張?zhí)炖?武 雯 于 航 林三寶 栗卓新

1.上海工程技術(shù)大學(xué)材料工程學(xué)院，上海，2016202.哈爾濱工業(yè)大學(xué)先進(jìn)焊接與連接國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱，1500013.北京工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京，100124

0 引言

隨著社會(huì)的高速發(fā)展，制造業(yè)對(duì)輕量化有了更迫切的需求，具有優(yōu)良綜合性能的高強(qiáng)鋼逐步取代低合金鋼而應(yīng)用于航空航天裝備、海洋平臺(tái)、石油管道及高層建筑等重要領(lǐng)域。缺乏等強(qiáng)韌性匹配的焊接材料使得高強(qiáng)鋼的發(fā)展和應(yīng)用受到限制，這是因?yàn)楝F(xiàn)有焊縫金屬?gòu)?qiáng)韌化理論不完善。貝氏體是高強(qiáng)鋼焊縫金屬中的重要組織，對(duì)其強(qiáng)韌性有重要影響[1-3]。

根據(jù)國(guó)內(nèi)外研究成果，可將高強(qiáng)鋼焊縫金屬微觀組織劃分為七類(lèi)：①粒狀貝氏體(granular bainite，GB)——由不規(guī)則鐵素體和第二相(珠光體、貝氏體、馬氏體、馬氏體-奧氏體(martensite-austenite，M-A)組元等)組成，晶粒寬度為2 μm，GB鋼比回火馬氏體鋼具有更高的抗氫脆性能力，可替代回火馬氏體鋼在氫環(huán)境中應(yīng)用[4]；②上貝氏體(upper bainite，UB)——由板條狀鐵素體和板條間沉淀的滲碳體組成，貝氏體板條生長(zhǎng)方向與拉伸方向夾角為40°～60°；③蛻化上貝氏體(degenerate upper bainite，DUB) ——由板條狀鐵素體和板條間富碳的殘余M-A 組元組成，板條寬度約0.6 μm；④下貝氏體(lower bainite，LB)——由板條狀鐵素體和板條內(nèi)部沉淀的滲碳體組成，滲碳體呈長(zhǎng)桿狀且方向與水平方向的夾角約為60°，板條寬度約0.4 μm；⑤蛻化下貝氏體(degenerate lower bainite，DLB)—— 由板條狀鐵素體和板條內(nèi)部殘余的M-A 組元組成；⑥板條馬氏體(lath martensit，LM)—— 形態(tài)與LB 非常相似；⑦聯(lián)合貝氏體(coalesced bainite，CB)——組織尺寸較大，長(zhǎng)度大于10 μm，寬度約為幾微米。文獻(xiàn)[5-9]通過(guò)聚焦離子束斷層顯像技術(shù)和Amira 4.1軟件構(gòu)建CB的結(jié)構(gòu)，發(fā)現(xiàn)CB存在明顯尖端，這表明CB極易對(duì)焊縫金屬韌性產(chǎn)生不利的影響。高強(qiáng)鋼焊縫金屬相變復(fù)雜，其最終的微觀組織取決于化學(xué)成分和冷卻速率[7]。目前有關(guān)合金體系對(duì)焊縫金屬微觀組織和力學(xué)性能的調(diào)控的研究相對(duì)較少，因此，本文綜述了合金元素對(duì)高強(qiáng)鋼焊縫金屬貝氏體形成及其強(qiáng)韌性影響的研究進(jìn)展，以期進(jìn)一步完善高強(qiáng)鋼焊縫金屬?gòu)?qiáng)韌化理論，擴(kuò)大高強(qiáng)鋼的應(yīng)用范圍。

