王偉光, 張?zhí)炖? 于一帆, 武 雯, 陳浩欣

(1.上海工程技術(shù)大學(xué) 材料工程學(xué)院，上海 201620；2.上海材料研究所，上海 200437)

隨著工業(yè)發(fā)展，高強(qiáng)鋼的應(yīng)用越來越多，高強(qiáng)鋼通常是指抗拉強(qiáng)度大于690 MPa的鋼，其被廣泛應(yīng)用于石油管道、核電、航天、航空等重要領(lǐng)域。目前，可以通過合金優(yōu)化、控軋控冷、相變誘導(dǎo)等方法獲得理想的高強(qiáng)鋼。高強(qiáng)鋼的研究和應(yīng)用促進(jìn)了工業(yè)發(fā)展，具有巨大的發(fā)展?jié)摿?，從而對高?qiáng)鋼焊接提出了更高的要求。由于焊接接頭的粗晶熱影響區(qū)(CGHAZ)的韌性和強(qiáng)度會下降，成為接頭的薄弱部位[1]，因此，研究焊接接頭力學(xué)性能對發(fā)展高強(qiáng)鋼及優(yōu)化其焊接工藝具有指導(dǎo)意義。通過高溫共聚焦顯微鏡原位觀察，可以觀察到高強(qiáng)鋼相變的動態(tài)過程，從而獲得高強(qiáng)鋼中各種顯微組織的形核和生長過程。但目前國內(nèi)對通過高溫共聚焦顯微鏡來研究高強(qiáng)鋼焊接相變過程的研究較少，但發(fā)展勢頭良好，有廣闊的發(fā)展前景和應(yīng)用空間，目前有關(guān)高強(qiáng)鋼接頭CGHAZ顯微組織的相變機(jī)理研究的報道也較少。

為此，筆者綜述了熱輸入、合金元素、冷卻速率和應(yīng)變速率對高強(qiáng)鋼焊接接頭CGHAZ顯微組織影響的研究進(jìn)展，介紹了通過高溫共聚焦顯微鏡原位觀察高強(qiáng)鋼相變過程的研究現(xiàn)狀，得出了高強(qiáng)鋼固態(tài)相變機(jī)理，為高強(qiáng)鋼焊接接頭顯微組織的調(diào)控和焊接工藝制定提供指導(dǎo)。

1 高強(qiáng)鋼焊接接頭粗晶區(qū)顯微組織的研究進(jìn)展

LAN L Y等[2]研究了低碳微合金鋼在模擬焊接熱循環(huán)過程中的顯微組織演變。 試樣經(jīng)完整的焊接熱循環(huán)后，隨著冷卻時間從30 s增加到120 s，顯微組織從貝氏體鐵素體(BF)變?yōu)榱钬愂象w(GB)，且顯微組織中的鈦-鎂氧化物夾雜對鐵素體的晶內(nèi)形核沒有明顯的促進(jìn)作用。

LIU Y等[3]研究了在100 kJ ·cm-1熱輸入下添加鋯對高強(qiáng)度低合金鋼CGHAZ顯微組織和沖擊韌性的影響，研究發(fā)現(xiàn)第二相顆粒主要是鋁-鈦復(fù)合氧化物和(Ti，Nb)N沉淀在無鋯鋼中的析出物，由于添加了鋯，許多更細(xì)的鋯-鋁-鈦復(fù)合氧化物和(Al，Ti，Nb)N在鋼中形成，含鋯鋼中較細(xì)的夾雜物和析出物通過釘扎作用產(chǎn)生較小且更均勻的奧氏體晶粒。在模擬的CGHAZ中，釘扎效應(yīng)和含鋯鋼中生成的針狀鐵素體(AF)有效地細(xì)化了晶粒，并且含有大量高角度晶界的細(xì)晶粒組織，有效地阻礙了裂紋的擴(kuò)展。

