低合金钢焊接热影响区的微观组织和韧性研究进展

工程科学学报，第39卷，第5期：643-654,2017年5月 Chinese Journal of Engineering,Vol.39,No.5:643-654,May 2017 D0L:10.13374/j.issn2095-9389.2017.05.001;htp:/journals..usth.edu.cn 低合金钢焊接热影响区的微观组织和韧性研究进展 李秀程)，李学达2)，王学林”，夏佃秀3》，王学敏)，尚成嘉)四 1)北京科技大学钢铁共性技术协同创新中心，北京1000832)中国石油大学机电工程学院.青岛266580 3)济南大学机械工程学院，济南250022 ☒通信作者，E-mail:cishang(@usth.edu.cm 摘要对钢结构而言，诸如海洋平台、船舶、桥梁、建筑和油气管线等，焊接后的性能直接决定了其服役寿命和安全性，重要 性不言而喻.在针对焊接相关问题的研究中，焊接热影响区的韧性提升一直是重点和难点.焊接热影响区会经历高达1400 ℃的高温，从而形成粗大的奥氏体晶粒，如果焊接参数控制不当，不能通过后续冷却过程中的相变细化组织，就会造成韧性的 降低.而多道次焊接的情况更为复杂，前一道次形成的粗晶区还会在后续焊接过程中经历二次热循环，从而形成链状M-A, 造成韧性的急剧下降.本文旨在对一些现有焊接热影响区的相关研究结果进行总结，探讨母材的成分、第二相及焊接工艺等 因素对热影响区微观组织和性能的影响，为低温环境服役的大型钢结构的焊接性能改善提供一些设计思路. 关键词低合金钢：焊接：热影响区(HAZ):显微组织：M-A:韧性 分类号TG401 Research progress on microstructures and toughness of welding heat-affected zone in low-alloy steel LI Xiu-cheng,LI Xue-da,WANG Xue-lin,XIA Dian-xiu,WANG Xue-min,SHANG Cheng-jia 1)Collaborative Innovation Center of Steel Technology,University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083,China 2)College of Mechanical and Electronic Engineering,China University of Petroleum,Qingdao 266580,China 3)School of Mechanical Engineering,University of Jinan,Jinan 250022,China Corresponding author,E-mail:cjshang@ustb.edu.cn ABSTRACT The welding performance of steel structures such as offshore platforms,ships,bridges,buildings,and oil and gas pipelines directly determines the service life and safety of the structure,the importance of which cannot be minimized.In welding-re- lated research,the toughness of the welding heat-affected zone is a key issue.This zone experiences temperatures as high as 1400C. thereby causing the formation of coarse austenite grains.If the welding parameters are improperly controlled,microstructure refinement cannot be achieved by subsequent phase transformation,which results in decreased impact toughness.Multi-pass welding is even more complex,with the secondary heat input affecting the coarse-grain zone formed during the previous pass.This results in the formation of necklace-type M-A constituents,which also lead to deterioration in toughness.In this paper,the relevant research results were sum- marized with regarding the welding heat-affected zone and it was discuss that the composition of the parent material,the second phase, the welding process,and other factors effect the microstructures and properties of the heat-affected zone.This paper also offers ideas for improving the welding performance of large steel structures in low-temperature service circumstances. KEY WORDS low-alloy steel;welding;heat-affected zone (HAZ);microstructure M-A;toughness 随着我国钢铁工业的快速发展，钢材的强度等级 和EQ43级别提升到了EQ56和EQ70,管线钢从X65 在不断提升，例如海洋工程用钢的强度已经从EH36 提升到了X80,甚至X100,建筑和工程机械用钢也达 收稿日期：2016-12-19