1 貝氏體形成機(jī)制及強(qiáng)韌機(jī)理

焊縫組織凝固過(guò)程中，在奧氏體晶界首先析出先共析鐵素體(proeutectoid ferrite，PF)，此時(shí)的溫度為680～77 ℃，C原子易向晶粒內(nèi)部擴(kuò)散，PF周?chē)腃含量較低，不足以生成Fe3C，隨著鐵素體進(jìn)一步長(zhǎng)大，C聚集在一個(gè)狹小的區(qū)域內(nèi)形成富碳奧氏體區(qū)，冷卻過(guò)后形成M-A組元構(gòu)成GB[10]，如圖1所示，當(dāng)M-A組元尺寸較大且有尖端時(shí)，韌性下降；當(dāng)M-A組元細(xì)小彌散分布時(shí)，可阻礙裂紋沿貝氏體板條間小角度晶面擴(kuò)展，焊縫金屬韌性提高。溫度逐漸降低時(shí)，C擴(kuò)散能力減弱，無(wú)法向晶粒內(nèi)部充分?jǐn)U散，在鐵素體周?chē)纬蒄e3C，構(gòu)成UB。Fe3C屬于硬質(zhì)相，沉集在晶界處，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，起到釘扎晶界的作用，有利于強(qiáng)度提高，但易導(dǎo)致沿晶開(kāi)裂。溫度繼續(xù)降低時(shí)，C無(wú)法擴(kuò)散出鐵素體，在鐵素體內(nèi)部富集，形成Fe3C，構(gòu)成LB。Fe3C彌散分布在鐵素體中，起到彌撒強(qiáng)化的作用。鐵素體為面心立方晶格，滑移系多，使LB不僅有較高的強(qiáng)度，還有良好的韌性[10-13]。DUSING等[14]通過(guò)耦合相場(chǎng)模型模擬UB和LB的相變機(jī)理，發(fā)現(xiàn)UB中的C原子逐漸從貝氏體的鐵素體中擴(kuò)散到奧氏體基體中，在C濃度最大的地方，C會(huì)與Fe形成金屬間化合物Fe3C，如圖2所示。LB中較低的溫度和較慢的擴(kuò)散速度使大部分C停留在貝氏體鐵素體內(nèi)，與Fe形成Fe3C。圖3為高強(qiáng)鋼常見(jiàn)的微觀組織示意圖。

圖1 粒狀貝氏體在30CrNi3MoV鋼中的形成過(guò)程 [10]Fig.1 Formation processes of granular bainite in30CrNi3MoV steel[10]

(a)上貝氏體

(a)粒狀貝氏體(GB) (b)上貝氏體(UB)

貝氏體的形成主要取決于形核速率和形核活化能，而貝氏體的形成速率與形核動(dòng)力有關(guān)。在奧氏體形成之前形成的第二相可作為貝氏體的成核位點(diǎn)，則貝氏體形成的動(dòng)力學(xué)模型為[4]

v=vG+vS+vA

式中，v為貝氏體實(shí)際形核速率；vG為在奧氏體晶界成核的貝氏體形成速率；vS為在第二相/奧氏體成核的貝氏體形成速率；vA為貝氏體的自催化形成速率。

奧氏體晶界上的許多缺陷為貝氏體形核提供了部分能量，因此，奧氏體晶界是貝氏體的優(yōu)先形核點(diǎn)。原始奧氏體的晶粒尺寸影響貝氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力，晶粒越小越容易形核。合金元素對(duì)貝氏體形核活化能的影響可表示為[15]

Qb=89XC+10XMn+12XSi+2XCr+XNi+29XMo

其中，Qb為合金元素對(duì)貝氏體形核總活化能的貢獻(xiàn)，Xi為元素i的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，i=C,Mn,Si,Cr,Ni,Mo。形核活化能越高，形成貝氏體的傾向越小。

SCHOOF等[16]通過(guò)多相場(chǎng)模擬無(wú)應(yīng)力狀態(tài)下的貝氏體自催化現(xiàn)象，解釋了第二相晶粒對(duì)貝氏體形核的促進(jìn)機(jī)理和抑制機(jī)理，為合金調(diào)控提供了依據(jù)。LAN等[17]通過(guò)透射電子顯微鏡和電子背散射衍射觀察到不同焊接熱輸入下的LB在奧氏體中的分布和生長(zhǎng)取向。微觀組織和力學(xué)性能的關(guān)系可通過(guò)透射電子顯微鏡與納米壓痕實(shí)驗(yàn)表征[18]，如圖4所示，藍(lán)色代表M-A組元，黃色代表較高應(yīng)力/應(yīng)變集中，紅色代表最高應(yīng)力/應(yīng)變集中，鐵素體所能承受的最大剪切應(yīng)力較小，因此鐵素體基體最先發(fā)生塑性屈服。WAN等[19]通過(guò)原位觀察法記錄LB形成的微觀過(guò)程，如圖5所示。

圖4 貝氏體微觀組織塑性變形示意圖[18]Fig.4 Schematic diagram for plastic deformation ofbainite microstructure[18]