KANG Y等[4]采用兩種不同淬透性的焊縫金屬，即焊縫L(低淬透性)和H(高淬透性)，分別研究了不同的熱模擬溫度對AH36鋼接頭熱影響區(qū)的粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)顯微組織和韌性的影響。研究發(fā)現(xiàn)，施加熱循環(huán)時，焊縫L和H分別由于晶界鐵素體(BF)和聯(lián)合貝氏體的增加而變脆。另外，兩種焊縫的韌性降低均與有效晶粒尺寸的增加有關(guān)，而有效晶粒尺寸的增加是AF形核率降低導(dǎo)致的。焊縫L形核率降低的主要原因是原奧氏體晶界面積的增加，而焊縫H中形核率較低是因?yàn)榇龠M(jìn)AF形核的夾雜物數(shù)量較少。

蘇小虎等[5]對高強(qiáng)鋼藥芯焊絲焊縫金屬粗晶熱影響區(qū)進(jìn)行了焊接熱模擬，研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)t8/5(焊接熱循環(huán)溫度由800 ℃降到500 ℃的冷卻時間)在6～12 s時粗晶區(qū)顯微組織由蛻化上貝氏體+GB+AF組成，在奧氏體晶粒中形成復(fù)相分割的結(jié)構(gòu)，這種結(jié)構(gòu)使得焊縫金屬粗晶區(qū)保持良好的韌性，而隨著t8/5時間的延長，粗晶區(qū)會產(chǎn)生GB+AF，使得韌性下降。

CELIN R等[6]研究了冷卻速率對S690Q調(diào)質(zhì)鋼焊接接頭CGHAZ顯微組織的影響，研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)t8/5為6～20 s時，顯微組織為馬氏體，隨著t8/5的增加，形成了馬氏體和貝氏體的混合物，在t8/5為80 s時，出現(xiàn)細(xì)晶粒貝氏體組織，硬度隨著冷卻時間的增加而降低，使得高強(qiáng)鋼通過冷卻速率的變化預(yù)測熱影響區(qū)的顯微組織和硬度成為可能。

ARORA K S等[7]，在模擬焊接熱循環(huán)條件下研究了在不同的第二峰值溫度下對焊接接頭CGHAZ進(jìn)行再加熱對顯微組織的影響及其對X65鋼和X80鋼沖擊韌性的影響，研究發(fā)現(xiàn)，兩種鋼熱影響區(qū)的粗晶區(qū)都具有較低的沖擊韌性。X80鋼粗晶區(qū)的韌性降低是由于奧氏體晶粒粗大及存在網(wǎng)格狀沿晶界分布的M-A(馬氏體-奧化體)組元，而X65鋼粗晶區(qū)沖擊韌性的降低是鐵素體晶粒粗化導(dǎo)致的。

SHAO Y等[8]對高鉻鐵素體鋼中雙道次焊接后的熱影響區(qū)進(jìn)行了焊接熱模擬，研究了雙道次熱循環(huán)對顯微組織演變和力學(xué)性能的影響，研究發(fā)現(xiàn)，雙道次熱循環(huán)導(dǎo)致馬氏體體積分?jǐn)?shù)降低和奧氏體晶粒細(xì)化，通過增加第二次熱循環(huán)中的峰值溫度，M23C6沉淀物被粗化隨后溶解，而具有更高熱穩(wěn)定性的MX(碳氮化物)直到1 200 ℃才被溶解。低溫下的熱循環(huán)會降低材料的沖擊韌性，經(jīng)過900 ℃和1 000 ℃的雙道次熱循環(huán)后的樣品具有較高的沖擊吸收能量，通過進(jìn)一步提高第二次熱循環(huán)溫度，可以降低沖擊吸收能量，這主要是δ鐵素體體積分?jǐn)?shù)增加導(dǎo)致的。

LI J G等[9]研究了不同熱循環(huán)的高氮奧氏體不銹鋼焊接接頭CGHAZ的顯微組織演變，研究發(fā)現(xiàn)，接頭的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度隨著冷卻速率的增加而急劇增大，在冷卻速率為30 ℃·s-1時分別達(dá)到603.0 MPa和1 023.0 MPa，而斷后伸長率則降低。隨冷卻速率從5 ℃·s-1增加到30 ℃·s-1，析出物的形狀從懸鏈線狀變?yōu)閳A形，且數(shù)量減少，拉伸試樣斷口的斷裂模式由塑性斷裂向解理斷裂及穿晶斷裂轉(zhuǎn)變。