工程科学学报,第 39 卷,第 5 期:643鄄鄄654,2017 年 5 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 39, No. 5: 643鄄鄄654, May 2017 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2017. 05. 001; http: / / journals. ustb. edu. cn 低合金钢焊接热影响区的微观组织和韧性研究进展 李秀程1) , 李学达2) , 王学林1) , 夏佃秀3) , 王学敏1) , 尚成嘉1) 苣 1) 北京科技大学钢铁共性技术协同创新中心, 北京 100083 2) 中国石油大学机电工程学院, 青岛 266580 3) 济南大学机械工程学院, 济南 250022 苣 通信作者, E鄄mail: cjshang@ ustb. edu. cn 摘 要 对钢结构而言,诸如海洋平台、船舶、桥梁、建筑和油气管线等,焊接后的性能直接决定了其服役寿命和安全性,重要 性不言而喻. 在针对焊接相关问题的研究中,焊接热影响区的韧性提升一直是重点和难点. 焊接热影响区会经历高达 1400 益的高温,从而形成粗大的奥氏体晶粒,如果焊接参数控制不当,不能通过后续冷却过程中的相变细化组织,就会造成韧性的 降低. 而多道次焊接的情况更为复杂,前一道次形成的粗晶区还会在后续焊接过程中经历二次热循环,从而形成链状 M鄄鄄A, 造成韧性的急剧下降. 本文旨在对一些现有焊接热影响区的相关研究结果进行总结,探讨母材的成分、第二相及焊接工艺等 因素对热影响区微观组织和性能的影响,为低温环境服役的大型钢结构的焊接性能改善提供一些设计思路. 关键词 低合金钢; 焊接; 热影响区(HAZ); 显微组织; M鄄鄄A; 韧性 分类号 TG401 Research progress on microstructures and toughness of welding heat鄄affected zone in low鄄alloy steel LI Xiu鄄cheng 1) , LI Xue鄄da 2) , WANG Xue鄄lin 1) , XIA Dian鄄xiu 3) , WANG Xue鄄min 1) , SHANG Cheng鄄jia 1) 苣 1) Collaborative Innovation Center of Steel Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) College of Mechanical and Electronic Engineering, China University of Petroleum, Qingdao 266580, China 3) School of Mechanical Engineering, University of Jinan, Jinan 250022, China 苣 Corresponding author, E鄄mail: cjshang@ ustb. edu. cn ABSTRACT The welding performance of steel structures such as offshore platforms, ships, bridges, buildings, and oil and gas pipelines directly determines the service life and safety of the structure, the importance of which cannot be minimized. In welding鄄re鄄 lated research, the toughness of the welding heat鄄affected zone is a key issue. This zone experiences temperatures as high as 1400 益 , thereby causing the formation of coarse austenite grains. If the welding parameters are improperly controlled, microstructure refinement cannot be achieved by subsequent phase transformation, which results in decreased impact toughness. Multi鄄pass welding is even more complex, with the secondary heat input affecting the coarse鄄grain zone formed during the previous pass. This results in the formation of necklace鄄type M鄄鄄A constituents, which also lead to deterioration in toughness. In this paper, the relevant research results were sum鄄 marized with regarding the welding heat鄄affected zone and it was discuss that the composition of the parent material, the second phase, the welding process, and other factors effect