(a)602.3 ℃ (b)596.4 ℃

2 合金元素對(duì)高強(qiáng)鋼焊縫金屬貝氏體形成及強(qiáng)韌性的影響

2.1 主合金系C、Si、Mn的影響

KEEHAN等[20]在對(duì)焊縫金屬?gòu)?qiáng)韌性的研究中發(fā)現(xiàn)，隨著C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)w(C)由0.03%增大到0.11%，焊縫金屬的微觀組織由UB變?yōu)長(zhǎng)B，導(dǎo)致PF減少。這是因?yàn)閣(C)增大時(shí)，基體的間隙空位減少，C在奧氏體中的擴(kuò)散受阻，最后只能在PF周?chē)M(jìn)行短程擴(kuò)散，在晶內(nèi)形成間隙化合物Fe3C，避免了晶界處Fe3C對(duì)塑性的不良影響，增大了強(qiáng)度，如圖6所示。w(C)=0.11%時(shí)，焊縫金屬的屈服強(qiáng)度超過(guò)900 MPa，-100 ℃的沖擊功超過(guò)60 J[20]。文獻(xiàn)[21]同樣得出w(C)在0.03%～0.07%范圍內(nèi)增大時(shí)，焊縫組織由以針狀鐵素體(acicular ferrite，AF)為主，向細(xì)LM+貝氏體為主的復(fù)合組織轉(zhuǎn)變，焊縫金屬?gòu)?qiáng)度和硬度均增大，抗拉強(qiáng)度達(dá)950 MPa。為提高焊縫金屬的強(qiáng)度和韌性，在高強(qiáng)鋼焊縫金屬中w(C)的推薦值為0.02%～0.09%。

(a)沖擊韌性

Si含量增大使奧氏體晶粒尺寸增大，焊縫組織從PF+ GB變?yōu)镚B+LB+馬氏體，韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高，韌性下降[22]。w(Si)從0.3%增大到2.0%時(shí)，易出現(xiàn)氫裂紋，屈服強(qiáng)度從1628 MPa減小至1576 MPa。適量添加Si可增強(qiáng)電弧穩(wěn)定性，幫助脫氧，提高焊縫金屬?gòu)?qiáng)度及韌性，因此w(Si)的推薦值為0.20%～0.45%[23]。

Mn對(duì)焊縫金屬組織的影響具有雙面性，隨著Mn含量的增加，一部分Mn固溶到奧氏體晶粒內(nèi)部，另一部分Mn形成硬度高、韌性低的錳碳化合物。這兩者都可顯著提高焊縫的強(qiáng)度，但Mn的添加會(huì)降低貝氏體和馬氏體的相變溫度，且會(huì)提高高溫相變點(diǎn)，導(dǎo)致貝氏體相變溫度的下降幅度大于馬氏體相變溫度的下降幅度。這兩種相變都發(fā)生時(shí)，因?yàn)樨愂象w相變溫度高于馬氏體相變溫度，且貝氏體相變溫度下降幅度大于馬氏體的相變溫度下降幅度，所以會(huì)產(chǎn)生一個(gè)溫度區(qū)間，使貝氏體和馬氏體相變溫度相等，為CB的形成創(chuàng)造良好的條件，所以Mn含量越高，越容易促進(jìn)CB產(chǎn)生，對(duì)塑韌性帶來(lái)不好的影響。另外，C的增多會(huì)促進(jìn)Mn在晶界處的偏析，使δ-鐵素體柱狀晶界附近的硬度大于δ-鐵素體柱狀晶核附近的硬度[24-25]。為彌補(bǔ)焊縫金屬低C造成的強(qiáng)度損失，降低S、O的含量和固態(tài)相變溫度，需將Mn的質(zhì)量分?jǐn)?shù)控制在1.4%～2.4%[26]。

如表1所示，焊縫金屬中的主合金系C、Si、Mn均可促進(jìn)高強(qiáng)鋼焊縫金屬貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變，其中，ReL表示屈服強(qiáng)度，Rm表示抗拉強(qiáng)度，“+”表示會(huì)有該組織。AF、UB、LB、GB、馬氏體等多相復(fù)合組織可在滿足焊縫強(qiáng)度要求的前提下，保證其具有良好的韌性。

表1 C、Si、Mn對(duì)高強(qiáng)鋼焊縫金屬微觀組織形成和力學(xué)性能的影響

Kissinger方程為

式中，θ為升溫速率，K/h；TC為脫陷速率最大的溫度，K；R為氣體常數(shù)，R=8.314 J/(K·mol)。

SHIM等[27]根據(jù)Kissinger方程通過(guò)實(shí)驗(yàn)得到CB中氫捕捉點(diǎn)的活化能為8.9 kJ/mol，馬氏體中氫捕捉點(diǎn)活化能為11.1 kJ/mol，這說(shuō)明馬氏體對(duì)氫的吸收傾向更大，對(duì)氫更敏感。主合金元素易誘導(dǎo)焊縫金屬中M-A、CB、馬氏體等脆性相的形成，使焊縫對(duì)氫的敏感性增強(qiáng)，沖擊韌性降低，所以需要嚴(yán)格控制氫的質(zhì)量分?jǐn)?shù)[28-30]。