ZONG Y等[10]對新型低碳鈮微合金化貝氏體E550鋼CGHAZ進(jìn)行了焊接熱模擬試驗(yàn)，研究發(fā)現(xiàn)，隨冷卻速率增大，E550鋼粗晶熱影響區(qū)的顯微組織出現(xiàn)以下變化，PF→QF→GB→BF→LM(板條馬氏體)，隨冷卻時間t8 / 5的減少，CGHAZ的硬度會升高，當(dāng)冷卻速率為4.0 ℃·s-1時，達(dá)到最大硬度，當(dāng)t8/5大于150 s時，硬度會降低，當(dāng)t8/5為60～150 s時，CGHAZ的沖擊韌性遠(yuǎn)低于母材的，當(dāng)t8/5為5～15 s時，CGHAZ的沖擊韌性大于母材的。冷卻速率約為20 ℃·s-1(t8/5約為15 s)時，CGHAZ的顯微組織為細(xì)條貝氏體和GB的混合物，此時鋼的韌性最佳。

李榮峰等[11-12]研究了爆炸預(yù)處理對WD鋼CGHAZ的影響，發(fā)現(xiàn)在焊接前利用爆炸預(yù)處理可以在CGHAZ產(chǎn)生高應(yīng)變速率的變形，經(jīng)過高應(yīng)變速率變形的CGHAZ顯微組織細(xì)化，斷口形貌由脆性斷口變?yōu)轫g性斷口。其原理是爆炸預(yù)處理制造了大量彌散分布的亞結(jié)構(gòu)缺陷，為之后焊接過程中CGHAZ晶粒的形核提供了大量的形核質(zhì)點(diǎn)，晶粒形核數(shù)量增多，晶粒因此而細(xì)化，使得粗晶區(qū)的韌性增大，可以使接頭CGHAZ在較高的熱輸入下仍具有理想的力學(xué)性能，解決了生產(chǎn)效率與焊接接頭韌性之間的矛盾。

綜合以上研究成果并參考其他相關(guān)文獻(xiàn)，總結(jié)了焊后冷卻速率、熱輸入、合金元素和進(jìn)行爆炸預(yù)處理對高強(qiáng)鋼CGHAZ韌性的影響，分別如表1～4所示。由表1可知，隨著冷卻速率的增加，CGHAZ的顯微組織會由貝氏體向鐵素體和馬氏體轉(zhuǎn)變；當(dāng)冷卻速率達(dá)到一定值時，會全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織；當(dāng)冷卻速率適中時，材料滿足復(fù)相分割結(jié)構(gòu)，鐵素體和貝氏體充當(dāng)韌化相，馬氏體充當(dāng)強(qiáng)化相，此時強(qiáng)度和韌性達(dá)到最佳。由表2得知，當(dāng)合金元素銅的含量較低時，會形成大量高密度AF，使得韌性升高；當(dāng)鉻和鎳的含量較高時，M-A組元的含量會降低，AF的含量會升高，使得材料的韌性升高。由表3可知，當(dāng)熱輸入量較低時，顯微組織一般為馬氏體+GB+AF，3種組織形成復(fù)相分割的結(jié)構(gòu)，材料的韌性優(yōu)異；當(dāng)熱輸入量較高時，GB含量較高，從而使CGHAZ的韌性降低。由表4可知，當(dāng)進(jìn)行爆炸預(yù)處理提高應(yīng)變速率時，原奧氏體晶粒細(xì)化，PF數(shù)量增多，晶粒的形核數(shù)量增多，晶粒因此而細(xì)化，使得粗晶區(qū)的韌性升高。綜上可知，在焊接前可以通過控制合金元素和含量，焊接過程中可以通過控制冷卻速率和熱輸入來調(diào)控高強(qiáng)鋼CGHAZ的顯微組織，從而改善焊接接頭的力學(xué)性能。

表1 焊后冷卻速率對CGHAZ顯微組織和力學(xué)性能的影響Tab.1 Effect of cooling rate after welding on microstructureand mechanical properties of CGHAZ

表2 合金元素對CGHAZ顯微組織和力學(xué)性能的影響Tab.2 Effect of alloying elements on microstructure andmechanical properties of CGHAZ

表3 熱輸入對CGHAZ顯微組織和力學(xué)性能的影響Tab.3 Effect of heat input on microstructure and mechanicalproperties of CGHAZ