the microstructures and properties of the heat鄄affected zone. This paper also offers ideas for improving the welding performance of large steel structures in low鄄temperature service circumstances. KEY WORDS low鄄alloy steel; welding; heat鄄affected zone (HAZ); microstructure ; M鄄鄄A; toughness 收稿日期: 2016鄄鄄12鄄鄄19 随着我国钢铁工业的快速发展,钢材的强度等级 在不断提升,例如海洋工程用钢的强度已经从 EH36 和 EQ43 级别提升到了 EQ56 和 EQ70,管线钢从 X65 提升到了 X80,甚至 X100,建筑和工程机械用钢也达

·644· 工程科学学报，第39卷，第5期 到了690MPa级甚至更高.虽然应用更高强度的钢材 0.4 在理论上具有减少用量，减轻结构自重，降低综合建造 成本等优势，但是钢材用量减少的同时也必然意味着 Ⅱ区（一定条件下 0.3 焊接可不冷裂) 要对钢结构的设计和施工提出更为严苛的要求，以保 Ⅲ区 证其服役寿命和服役安全.焊接作为钢铁材料应用的 1950:50级别 (高冷裂敏感性) 关键技术，直接决定了钢铁产品能否可以安全可靠地 0.2 应用于工程结构的建造.虽然长期以来科技工作者针 1960:50级别 高屈服强度：80级钢 对钢铁材料的焊接工艺及性能进行了大量的研究，但 I区（冷裂纹 是随着钢铁材料自身的发展和强度的提升，材料成分 不敏感， ○1980：80级别 100级高强度低合金钢 和微观组织设计都发生了变化，结构的设计和施工方 1980:100级别 超低碳贝氏体钢 案也会随之有所改变，所以仍然暴露出来不少新的问 0.3 0.4 0.50.60.7 1.0 题，其中焊接热影响区(heat affected zone,HAZ)的韧 碳当量/% 性问题尤为突出.本文旨在对一些现有焊接热影响区 图1热彩响区冷裂纹敏感性及1950一1990年不同级别钢的发 的相关研究结果进行总结，探讨母材的成分、第二相及 展变化情况山 焊接工艺等因素对热影响区微观组织和性能的影响， Fig.I Cold cracking sensitivity of heat-affected zone and the devel- 为低温条件服役大型钢结构的焊接性能提升提供一些 opment of different grades of steel from 1950 to1990] 设计思路 续变化的区域[6-)]，从焊缝/熔合线到母材所经历的最 高温度连续递减，按组织特征可以将焊接热影响区分 1焊接热影响区显微组织与韧性 为粗晶热影响区(coarse grained heat affected zone, 通常对低合金钢焊接的认识更多地是考虑控制成 CGHAZ)、细晶热影响区(fine grained HAZ,FGHAZ) 分以降低母材的焊接冷裂纹敏感性，低合金高强度钢 和临界热影响区(inter-.critically reheated HAZ, 焊接后热影响区冷裂纹的敏感性和钢中碳含量以及计 ICHAZ)等，图2给出了一种典型的管线钢的焊接热影 算的碳当量有着密切的关系[口，按冷裂纹敏感性可将 响区组织分布特征及其形成所经历的热循环过程. 钢的成分分成三个区域，如图1所示.当钢中的碳含 在碳含量或者碳当量较高的合金体系中，母材的 量较低时，即位于区域I时，碳当量的影响并不明显， 淬透性较强，热影响区粗晶区容易产生马氏体，从而导 即使碳当量较高时，钢材仍具有优良的焊接性能.由 致韧性下降，因此粗晶区易成为单道次焊接热影响区 此可见，大幅度降低钢的碳含量是解决焊接冷裂纹的 的薄弱环节2-.而对低碳低合金钢而言，在热输入量 有效途径，也正是由于这一理论的指引，低/超低碳贝 较低的情况下粗晶区组织主要为针状铁素体、粒状贝 氏体钢获得了飞速发展.对于低/超低碳贝氏体钢而 氏体及板条贝氏体或以上几种相的复合组织8-)，韧 言，组织强化的作用是主要的，而固溶强化的影响相对 性较高.不过当热输人量较大时，低碳低合金钢粗晶 较小.因此，虽然近年来多数结构钢的碳含量与碳当 区中冷速较低，极易导致大量多边形铁素体及脆性M- 量不断降低，但是通过采用组织细化和析出强化等措 A生成，严重损害冲击韧性).因此，在低碳低合金钢 施，钢材的强度级别却持续提高.通过自五十年代到 进行大热输入量焊接时，要采取适当措施避免冷速过 九十年代钢铁材料发展的轨迹可见，不仅钢材的强度 慢而造成含M-A脆性区的形成 级别不断提升，同时通过降低碳含量和碳当量，钢的焊 在双道次焊接和多道次焊接过程中，由于道次之 接性能也在不断改善。 间热循环作用，使焊接热影响区的组织构成变得较为 如今，钢结构对焊接韧性的要求更加严苛，并且应 复杂.由于受到两道次焊接的热循环作用，焊接热影 用于低温地区的需求越来越迫切，例如建设于中亚和 响区产生了多种差别较大的组织，依据组织的差异分 俄罗斯地区的管线工程对焊后韧性的测试温度降至 别命名为)：粗晶热影响区、细晶热影响区、临界热 -45℃：海洋平台用钢F级的测试温度已经达到了 影响区、临界粗晶热影响区(inter-.critically reheated -60℃，但是应用于极地区域时测试温度还会进一步 coarse grained HAZ,ICCGHAZ)、超临界粗晶热影响区 降低，所以对钢材焊接性能要求已经不再局限在避免 super-critically reheated coarse grained HAZ, 焊接冷裂纹，而更多地关注在焊接缝及热影响区的组 SCCGHAZ)、二次粗晶热影响区(secondary coarse 织调控上·目前国内外焊接工程的一个难题就是焊接 grained HAZ,CGHAZ')、二次细晶热影响区(secondary 热影响区由于存在局部脆性区，从而导致整个热影响 fine grained HAZ,FGHAZ')和二次临界热影响区 区的韧性严重恶化2-] (secondary inter-critically reheated HAZ,ICHAZ'). 对单道次焊接而言，焊接热影响区是一个组织连 不同区域所经历的热循环次数、峰值温度及冷速等各