2.2 次合金系Cr、Ni、Mo的影響

文獻(xiàn)[31]指出，在600 MPa級(jí)的高強(qiáng)鋼焊縫金屬(w(C)=0.06%，w(Mn)=1.3%)中，Cr的質(zhì)量分?jǐn)?shù)w(Cr)每增加0.1%，抗拉強(qiáng)度提高10 MPa(見(jiàn)表1、圖7a)。Cr對(duì)γ→α轉(zhuǎn)變的相變溫度影響不大，但在非平衡狀態(tài)下，Cr能阻礙C原子的擴(kuò)散，降低鐵素體轉(zhuǎn)變溫度，抑制晶界PF的形成，w(Cr)增大至0.5%時(shí)，晶界PF消失。同時(shí)，Cr能提高過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性并促進(jìn)GB的形成。w(Cr)>0.5%時(shí)，焊縫組織中M-A組元增多，裂紋更容易產(chǎn)生和擴(kuò)展，造成焊縫沖擊韌性急劇降低。文獻(xiàn)[32]指出，800 MPa級(jí)高強(qiáng)鋼焊縫金屬中，w(Cr)<1.2%時(shí)，隨著w(Cr)增大，M-A組元含量逐漸增大且晶粒逐漸細(xì)化，焊縫金屬的強(qiáng)度和韌性提高；w(Cr)>1.2%時(shí)，隨著w(Cr)逐漸增大，進(jìn)一步促進(jìn)M-A組元的形成且逐漸呈塊狀分布，焊縫金屬?gòu)?qiáng)度升高，韌性降低；w(Cr)=1.2%時(shí)，焊縫金屬中獲得大量均勻分布的細(xì)小粒狀M-A組元，屈服強(qiáng)度為821 MPa，抗拉強(qiáng)度為935 MPa，伸長(zhǎng)率為19%，斷后收縮率為70%，25 ℃的沖擊功為101 J，獲得最佳強(qiáng)韌性匹配(圖7b)。文獻(xiàn)[33]指出，900 MPa級(jí)高強(qiáng)鋼焊縫金屬中，隨著w(Cr)的增大，焊縫強(qiáng)度增大。w(Cr)=0.3%時(shí)，焊縫組織由PF、AF和M-A組元組成；w(Cr)=0.9%時(shí)，PF減少，M-A組元增量較小，AF增多且細(xì)化，低溫沖擊性能最好；w(Cr)=1.5%時(shí)，PF減少，晶粒組織中的貝氏體增多，M-A組元呈細(xì)小彌散和無(wú)規(guī)則分布。

(a)600 MPa級(jí)HSLA鋼焊縫金屬

文獻(xiàn)[34-35]指出，w(Ni)<6%時(shí)，Ni可抑制過(guò)冷奧氏體向GB的轉(zhuǎn)變，促進(jìn)LB和LM形成。文獻(xiàn)[36]指出，焊縫金屬中無(wú)Ni時(shí)，焊縫組織由鐵素體、貝氏體和少量AF組成；w(Ni)=1.22%時(shí)，會(huì)出現(xiàn)馬氏體，貝氏體和AF逐漸增多，焊縫金屬?gòu)?qiáng)韌性最佳；w(Ni)>1.22%時(shí)，焊縫組織中的貝氏體和馬氏體體積分?jǐn)?shù)增大，AF對(duì)焊縫組織的韌化作用受到限制，焊縫強(qiáng)度小幅度增大，但塑韌性顯著下降，如圖8所示。Ni會(huì)促進(jìn)焊縫金屬中貝氏體形態(tài)的轉(zhuǎn)變，w(Ni)=4%時(shí)，GB中的M-A組元形狀由塊狀變?yōu)閹?，組織細(xì)化，GB在晶粒中的體積分?jǐn)?shù)減小，出現(xiàn)了少量LB和AF，韌性轉(zhuǎn)變溫度降低；w(Ni)繼續(xù)增大時(shí)，焊縫組織會(huì)出現(xiàn)大量的LM和PF，韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高。高強(qiáng)鋼多層多道焊中，w(Ni)為2.5%～5.8%時(shí)，隨著Ni含量的增加，焊縫組織中LM細(xì)化，有少量CB生成，硬度大幅提高且低溫韌性良好；w(Ni)為5.8%時(shí)，焊縫金屬具有良好的綜合力學(xué)性能[34]。

