和
余量的铁，
其中所述焊缝金属包括残余奥氏体，并且进一步包括蜂窝状微观结构，所述蜂窝状微观结构包括晶格壁和晶格内部，其中所述晶格壁比所述晶格内部坚硬，并且所述焊缝金属采用利用脉冲波形电源的气体保护金属极弧焊方法施加。
2.权利要求1所述的焊缝金属，其中所述焊缝金属进一步包括在0.5vol％和10vol％之间的残余奥氏体。
3.权利要求2所述的焊缝金属，其中所述焊缝金属具有大于110ksi的抗拉强度和高于由大于1.0的Δ值代表的曲线的R曲线韧性。
4.权利要求3所述的焊缝金属，其中所述晶格壁的50或更多体积百分比包括板条马氏体，并且所述晶格内部的20或更多体积百分比包括退化的上贝氏体。
5.权利要求4所述的焊缝金属，进一步包括以下中的至少一种：
不大于大约0.30wt％的铜，
不大于大约0.04wt％的钒，
不大于大约0.30wt％的铬，
不大于大约0.40wt％的钼，
不大于大约0.04wt％的铌，
不大于大约0.02wt％的钛，
不大于大约0.02wt％的锆，
不大于大约20ppm的硼。
6.权利要求4所述的焊缝金属，其中所述焊缝金属用包括氦和氩的保护气体施加。
7.权利要求6所述的焊缝金属，其中所述包括氦和氩的保护气体基本上没有氧。
8.权利要求7所述的焊缝金属，其中所述氦占所述保护气体的25或更多体积百分比。
9.用于铁素体钢基体金属的焊缝金属，其包括：
在0.02wt％和0.12wt％之间的碳；
在7.50wt％和14.50wt％之间的镍；
不大于大约1.00wt％的锰；
不大于大约0.30wt％的硅；
不大于大约100ppm的硫；
不大于大约75ppm的磷；和
余量的铁，
其中所述焊缝金属具有大于110ksi的抗拉强度和高于由大于1.0的Δ值代表的曲线的R曲线韧性；所述焊缝金属包括在0.5vol％和10vol％之间的残余奥氏体，并且进一步包括蜂窝状微观结构，所述蜂窝状微观结构包括晶格壁和晶格内部，其中所述晶格壁的50或更多体积百分比包括板条马氏体，并且所述晶格内部的20或更多体积百分比包括退化的上贝氏体，并且所述晶格壁比所述晶格内部坚硬；并且所述焊缝金属采用利用脉冲波形电源和包括氦、氩和CO2的保护气体的气体保护金属极弧焊方法施加，其中氦占所述保护气体的25或更大体积百分比并且CO2占所述保护气体的不大于3体积百分比。
10.焊接铁素体钢管道的方法，包括：
确定期望的HSW焊缝金属化学成分，其包括在0.02wt％和0.12wt％之间的碳、在7.50wt％和14.50wt％之间的镍、不大于大约1.00wt％的锰、不大于大约0.30wt％的硅、不大于大约150ppm的氧、不大于大约100ppm的硫、不大于大约75ppm的磷，并且剩余部分基本是铁，
从使用管道基体金属化学成分和期望的焊缝金属化学成分作为输入的计算确定焊接材料焊丝化学成分，
用所述焊接材料焊丝焊接所述管道基体金属，进一步包括以下步骤：
控制焊接熔池氧含量以实现不大于大约150ppm氧的目标焊缝金属氧含量，并且
在焊接期间控制所述焊接熔池特征和弧稳定性以提供满意的可焊性。
11.权利要求10所述的方法，其中所述焊接管道基体金属的步骤包括用脉冲波形电源的气体保护金属极弧焊方法，所述控制所述焊接熔池氧含量的步骤包括基本上没有氧或CO2的焊接保护气体，并且所述控制所述焊接熔池流动特征和弧稳定性的步骤包括足以提供满意的可焊性的焊接电流波形控制。
12.权利要求11所述的方法，其中所述焊缝金属进一步包括以下中的至少一种：
不大于大约0.30wt％的铜，
不大于大约0.04wt％的钒，
不大于大约0.30wt％的铬，
不大于大约0.40wt％的钼，
不大于大约0.04wt％的铌，
不大于大约0.02wt％的钛，
不大于大约0.02wt％的锆，
不大于大约20ppm的硼。
13.权利要求11所述的方法，其中所述焊接保护气体包括氦和氩。
14.权利要求13所述的方法，其中氦占所述保护气体的25或更多体积百分比。
15.权利要求10所述的方法，其中所述焊接基体金属的步骤包括激光-电弧复合焊接。
16.权利要求10所述的方法，其中所述焊接基体金属的步骤包括埋弧焊。
17.权利要求10所述的方法，其中所述焊接基体金属的步骤包括TipTIG焊接。
18.权利要求10所述的方法，其中所述控制所述焊接熔池特征包括焊接熔池搅动。
19.焊接铁素体钢管道的方法，包括：
确定期望的HSW焊缝金属化学成分，其包括在0.02wt％和0.12wt％之间的碳、在7.50wt％和14.50wt％之间的镍、不大于大约1.00wt％的锰、不大于大约0.30wt％的硅、不大于大约100ppm的硫、不大于大约75ppm的磷，并且剩余部分基本是铁，
从使用管道基体金属化学成分和期望的焊缝金属化学成分作为输入的计算确定焊接材料焊丝化学成分，
用所述焊接材料焊丝和利用脉冲波形电源的气体保护金属极弧焊方法焊接所述管道基体金属，进一步包括以下步骤：
控制焊接熔池氧含量包括包含不大于3体积百分比的CO2的焊接保护气体以实现目标焊缝金属氧含量，并且
利用足以提供满意的可焊性的焊接电流波形控制，在焊接期间控制所述焊接熔池特征和弧稳定性。
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