工程科学学报,第 39 卷,第 5 期 到了 690 MPa 级甚至更高. 虽然应用更高强度的钢材 在理论上具有减少用量,减轻结构自重,降低综合建造 成本等优势,但是钢材用量减少的同时也必然意味着 要对钢结构的设计和施工提出更为严苛的要求,以保 证其服役寿命和服役安全. 焊接作为钢铁材料应用的 关键技术,直接决定了钢铁产品能否可以安全可靠地 应用于工程结构的建造. 虽然长期以来科技工作者针 对钢铁材料的焊接工艺及性能进行了大量的研究,但 是随着钢铁材料自身的发展和强度的提升,材料成分 和微观组织设计都发生了变化,结构的设计和施工方 案也会随之有所改变,所以仍然暴露出来不少新的问 题,其中焊接热影响区( heat affected zone, HAZ)的韧 性问题尤为突出. 本文旨在对一些现有焊接热影响区 的相关研究结果进行总结,探讨母材的成分、第二相及 焊接工艺等因素对热影响区微观组织和性能的影响, 为低温条件服役大型钢结构的焊接性能提升提供一些 设计思路. 1 焊接热影响区显微组织与韧性 通常对低合金钢焊接的认识更多地是考虑控制成 分以降低母材的焊接冷裂纹敏感性,低合金高强度钢 焊接后热影响区冷裂纹的敏感性和钢中碳含量以及计 算的碳当量有着密切的关系[1] ,按冷裂纹敏感性可将 钢的成分分成三个区域,如图 1 所示. 当钢中的碳含 量较低时,即位于区域玉时,碳当量的影响并不明显, 即使碳当量较高时,钢材仍具有优良的焊接性能. 由 此可见,大幅度降低钢的碳含量是解决焊接冷裂纹的 有效途径,也正是由于这一理论的指引,低/ 超低碳贝 氏体钢获得了飞速发展. 对于低/ 超低碳贝氏体钢而 言,组织强化的作用是主要的,而固溶强化的影响相对 较小. 因此,虽然近年来多数结构钢的碳含量与碳当 量不断降低,但是通过采用组织细化和析出强化等措 施,钢材的强度级别却持续提高. 通过自五十年代到 九十年代钢铁材料发展的轨迹可见,不仅钢材的强度 级别不断提升,同时通过降低碳含量和碳当量,钢的焊 接性能也在不断改善. 如今,钢结构对焊接韧性的要求更加严苛,并且应 用于低温地区的需求越来越迫切,例如建设于中亚和 俄罗斯地区的管线工程对焊后韧性的测试温度降至 - 45 益 ;海洋平台用钢 F 级的测试温度已经达到了 - 60 益 ,但是应用于极地区域时测试温度还会进一步 降低,所以对钢材焊接性能要求已经不再局限在避免 焊接冷裂纹,而更多地关注在焊接缝及热影响区的组 织调控上. 目前国内外焊接工程的一个难题就是焊接 热影响区由于存在局部脆性区,从而导致整个热影响 区的韧性严重恶化[2鄄鄄5] . 对单道次焊接而言,焊接热影响区是一个组织连 图 1 热影响区冷裂纹敏感性及 1950—1990 年不同级别钢的发 展变化情况[1] Fig. 1 Cold cracking sensitivity of heat鄄affected zone and the devel鄄 opment of different grades of steel from 1950 to 1990 [1] 续变化的区域[6鄄鄄7] ,从焊缝/ 熔合线到母材所经历的最 高温度连续递减,按组织特征可以将焊接热影响区分 为粗 晶 热 影 响 区 ( coarse grained heat affected zone, CGHAZ)、细晶热影响区( fine grained HAZ, FGHAZ) 和 临 界 热 影 响 区 ( inter鄄critically reheated HAZ, ICHAZ)等,图 2 给出了一种典型的管线钢的焊接热影 响区组织分布特征及其形成所经历的热循环过程. 在碳含量或者碳当量较高的合金体系中,母材的 淬透性较强,热影响区粗晶区容易产生马氏体,从而导 致韧性下降,因此粗晶区易成为单道次焊接热影响区 的薄弱环节[2鄄鄄4] . 而对低碳低合金钢而言,在热输入量 较低的情况下粗晶区组织主要为针状铁素体、粒状贝 氏体及板条贝氏体或以上几种相的复合组织[8鄄鄄10] ,韧 性较高. 不过当热输入量较大时,低碳低合金钢粗晶 区中冷速较低,极易导致大量多边形铁素体及脆性 M鄄鄄 A 生成,严重损害冲击韧性[11] . 因此,在低碳低合金钢 进行大热输入量焊接时,要采取适当措施避免冷速过 慢而造成含 M鄄鄄A 脆性区的形成. 在双道次焊接和多道次焊接过程中,由于道次之 间热循环作用,使焊接热影响区的组织构成变得较为 复杂. 由于受到两道次焊接的热循环作用,焊接热影 响区产生了多种差别较大的组织,依据组织的差异分 别命名为[12鄄鄄13] :粗晶热影响区、细晶热影响区、临界热 影响区、临 界 粗 晶 热 影 响 区 ( inter鄄critically reheated coarse grained HAZ, ICCGHAZ)、超临界粗晶热影响区 ( super鄄critically reheated coarse grained HAZ, SCCGHAZ)、二 次 粗 晶 热 影 响 区 ( secondary coarse grained HAZ, CGHAZ忆)、二次细晶热影响区(secondary fine grained HAZ, FGHAZ忆) 和 二 次 临 界 热 影 响 区 (secondary inter鄄critically reheated HAZ, ICHAZ忆) 等. 不同区域所经历的热循环次数、峰值温度及冷速等各 ·644·