(a)拉伸性能

劉政軍等[37]研究了Mo對(duì)WQ960高強(qiáng)鋼焊縫金屬的微觀組織和力學(xué)性能的影響，Mo的加入促進(jìn)貝氏體的轉(zhuǎn)變，焊縫金屬抗拉強(qiáng)度增大，伸長(zhǎng)率和沖擊韌性降低，見(jiàn)圖9。焊縫金屬中，w(Ni)的最佳范圍是0.81%～1.22%，Mo的最佳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.52%，此時(shí)焊縫組織主要由AF和少量貝氏體構(gòu)成。w(Mo)<2.01%時(shí)，焊縫金屬的沖擊韌性略有下降；w(Mo)=2.47%時(shí)，焊縫組織中的貝氏體的體積分?jǐn)?shù)最大，它對(duì)焊接接頭力學(xué)性能的影響超過(guò)AF對(duì)焊接接頭力學(xué)性能的影響，沖擊韌性顯著下降。

(a)拉伸性能

如表2所示，次合金系Cr、Mo、Ni均可促進(jìn)焊縫金屬貝氏體的形成，Cr、Mo可提高焊縫金屬的強(qiáng)度，但會(huì)導(dǎo)致韌性下降。Cr主要促進(jìn)M-A組元和LB的形成[31-33,38-39]，M-A組元的增多會(huì)增大裂紋產(chǎn)生和擴(kuò)展傾向。不同強(qiáng)度等級(jí)的焊縫金屬中，Cr的最佳質(zhì)量分?jǐn)?shù)不同。Mo對(duì)焊縫金屬韌性惡化程度取決于焊縫組織中AF的體積分?jǐn)?shù)，控制焊縫組織中AF和貝氏體組織的體積分?jǐn)?shù)為合理值，可在提高焊縫金屬?gòu)?qiáng)度的同時(shí)保持焊縫金屬的韌性[36-37]。在提高焊縫金屬?gòu)?qiáng)度方面，Mo優(yōu)于Ni[37]。Ni可提高焊縫金屬的韌性，且對(duì)強(qiáng)度影響較小，但過(guò)量的Ni會(huì)導(dǎo)致粗大脆性相CB的形成。為了與高強(qiáng)度級(jí)別的高強(qiáng)鋼焊接匹配，合金元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)的推薦值如下：w(Cr)為0～0.4%，w(Mo)為0.2%～1%，w(Ni)為1.6%～2.8%[23]。

表2 Cr、Ni、Mo對(duì)高強(qiáng)鋼焊縫金屬微觀組織形成和力學(xué)性能的影響

2.3 微合金系B、Nb、Ti、Zr、Re的影響

焊縫金屬凝固過(guò)程中，B處于自由態(tài)時(shí)，作為表面活性元素會(huì)在奧氏體晶界上偏聚，降低晶界界面能，抑制奧氏體晶粒長(zhǎng)大，細(xì)化晶粒，提高焊縫金屬?gòu)?qiáng)度和韌性。同時(shí)，B可與O、N結(jié)合形成化合物，起到脫氧脫氮的作用，減少焊縫氣孔、夾雜物。過(guò)量的B會(huì)偏析到奧氏體晶界，起到釘扎作用，抑制AF的形成，促進(jìn)貝氏體的形成，對(duì)韌性造成不利影響。LEE等[40]指出，在抗拉強(qiáng)度600 MPa的高強(qiáng)鋼焊縫金屬中，隨著w(B)從0.0032%增大到0.0103%，焊縫金屬共析溫度降低，貝氏體增多，AF減少，拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度增大。焊縫金屬含Ti時(shí)，B會(huì)以固溶的形式偏析在含Ti 夾雜物周?chē)?，使夾雜物與奧氏體的基體間界面能降低，抑制晶內(nèi)板條貝氏體形核[41]，提高焊縫沖擊韌性。ILMAN等[42]指出，w(N)=0.0083%和w(B)=0.004%時(shí)，焊縫金屬中的B會(huì)抑制PF形成，促進(jìn)AF形核。焊縫中添加Ti時(shí)，O、N會(huì)優(yōu)先與Ti結(jié)合，阻止B被氧化，促進(jìn)AF的形成，抑制貝氏體的形成，提高了焊縫組織的綜合力學(xué)性能。

Nb在焊縫金屬中主要以兩種形式存在，一種是溶解于鐵素體，另一種是形成第二相Nb(C，N)。溶于鐵素體的Nb，由于原子尺寸和電負(fù)性與Fe原子相差很大，造成結(jié)晶困難；不溶于基體的Nb形成的第二相Nb(C，N)一部分游離于奧氏體晶粒中，形成更多的形核質(zhì)點(diǎn)，起到細(xì)化晶粒和彌散強(qiáng)化的作用，另一部分Nb(C，N)位于奧氏體晶界處，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高強(qiáng)度，但是塑韌性也相應(yīng)降低，所以為了保證獲得良好綜合力學(xué)性能，Nb含量會(huì)存在一個(gè)最佳匹配值。劉政軍等[36]研究了Nb對(duì)WQ960高強(qiáng)鋼焊縫金屬微觀組織和力學(xué)性能的影響，指出焊縫金屬無(wú)Nb時(shí)，微觀組織主要由鐵素體和珠光體組成，并含有少量貝氏體；w(Nb)為0.03%～0.09%時(shí)，焊縫金屬韌性先提高后降低；w(Nb)=0.05%時(shí)，韌性取得最大值，此時(shí)，焊縫組織出現(xiàn)大量的AF，晶粒明顯細(xì)化，抗拉強(qiáng)度增大。