2 高強(qiáng)鋼焊接過程的原位觀察

傳統(tǒng)的顯微組織觀察方法，如采用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡等，通常只能觀察樣品的靜態(tài)顯微組織，無法觀察到相變的動態(tài)變化過程，利用高溫共聚焦顯微鏡分析可以解決該問題。母相到新相的轉(zhuǎn)變過程中，顯微組織的體積變化很大，樣品表面呈凸面狀，適合材料的固態(tài)相變研究，可以通過高溫共聚焦顯微鏡觀察到在高強(qiáng)鋼冷卻過程中,馬氏體、奧氏體、貝氏體及鐵素體相變的不同顯微組織形貌，因此高溫共聚焦顯微鏡對高強(qiáng)鋼顯微組織相變的觀察具有重要作用。高溫共聚焦顯微鏡可以對相變的過程進(jìn)行原位觀察，實(shí)時記錄樣品表面的變化，直接顯示動態(tài)相變的過程 。此外,高溫共聚焦顯微鏡還可以觀察夾雜物的溶解和長大行為，用來研究夾雜物類型和尺寸對AF形成的影響，以及夾雜物聚集的動力學(xué)機(jī)制和相變行為等[13-14]。

表4 應(yīng)變速率對CGHAZ顯微組織和力學(xué)性能的影響Tab.4 Effect of strain rate on microstructure and mechanicalproperties of CGHAZ

吉光等[15]對75MnCr鋼奧氏體晶粒的長大行為進(jìn)行了原位觀察，研究發(fā)現(xiàn),隨著加熱溫度的升高和保溫時間的延長，奧氏體晶粒會逐漸長大，而且奧氏體晶粒的平均尺寸受加熱溫度的影響大于受保溫時間的影響，隨著溫度的升高第二相粒子會逐漸溶解，晶粒長大過程的釘扎作用也會逐漸消失，晶粒的長大速度會加快。

趙卓等[16]進(jìn)行了在不同冷卻速率下珠光體轉(zhuǎn)變的原位觀察，發(fā)現(xiàn)隨著冷卻速率的增加，珠光體轉(zhuǎn)變溫度降低，珠光體的平均片層間距隨著冷卻速率的增大而減小。

楊崢等[17]利用超高溫共聚焦顯微鏡原位觀察了貝氏體鋼的相變，發(fā)現(xiàn)了貝氏體在晶界處形核，隨后向晶內(nèi)生長，動態(tài)過程如圖1所示，表明貝氏體長大過程屬于擴(kuò)散加切變的相變；還發(fā)現(xiàn)了馬氏體的相變過程，如圖2所示，可知馬氏體長大屬于爆發(fā)式的相變，符合馬氏體長大過程中非擴(kuò)散共格切變特征。共聚焦顯微鏡原位觀察使不容易直接觀察的顯微組織相變過程變得清晰可見，對研究其相變機(jī)理有不可替代的作用。

圖1 貝氏體長大過程的原位觀察Fig.1 In situ observation of bainite growth process

圖2 馬氏體長大過程的原位觀察Fig.2 In situ observation of martensite growth process

SHEN Y等[18]對P91鋼粗晶熱影響區(qū)在模擬焊接熱循環(huán)下的固態(tài)相變進(jìn)行了原位觀察，發(fā)現(xiàn)在冷卻過程中首先會發(fā)生δ-鐵素體向γ-奧氏體的轉(zhuǎn)變，γ-奧氏體會優(yōu)先在δ-鐵素體的聯(lián)結(jié)處形核，隨后也可能在晶粒內(nèi)部合適的形核質(zhì)點(diǎn)處形核，其形態(tài)由多邊形變?yōu)榍蛐?。奧氏體化后，馬氏體板條在γ-奧氏體晶粒內(nèi)部迅速生長。馬氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)有明顯的變化，隨著溫度的降低，馬氏體的生長速度從175 μm·s-1增加到454 μm·s-1，粗晶區(qū)中較高的取向差邊界(取向差大于10°)和馬氏體板條取向差角的雙峰分布被認(rèn)為潛在地增強(qiáng)了粗晶區(qū)的韌性和強(qiáng)度。