李秀程等：低合金钢焊接热影响区的微观组织和韧性研究进展 ·645· 温度℃ 最高温度 焊缝金属一一 熔化温度 一一熔合区一一 粗品粒区（过热区） 1200 正火温度 正火区相变重结晶区，一 完全奥氏体 1000 转变温度 3 不完全重结品区 800 时效熔化区 奥氏体转变 600 开始温度 11 400 母材200 最高加热温度 0.20.5 05101520 25 碳含量（质量分数）% 时间/s b (c) :.2 熔合线 焊缝 热影响区 母材 图2管线钢焊接热影响区的组织分布特征].(a)焊接热影响区组织分布：(b)Fe-C状态图：()不同区域对应的热循环过程 Fig.2 Microstructure distribution characteristics of heat-affected zone of pipeline steel welding7]:(a)microstructure distribution of heat-affected zone;(b)Fe-C phase diagram;(c)thermal cycle process in different zones 不相同，导致产生的组织结构较为复杂，性能各异. 热到两相区而形成.所以该区域的组织更为复杂，并 图3和图4为一种X100管线钢双面直缝埋弧焊焊接 会造成不同位置冲击韧性的波动和差异.i等2)]通 接头的宏观形貌和各个亚区的微观组织照片， 过在X100管线钢双面埋弧焊等效熔合线和等效热 在低碳低合金钢中，一般认为临界粗晶区 影响区位置取样测试并进行对比研究，发现取样位 (ICCGHAZ)是焊后韧性最差的区域[u.4-2o],该区域 置的微小变化会造成韧性的显著差异：如果冲击试 组织由粗大的原奥氏体晶粒和沿晶界连续分布的 样的V型缺口处于等效熔合线位置，那么断裂面所 M-A组元（链状M-A)构成.临界粗晶热影响区在 经过的区域为：粗晶区、二次细晶区、临界粗晶区和 单道次焊接中不会产生，而是在双/多道次焊接中， 焊缝金属：如果冲击试样的V型缺口处于等效热影 由于道次之间交互热循环作用，使粗晶区被二次加 响区位置，那么断裂面所经过的区域为：粗晶区、细 第二道次 (外道次) 熔合线 粗品区 临界区 潮品区 二次细品区 二次临界区 二次相品区 超临界粗品区 临界区 细品区 临界粗品区 粗品区 临界纸品区 第一道次 (内道次) 4 mm 图3X100管线钢双面直缝埋孤焊焊接接头的宏观形貌照片[] Fig.3 Macro-morphology(]of double-pass welded joint of X100 pipeline steel with longitudinal submerged are welding

李秀程等: 低合金钢焊接热影响区的微观组织和韧性研究进展 图 2 管线钢焊接热影响区的组织分布特征[7] . (a) 焊接热影响区组织分布; (b) Fe鄄鄄C 状态图; (c) 不同区域对应的热循环过程 Fig. 2 Microstructure distribution characteristics of heat鄄affected zone of pipeline steel welding [7] : ( a) microstructure distribution of heat鄄affected zone; (b) Fe鄄鄄C phase diagram; (c) thermal cycle process in different zones 不相同,导致产生的组织结构较为复杂,性能各异. 图 3 和图 4 为一种 X100 管线钢双面直缝埋弧焊焊接 接头的宏观形貌和各个亚区的微观组织照片. 图 3 X100 管线钢双面直缝埋弧焊焊接接头的宏观形貌照片[12] Fig. 3 Macro鄄morphology [12] of double鄄pass welded joint of X100 pipeline steel with longitudinal submerged arc welding 在低 碳 低 合 金 钢 中, 一 般 认 为 临 界 粗 晶 区 ( ICCGHAZ)是焊后韧性最差的区域[11,14鄄鄄20] ,该区域 组织由粗大的原奥氏体晶粒和沿晶界连续分布的 M鄄鄄A 组元(链状 M鄄鄄 A) 构成. 临界粗晶热影响区在 单道次焊接中不会产生,而是在双 / 多道次焊接中, 由于道次之间交互热循环作用,使粗晶区被二次加 热到两相区而形成. 所以该区域的组织更为复杂,并 会造成不同位置冲击韧性的波动和差异. Li 等[21] 通 过在 X100 管线钢双面埋弧焊等效熔合线和等效热 影响区位置取样测试并进行对比研究,发现取样位 置的微小变化会造成韧性的显著差异:如果冲击试 样的 V 型缺口处于等效熔合线位置,那么断裂面所 经过的区域为:粗晶区、二次细晶区、临界粗晶区和 焊缝金属;如果冲击试样的 V 型缺口处于等效热影 响区位置,那么断裂面所经过的区域为:粗晶区、细 ·645·

·646· 工程科学学报，第39卷，第5期 图4X100管线钢双面直缝埋弧焊焊接接头的微观组织照片[)].(a)母材：(b)粗品热影响区：(c)细品热影响区：(d)临界热影响区： (e)临界粗晶热影响区：()焊缝金属 Fig.4 Microstructures(]of double-pass welded joint of X100 pipeline steel with longitudinal submerged are welding:(a)base metal;(b) CGHAZ:(c)FGHAZ:(d)ICHAZ:(e)ICCGHAZ:(f)weld metal 晶区和二次临界区.两者所经过的区域组织差异主 明显在等效熔合线开口的试样中冲击裂纹更容易形 要在二次临界区、二次细晶区以及临界粗晶区，如图 成和扩展，如图6所示. 5所示.临界粗晶区中的脆性组织决定了二者韧性 一股认为链状M-A是造成临界粗晶区韧性下降 的差异：等效热影响区开口试样的断裂面并没有经 的主要原因，但是关于其机理却众说纷纭.Li和Baker 过临界粗晶区，所以裂纹形成和扩展较难，韧性断口 提出M-A断裂和M-A与基体的分离都能成为脆性裂 占全部断裂面积的40%，冲击功较高：而临界粗晶区 纹形核的中心，如图7所示[uo].Davis及King在对焊 在熔合线开口试样中所占比例较高，其断口几乎全 接热影响区组织中链状M-A的研究中，直接地观察到 部为脆性，冲击功较低.