文獻(xiàn)[43-45]研究了Ti對(duì)高強(qiáng)鋼焊縫金屬微觀組織和沖擊韌性的影響，發(fā)現(xiàn)Ti可促進(jìn)AF并抑制貝氏體的形成。w(Ti)為0.025%～0.05%時(shí)，焊縫組織的綜合力學(xué)性能良好。w(Ti)≤0.05%時(shí)，Ti促進(jìn)AF形成，提高沖擊韌性；w(Ti)>0.05%時(shí)，焊縫組織由AF、PF和魏氏鐵素體向以AF、PF、貝氏體和M-A組元的復(fù)合組織轉(zhuǎn)變。Ti促進(jìn)貝氏體和M-A組元等硬質(zhì)相的形成，斷裂模式由韌窩型斷裂變?yōu)闇?zhǔn)解理型斷裂。如圖10、圖11所示，w(Ti)=0.002%時(shí)，焊縫組織由50%(體積分?jǐn)?shù))AF和50%(體積分?jǐn)?shù))貝氏體組成，焊縫硬度為269HV；w(Ti)=0.072%時(shí)，AF體積分?jǐn)?shù)達(dá)到92%，焊縫硬度為266HV，并具有較低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度。Ti極易與O結(jié)合形成Ti2O3。Ti2O3是一種具有陽(yáng)離子空位的氧化物，可以從焊縫金屬基體中吸收大量的Mn，導(dǎo)致夾雜物周?chē)纬韶氬i區(qū)，促進(jìn)AF形核。

圖10 Ti對(duì)高強(qiáng)鋼焊縫金屬?zèng)_擊功的影響[45]Fig.10 Effect of Ti on impact absorbed energy ofhigh-strength steel weld metal [45]

圖11 Ti對(duì)高強(qiáng)鋼焊縫金屬微觀組織的影響[45]Fig.11 Effects of Ti on microstructure ofhigh-strength steel weld metal [45]

Zr和Ti都是強(qiáng)氧化物形成元素，但Zr與O的結(jié)合能力遠(yuǎn)大于Ti。Zr促進(jìn)AF的能力較弱，Ti和Zr可顯著減小焊縫金屬組織中夾雜物的尺寸。WANG等[46]指出Ti和Zr的加入可明顯改變貝氏體相變溫度及焊縫組織細(xì)化程度，圖12所示為C-Mn鋼和Ti-Zr鋼的過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(continuous cooling transformation，CCT)曲線。w(Ti)=0.015%，w(Zr)=0.01%時(shí)，主要的復(fù)合夾雜物(ZrO2·MnS)可作為AF形核質(zhì)點(diǎn)，顯著促進(jìn)晶內(nèi)AF形核，形成互鎖AF，使焊縫組織具有較高沖擊韌性。CHAI等[47]同樣發(fā)現(xiàn)Zr有利于焊縫晶粒細(xì)化，w(Zr)為0.003%～0.008%時(shí)，夾雜物由含Ti氧化物逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)楹琓i和Zr的復(fù)合氧化物，Zr為含Ti氧化物提供大量的形核質(zhì)點(diǎn)，形成的ZrO2氧化物尺寸細(xì)小，可在焊縫組織中均勻分布，提高形核速率，促進(jìn)AF轉(zhuǎn)變，抑制貝氏體形成；w(Zr)=0.01%時(shí)，會(huì)產(chǎn)生單相ZrO2。張?zhí)炖韀29]研究了Zr、Ti、Ce對(duì)焊縫金屬抗拉強(qiáng)度和沖擊韌性的影響，結(jié)合圖13可直觀看出Zr、Ti、Ce的相互作用對(duì)焊縫組織力學(xué)性能影響復(fù)雜，w(Zr)=0.077%、w(Ti)=0.040%、w(Ce)=0.033%的焊縫金屬具有最佳的綜合力學(xué)性能。

(a)C-Mn 鋼 (b)Ti-Zr鋼 注：IPF表示晶粒內(nèi)多邊形鐵素體，f-AF 表示細(xì)針狀鐵素體，c-AF表示粗針狀鐵素體，P 表示珠光體，c-M表示粗馬氏體，f-M表示細(xì)馬氏體圖12 C-Mn 鋼和Ti-Zr鋼的過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線圖 [46]Fig.12 CCT diagrams of C-Mn steel and Ti-Zr steel [46]