WAN X L等[19]通過原位觀察研究了熱循環(huán)過程中模擬粗晶熱影響區(qū)奧氏體晶粒的聚集長大行為，發(fā)現(xiàn)在α相→γ相的轉(zhuǎn)變過程中，奧氏體晶粒在鐵素體晶界形核，并通過晶界遷移到鐵素體中并向不同的方向生長，隨后奧氏體晶粒彼此碰撞，α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孟嗪?，奧氏體小晶粒會繼續(xù)長大，如圖3所示；其中一些小晶粒聚集形成大晶粒，大晶粒的邊界移動，導(dǎo)致大晶粒吞沒相鄰的小晶粒，如圖4所示；之后奧氏體晶界會向外運(yùn)動，如圖5所示；當(dāng)溫度降低至1 150 ℃以下時，奧氏體晶粒的生長停止。研究還發(fā)現(xiàn)當(dāng)鈦含量低時，大量的納米級TiN顆粒形成并分散在鋼基體中，有效地抑制了奧氏體晶粒的生長。 但是，較高的鈦含量會導(dǎo)致奧氏體晶粒粗大化，因?yàn)榈兔芏鹊拇执罅Ｗ硬荒苡行У刈柚咕Я５倪\(yùn)動。

圖3 奧氏體晶粒聚集長大過程的原位觀察Fig.3 In situ observation of austenite grainaggregation and growth process

圖4 小奧氏體晶粒消失的原位觀察Fig.4 In situ observation of the disappearance ofsmall austenite grains

圖5 奧氏體晶粒晶界運(yùn)動的原位觀察Fig.5 In situ observation of austenite grain boundary movement

綜合以上研究及其他文獻(xiàn)報道，總結(jié)了高溫共聚焦顯微鏡在高強(qiáng)鋼固態(tài)相變方面的研究成果，分為以下幾個方面。

(1) 奧氏體相變時，奧氏體晶粒在鐵素體晶界形核，之后大晶粒合并小晶粒，晶界擴(kuò)散，奧氏體不斷長大。

(2) 貝氏體相變多數(shù)首先是在晶界處形核，貝氏體板條在晶界形核后向晶內(nèi)生長，在后續(xù)的相變過程中，新的貝氏體可以在晶界處形核，也可以在已形成的貝氏體板條上形核。一般認(rèn)為，貝氏體在晶界處形核的機(jī)理是，晶界處晶格畸變大，能量高，其擴(kuò)散激活能要比晶內(nèi)小，碳原子擴(kuò)散遷移速度快，更易形成貧碳區(qū)和富碳區(qū)。當(dāng)貧碳區(qū)溫度低于貝氏體轉(zhuǎn)變點(diǎn)，便開始形核。而先形成的貝氏體鐵素體上有大量形核點(diǎn)，增大了非均勻形核率，使貝氏體可以在原先形成的板條上形核。

(3) 馬氏體相變開始時 ，奧氏體晶界附近開始發(fā)生“浮凸”現(xiàn)象，相變一旦發(fā)生，其長大方式是瞬間在任何滿足相變能量條件的區(qū)域幾乎同時發(fā)生相變。在繼續(xù)冷卻的過程中 ，當(dāng)另一部分位置滿足相變條件時，該位置也同時發(fā)生相變，并且為持續(xù)冷卻持續(xù)相變的一個間斷性長大的過程，

因此，可以通過高溫共聚焦顯微鏡來研究高強(qiáng)鋼焊接的相變過程，從而得出高強(qiáng)鋼相變的原理，為高強(qiáng)鋼焊接工藝的制定提供指導(dǎo)。

3 結(jié)語

在焊接前可以通過進(jìn)行爆炸預(yù)處理和控制合金元素含量，焊接過程中可以通過控制冷卻速率和熱輸入來調(diào)控高強(qiáng)鋼粗晶熱影響區(qū)的顯微組織，從而改善接頭的力學(xué)性能。通過原位觀察可以觀察到高強(qiáng)鋼相變的動態(tài)過程，分析高強(qiáng)鋼顯微組織的形核和生長過程，從而得出高強(qiáng)鋼的相變原理，為高強(qiáng)鋼的焊接工藝提供指導(dǎo)。