冲击过程中记录的载荷-位 了M-A与基体分离现象，并且提出了四种M-A的致 移曲线也反映出了断裂过程中裂纹扩展的情况，很 裂机制[]， a 等效热彩响区等效熔合线 用品区 焊缝金属 粗品区+焊缝金风 细品区 粗品区 二次临界区 二次维品区 临界粗品区 留品区 临界用品区 粗区 粗品区 焊缝金属 2mm 等效熔合线处断口 2mm 图5等效熔合线和等效热影响区Charpy冲击测试开口位置(a)和等效熔合线处断口形貌与所处位置的对应示意图(b)【2) Fig.5 Schematic diagram of the V notch position of the Charpy impact test on the equivalent fusion line (a)and equivalent HAZ and the fracture surface and correlated position of the equivalent fusion-line impact test sample (b)(21]

工程科学学报,第 39 卷,第 5 期 图 4 X100 管线钢双面直缝埋弧焊焊接接头的微观组织照片[13] . (a) 母材; (b) 粗晶热影响区; (c) 细晶热影响区; (d) 临界热影响区; (e)临界粗晶热影响区; (f) 焊缝金属 Fig. 4 Microstructures [13] of double鄄pass welded joint of X100 pipeline steel with longitudinal submerged arc welding: ( a) base metal; ( b) CGHAZ; (c) FGHAZ; (d) ICHAZ; (e) ICCGHAZ; (f) weld metal 晶区和二次临界区. 两者所经过的区域组织差异主 要在二次临界区、二次细晶区以及临界粗晶区,如图 图 5 等效熔合线和等效热影响区 Charpy 冲击测试开口位置(a)和等效熔合线处断口形貌与所处位置的对应示意图(b) [21] Fig. 5 Schematic diagram of the V notch position of the Charpy impact test on the equivalent fusion line (a) and equivalent HAZ and the fracture surface and correlated position of the equivalent fusion鄄line impact test sample (b) [21] 5 所示. 临界粗晶区中的脆性组织决定了二者韧性 的差异:等效热影响区开口试样的断裂面并没有经 过临界粗晶区,所以裂纹形成和扩展较难,韧性断口 占全部断裂面积的 40% ,冲击功较高;而临界粗晶区 在熔合线开口试样中所占比例较高,其断口几乎全 部为脆性,冲击功较低. 冲击过程中记录的载荷鄄鄄 位 移曲线也反映出了断裂过程中裂纹扩展的情况,很 明显在等效熔合线开口的试样中冲击裂纹更容易形 成和扩展,如图 6 所示. 一般认为链状 M鄄鄄A 是造成临界粗晶区韧性下降 的主要原因,但是关于其机理却众说纷纭. Li 和 Baker 提出 M鄄鄄A 断裂和 M鄄鄄A 与基体的分离都能成为脆性裂 纹形核的中心,如图 7 所示[16] . Davis 及 King 在对焊 接热影响区组织中链状 M鄄鄄A 的研究中,直接地观察到 了 M鄄鄄A 与基体分离现象,并且提出了四种 M鄄鄄A 的致 裂机制[19] : ·646·

李秀程等：低合金钢焊接热影响区的微观组织和韧性研究进展 ·647· (a) 粗晶区 粗晶区 (b) 焊缝+粗晶区 临界粗晶区 5%韧性 40%韧性 剪切唇 60%脆性 95%脆性 2 mm 等效热影响区断口 2 mm 等效熔合线断口 等效热影响区 3 等效熔合线 120 100 E 0 E E 60 E 40 E E 10 位移mm (E,一起裂功：E2一裂纹扩展功：E3一脆性裂纹扩展吸收功：E4一断后功：P一最高载荷： P一脆性裂纹开始扩展时的载荷：P一脆性裂纹止裂时的载荷) 图6等效熔合线断口的宏观形貌(a)和等效热影响区位置断口的宏观形貌(b)及位移-载荷曲线(c)2)] Fig.6 Fracture surfaces of equivalent fusion line (a)and equivalent heat affected zone (b)and instrumented Charpy impact load-deflection curves (e)2】 b I um 注：一裂纹萌生：C一裂纹 图7M-A与微裂纹形成.(a)M-A的断裂；(b)M-A与基体分离[16 Fig.7 M-A and formation of micro-cracks:(a)fracture of M-A;(b)separation of M-A and base metal(] (1)M-A自身为脆性相，易于开裂从而引发裂纹 (2)相变时在基体中形成的残余拉应力，利于解 的萌生； 理断裂的发生：

李秀程等: 低合金钢焊接热影响区的微观组织和韧性研究进展 (E1—起裂功;E2—裂纹扩展功;E3—脆性裂纹扩展吸收功;E4—断后功;Pm—最高载荷; Pf—脆性裂纹开始扩展时的载荷;Pa—脆性裂纹止裂时的载荷) 图 6 等效熔合线断口的宏观形貌(a)和等效热影响区位置断口的宏观形貌(b)及位移鄄鄄载荷曲线(c) [21] Fig. 6 Fracture surfaces of equivalent fusion line (a) and equivalent heat affected zone (b) and instrumented Charpy impact load鄄鄄deflection curves (c) [21] 注:I—裂纹萌生; C—裂纹 图 7 M鄄鄄A 与微裂纹形成. (a) M鄄鄄A 的断裂; (b) M鄄鄄A 与基体分离[16] Fig. 7 M鄄鄄A and formation of micro鄄cracks: (a) fracture of M鄄鄄A; (b) separation of M鄄鄄A and base metal [16] (1) M鄄鄄A 自身为脆性相,易于开裂从而引发裂纹 的萌生; (2) 相变时在基体中形成的残余拉应力,利于解 理断裂的发生; ·647·