(a)抗拉強(qiáng)度 (b)沖擊功圖13 Zr、Ti、Ce對(duì)高強(qiáng)鋼焊縫金屬力學(xué)性能影響的等高線圖[29]Fig.13 Contour maps showing effect of Zr, Ti, and Ce on mechanical properties of high-strength steel weld metal [29]

稀土易與焊縫金屬中的O、S等有害雜質(zhì)反應(yīng)，形成小尺寸、球狀的復(fù)合夾雜物，減小夾雜物對(duì)焊縫性能的不利影響。蔡養(yǎng)川等[48]研究了Y對(duì)800 MPa級(jí)高強(qiáng)鋼焊縫金屬微觀組織和力學(xué)性能的影響。Re可抑制側(cè)板條鐵素體(ferrite side plate，F(xiàn)SP)形成，促進(jìn)GB形成，細(xì)化晶粒，提高焊縫金屬?gòu)?qiáng)度。如圖14所示，藥皮無(wú)Y時(shí)，焊縫組織由FSP和少量AF+GB組成，晶粒較粗大；w(Y)=2%時(shí)，焊縫組織主要為GB，晶粒尺寸減小，焊縫韌性明顯提高；w(Y)=3%時(shí)，焊縫組織中產(chǎn)生大量夾雜物，組織分布不均，焊縫韌性降低。

圖14 Y對(duì)高強(qiáng)鋼焊縫金屬力學(xué)性能的影響[48]Fig.14 Effect of Y on mechanics properties ofhigh-strength steel welds[48]

(a)Ce-O、S

微合金系B、Nb、Ti、Zr、Re對(duì)焊縫金屬組織的影響見(jiàn)表3。為獲得良好的綜合性能，w(B)需要控制在合適范圍，B過(guò)量會(huì)促進(jìn)貝氏體形成，降低韌性，焊縫金屬中N的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增大時(shí)，B的質(zhì)量分?jǐn)?shù)則應(yīng)相應(yīng)增大。Nb、Ti、Zr均會(huì)促進(jìn)AF的形成[28, 42-46, 51-57]，細(xì)晶?；?，抑制貝氏體、FSP、PF、WF的形成，提高焊縫沖擊韌性。Ti含量過(guò)高會(huì)促進(jìn)貝氏體的形成，降低焊縫沖擊韌性。Re主要促進(jìn)AF的形成[48-49,58-60]，抑制FSP、P的形成，細(xì)化晶粒，提高焊縫金屬韌性，對(duì)GB的形成影響較小，但Re過(guò)量會(huì)導(dǎo)致晶界污染，惡化焊縫金屬韌性。為了與高強(qiáng)鋼焊接匹配，合金元素推薦值：w(B)≤0.006%，w(Ni)為2%～5.5%，w(Ti)為0.2%～0.8%，w(Zr)為0.05%～0.25%，w(Re)為0.012%～0.1 %[23,26]。

表3 B、Nb、Ti、Zr、Re對(duì)高強(qiáng)鋼焊縫金屬微觀組織形成和力學(xué)性能的影響

2.4 雜質(zhì)元素P、S、N、H、O的影響

SONG等[61]研究了不同熱輸入下P對(duì)焊縫金屬韌脆轉(zhuǎn)變溫度(ductile-brittle transition temperature，DBTT)的影響。如圖16所示，含P鋼的DBTT明顯高于無(wú)P 鋼，P的晶界偏析是DBTT升高的主要原因，在1320 ℃下會(huì)發(fā)生磷致脆性。

圖16 不同熱輸入下的樣品韌脆轉(zhuǎn)變溫度[61] Fig.16 DBTT of samples with different heat input[61]

AN等[62]指出，H會(huì)使焊縫金屬疲勞裂紋擴(kuò)展速率增加一個(gè)數(shù)量級(jí)，降低母材和焊縫金屬的斷裂韌性，擴(kuò)散氫和拘束應(yīng)力的存在會(huì)誘導(dǎo)焊接內(nèi)部裂紋的擴(kuò)展。EROFEEV等[63]指出，焊縫金屬中H的擴(kuò)散會(huì)降低焊縫塑性。隨著擴(kuò)散H的增多，裂紋發(fā)生和擴(kuò)展所需的能量大幅降低，擴(kuò)散H增加到5～8 mL/100g時(shí)，裂紋起源功降低10～12個(gè)數(shù)量級(jí)。低溫且H濃度高的情況下，焊接會(huì)升高DBTT。王斌等[64]指出，焊縫金屬中粗大脆硬的M-A組元會(huì)提高焊縫氫致腐蝕的敏感性。焊縫金屬含有Al2O3、SiO2、MnS和CaO等夾雜物時(shí)，夾雜物界面很容易造成H的團(tuán)聚，成為氫致腐蝕裂紋的萌生處，降低了抗氫致腐蝕性能。RONEVICH等[65]指出，高強(qiáng)度焊縫比低強(qiáng)度焊縫更易受氫加速疲勞裂紋擴(kuò)展的影響。