648· 工程科学学报，第39卷，第5期 (3)M-A相对周围的铁素体基体有着更高的硬 性检测结果表明，在重加热区焊缝金属低温韧性会有 度，容易在周围的基体中形成应力集中，从而有利于解 大幅度波动，且以焊缝临界热影响区(WM-IC),焊缝 理断裂的发生； 临界粗晶热影响区(WM-ICCG)和焊缝二次临界粗晶 (4)M-A和周围铁素体的边界处形成微裂纹. 热影响区(WM-ICCG')最为严重.其区别是焊缝临界 其他学者的研究结果也分别支持了这四种M-A 热影响区中M-A主要沿原始柱状晶晶界分布，而焊缝 的致裂机制[2-2】.虽然这方面的研究结果很多，但是 临界粗晶热影响区中M-A主要沿前道次热循环过程 中形成的原奥氏体晶界分布，但二者的形貌尺寸差异 仍然很难建立起M-A和韧性的定量关系，因为M-A 不大.此外，二者的显微硬度均显著高于焊缝金属中 自身是具有亚结构的四，所以每一个M-A的构成都 铁素体组织硬度，易于导致低温冲击韧性降低.而在 不尽相同，在微观上进行定量化统计表征的难度非常 经过多次热循环后，焊缝金属中链状M-A发生分解形 大，加之体积、尺寸、分布位置和基体的影响，所以目前 成回火M-A和碳化物的组织，所以焊缝二次临界粗晶 尚未找到有效的办法来建立M-A与韧性的定量化 热影响区的韧性通常会略有改善.总体而言，多道次 关系 焊接的热影响区是多次热循环的叠加的，因此焊缝和 多道次焊接的情况相比双道次焊接而言则更为复 母材都会形成临界粗晶热影响区和二次临界粗晶热影 杂，图8给出一种典型多层多道焊焊接接头形貌及焊 响区，更容易造成局部冲击韧性的恶化 缝金属各个微区组织分布示意图与相应冲击韧性.研 究结果表明，在焊缝金属中同样会出现类似母材焊接 2组织调控与焊接热影响区韧性改善 热影响区的重加热区，且组织分布更为复杂.冲击韧 焊接热影响区的韧性很大程度上是由其显微组织 母材HAZ 焊缝 HAZ母材 WECG WM-CG:焊缝粗晶区 WM-FG WM-FG:焊缝细晶区 WM-IG WM-C:焊缝临界区 WM-ICCG 女CGHAZ WM-ICCG:焊缝临界粗晶区 WM-ICCG ICCGHAZ WM-ICCG':焊缝二次临界 -FGHAZ 精晶区 ICHAZ WWM-C:中心焊缝 WM-0:外层焊缝 埋弧焊 热出入量：45.9kcm 层间温度：130℃ 130 300 (b) 290 110 100 280 90 270 260 M 250 40 240 WM-C WM-0 WM-CG WM-FG WM-I WM-ICCG M-ICCG' 微区类型 图8多层多道焊焊缝金属各个微区分布示意图与力学性能.(a)微区划分示意图：(b)冲击性能 Fig.8 Distribution diagram and mechanical properties of various micro-zones in multi-pass weld metal:(a)distribution diagram of micro-zone:(b) impact toughness

工程科学学报,第 39 卷,第 5 期 (3) M鄄鄄A 相对周围的铁素体基体有着更高的硬 度,容易在周围的基体中形成应力集中,从而有利于解 理断裂的发生; (4) M鄄鄄A 和周围铁素体的边界处形成微裂纹. 其他学者的研究结果也分别支持了这四种 M鄄鄄 A 的致裂机制[22鄄鄄24] . 虽然这方面的研究结果很多,但是 仍然很难建立起 M鄄鄄A 和韧性的定量关系,因为 M鄄鄄A 自身是具有亚结构的[11] ,所以每一个 M鄄鄄 A 的构成都 不尽相同,在微观上进行定量化统计表征的难度非常 大,加之体积、尺寸、分布位置和基体的影响,所以目前 尚未找到有效的办法来建立 M鄄鄄 A 与韧性的定量化 关系. 图 8 多层多道焊焊缝金属各个微区分布示意图与力学性能 郾 (a) 微区划分示意图; (b) 冲击性能 Fig. 8 Distribution diagram and mechanical properties of various micro鄄zones in multi鄄pass weld metal: (a) distribution diagram of micro鄄zone; (b) impact toughness 多道次焊接的情况相比双道次焊接而言则更为复 杂,图 8 给出一种典型多层多道焊焊接接头形貌及焊 缝金属各个微区组织分布示意图与相应冲击韧性. 研 究结果表明,在焊缝金属中同样会出现类似母材焊接 热影响区的重加热区,且组织分布更为复杂. 冲击韧 性检测结果表明,在重加热区焊缝金属低温韧性会有 大幅度波动,且以焊缝临界热影响区(WM鄄鄄 IC),焊缝 临界粗晶热影响区(WM鄄鄄ICCG)和焊缝二次临界粗晶 热影响区(WM鄄鄄ICCG忆)最为严重. 其区别是焊缝临界 热影响区中 M鄄鄄A 主要沿原始柱状晶晶界分布,而焊缝 临界粗晶热影响区中 M鄄鄄A 主要沿前道次热循环过程 中形成的原奥氏体晶界分布,但二者的形貌尺寸差异 不大. 此外,二者的显微硬度均显著高于焊缝金属中 铁素体组织硬度,易于导致低温冲击韧性降低. 而在 经过多次热循环后,焊缝金属中链状 M鄄鄄A 发生分解形 成回火 M鄄鄄A 和碳化物的组织,所以焊缝二次临界粗晶 热影响区的韧性通常会略有改善. 总体而言,多道次 焊接的热影响区是多次热循环的叠加的,因此焊缝和 母材都会形成临界粗晶热影响区和二次临界粗晶热影 响区,更容易造成局部冲击韧性的恶化. 2 组织调控与焊接热影响区韧性改善 焊接热影响区的韧性很大程度上是由其显微组织 ·648·