N對(duì)焊縫金屬的韌性有害，w(N)>0.01%時(shí)，沖擊韌性急劇下降[66]。但SHI等[67]指出，w(N)在0.0044%～0.019%范圍內(nèi)增大時(shí)，焊縫晶粒細(xì)化，韌性提高。ZHANG等[26,68]指出，S和P主要影響焊接金屬的韌性和抗裂性。鋼中的N和O質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于0.025%，而焊接金屬中的N和O質(zhì)量分?jǐn)?shù)通常是0.03%～0.09%。MUSA 等[55]指出，w(O)<0.01%時(shí)，夾雜物主要是被硫化物包裹的Al2O3，且焊縫組織為貝氏體。w(O)=0.015%時(shí)，夾雜物表面始終覆蓋有一層TiO薄膜，焊縫組織幾乎全為AF。w(O)>0.025%時(shí)，不到一半的夾雜物被TiO覆蓋，其焊縫組織為AF+貝氏體。

雜質(zhì)元素N、S、P、H、O會(huì)惡化焊縫金屬的性能，引起裂紋的產(chǎn)生[64-74]。Ti、Zr可以與焊縫金屬中的MnS共同作用促進(jìn)氧化物夾雜的形成，降低S的不利影響。此外，CeO2也可降低焊縫金屬中S、P的含量，加入CeO2后(w(CeO2)= 3%)， 焊縫組織最細(xì)小， S、P的質(zhì)量分?jǐn)?shù)可分別降低58.13%和14.29%[70]。B-N、V-N合金化可以消除或降低N的不利影響[75-76]。

3 結(jié)語(yǔ)

(1)主合金系C、Si、Mn可促進(jìn)貝氏體形成和形態(tài)轉(zhuǎn)變，提高焊縫金屬?gòu)?qiáng)度，降低韌性。C促進(jìn)UB向LB的轉(zhuǎn)變，Si、Mn可促進(jìn)GB和CB的形成，C、Si、Mn含量不宜過(guò)高，質(zhì)量分?jǐn)?shù)的推薦值如下：w(C)為0.05%～0.11%，w(Si)為0.2%～0.45%，w(Mn)為1.4%～2.4%。

(2)次合金系Cr、Ni、Mo可促進(jìn)貝氏體形成。Cr、Ni主要促進(jìn)GB和M-A組元的形成及形態(tài)轉(zhuǎn)變，適量Cr和Ni可提高焊縫金屬韌性。Cr對(duì)焊縫組織韌性的影響取決于貝氏體與AF等組織的體積分?jǐn)?shù)。在提高焊縫金屬韌性方面，Ni的作用最好；在提高焊縫金屬?gòu)?qiáng)度方面，Mo作用優(yōu)于Ni。質(zhì)量分?jǐn)?shù)的推薦值如下：w(Cr)為0～0.4%，w(Mo)為0.2%～1%，w(Ni)為1.6%～2.8%。

(3)微合金系調(diào)控對(duì)高強(qiáng)鋼焊縫金屬力學(xué)性能起至關(guān)重要作用，B會(huì)促進(jìn)貝氏體形成，焊縫金屬的N可減弱B對(duì)貝氏體形成的促進(jìn)作用。Nb、Ti、Zr、Re均會(huì)抑制貝氏體的形成，促進(jìn)AF形成，提高焊縫金屬韌性。推薦值：w(B)≤0.006%，w(Ni)為2%～5.5%，w(Ti)為0.2%～0.8%，w(Zr)為0.05%～0.25%，w(Re)為0.012%～0.1%。

(4)焊縫金屬應(yīng)避免引入雜質(zhì)元素S、P、N、H、O。

目前合金系設(shè)計(jì)大多依靠經(jīng)驗(yàn)或單變量設(shè)計(jì)，由于各合金元素之間存在復(fù)雜的相互作用，所以要求對(duì)合金體系進(jìn)行定量化、精細(xì)化、系統(tǒng)化的調(diào)控設(shè)計(jì)，嚴(yán)格控制高強(qiáng)鋼焊接過(guò)程中合金元素的加入，使焊縫金屬獲得良好的綜合性能。