李秀程等：低合金钢焊接热影响区的微观组织和韧性研究进展 ·649· 决定的，那么通过调控焊接热影响区的组织，可以使焊 110 接热影响区的韧性得到极大程度的改善，本节将分别 105 从奥氏体晶粒细化，相变后组织细化和调控M-A三个 方面对焊接热影响区组织调控的研究进展加以论述 2.1奥氏体晶粒细化对焊接热影响区韧性的影响 95 焊接热影响区奥氏体晶粒尺寸主要受焊接热循环 的峰值温度[s,25]、热输入量/冷速[Ⅲ，]、母材合金成分/ 第二相[s,2-]的影响.通常认为奥氏体晶粒的细化可 85 以改善焊接热影响区，特别是粗晶区的韧性，而且在 9001000.110012001300 双/多道次焊接时对临界粗晶区同样有效[3]，如图9 奥氏体化温度℃ 所示，当一次热循环的峰值温度在1100~1300℃范围 图10HSLA100钢-20℃的Charpy冲击功与奥氏体化温度的关 内，峰值温度越低则奥氏体晶粒越细小，在经过第二次 系3刘 760℃的热循环后，虽然都出现了链状M-A,但是奥氏 Fig.10 Curve of -20 C Charpy impact energy of HSLA100 steel 体晶粒细小的样品仍然可以获得较高的冲击功 vs austenitizing temperature34) 250 热输入量(20kJ·©m1)可使得焊接粗晶热影响区的冲 ⑧最小单值 击韧性达到最佳[如].在原奥氏体晶粒大小相同的条 200 ☑平均值 件下，相变后大角晶界密度是冲击韧性的主要控制因 1s0 素.通过晶体学分析发现大角晶界的主要来源是原奥 晶体学packet内的贝恩组分布.调整热输入量可以使 100 属于不同Bain组的变体间隔分布[4)，从而获得高密度 且均匀分布的大角晶界 除了控制焊接工艺参数，人们也一直在寻找其他 途径使焊后组织获得更高密度的大角度晶界.20世纪 1100 1200 300 第一道次蜂值温度℃ 七十年代，科学家们开始注意到焊缝金属中的夹杂物 图9冲击韧性与一次热输入峰值温度的关系[】 可以改变焊缝的组织结构，Harrsion和Farrar]通过研 Fig.9 Relationship of Charpy impact toughness and first-pass peak 究HSLA钢焊接组织时发现氧化物夹杂能诱发晶内铁 temperature[] 素体，从而提高焊缝的韧性和强度.1990年日本冶金 界学者提出了“氧化物治金”技术思想，即通过在钢中 但是在某些情况下也并非如此.由洋等34通过 形成较细的（颗粒直径<3um)均匀分布的成分可控 研究一种HSLA100钢中奥氏体化温度对韧性的影响 的高熔点氧化物夹杂，利用这些氧化物夹杂物在钢的 时发现，在850~1300℃范围内奥氏体晶粒尺寸是随 焊接冷却过程中诱导晶内针状铁素体(intragranular 温度上升单调递增的，但是最佳韧性的峰值却出现在 acicular ferrite,IAF)形核.通过三维重构可以发现，针 1000℃附近，如图10所示.造成这个现象的原因是在 状铁素体的立体结构为发散的板条状[g-],如图12 特定冷速下，奥氏体的尺寸影响了相变，从而造成大角 所示，这些不规则而且针状铁素体先于贝氏体形成，相 度晶界和M-A组元的差异，所以这说明研究奥氏体晶 互联接或通到奥氏体边界，在空间上把奥氏体分割成 粒尺寸对韧性的影响很大程度上还要考虑到后续相变 过程的影响. 了很多独立的区域，而随后贝氏体才会在奥氏体晶界 2.2相变组织细化对焊接热影响区韧性的影响 上形核并向原奥氏体内部生长，遇到针状铁素体会停 既然奥氏体晶粒的尺寸不能完全反映出钢铁材料 止生长.由于针状铁素体是在原奥氏体晶内的夹杂物 的韧性性能，那么科学家们一直在寻找可以有效反映 上形核并长大的，且同一夹杂物上形核的针状铁素体 出韧性性能指标的组织表征参量.2O00年，Lambert 具有生成同一种取向的趋势[)，而后的贝氏体相变是 等3]发现，钢中的裂纹在大角晶界处被明显抑制或发 优先在原奥氏体晶界上形核的，所以贝氏体和针状铁 生偏折，而小角晶界则对裂纹的扩展影响不大.关于 素体的取向一致的概率较低，一般二者之间会形成大 大/小角度晶界的界定一直以来被认为是10°~ 角度晶界[4]，可以阻碍裂纹的扩展，从而提高冲击韧 15[36-],而后续的研究结果发现，能够有效偏折裂纹 性【s-].虽然目前关于氧化物治金技术的典型工程应 的晶界其取向差绝大多数都在45以上[9-o].图11给 用实例的报道并不多见，但是这种技术所蕴含的思想 出了一种高Nb含量的X100管线钢，焊接时存在最佳 开创了一条提高钢材焊接接头质量的新途径

李秀程等: 低合金钢焊接热影响区的微观组织和韧性研究进展 决定的,那么通过调控焊接热影响区的组织,可以使焊 接热影响区的韧性得到极大程度的改善,本节将分别 从奥氏体晶粒细化,相变后组织细化和调控 M鄄鄄A 三个 方面对焊接热影响区组织调控的研究进展加以论述. 2郾 1 奥氏体晶粒细化对焊接热影响区韧性的影响 焊接热影响区奥氏体晶粒尺寸主要受焊接热循环 的峰值温度[8,25] 、热输入量/ 冷速[11,26] 、母材合金成分/ 第二相[8,27鄄鄄32]的影响. 通常认为奥氏体晶粒的细化可 以改善焊接热影响区,特别是粗晶区的韧性,而且在 双/ 多道次焊接时对临界粗晶区同样有效[33] ,如图 9 所示,当一次热循环的峰值温度在 1100 ~ 1300 益 范围 内,峰值温度越低则奥氏体晶粒越细小,在经过第二次 760 益的热循环后,虽然都出现了链状 M鄄鄄A,但是奥氏 体晶粒细小的样品仍然可以获得较高的冲击功. 图 9 冲击韧性与一次热输入峰值温度的关系[33] Fig. 9 Relationship of Charpy impact toughness and first鄄pass peak temperature [33] 但是在某些情况下也并非如此. 由洋等[34] 通过 研究一种 HSLA100 钢中奥氏体化温度对韧性的影响 时发现,在 850 ~ 1300 益 范围内奥氏体晶粒尺寸是随 温度上升单调递增的,但是最佳韧性的峰值却出现在 1000 益附近,如图 10 所示. 造成这个现象的原因是在 特定冷速下,奥氏体的尺寸影响了相变,从而造成大角 度晶界和 M鄄鄄A 组元的差异,所以这说明研究奥氏体晶 粒尺寸对韧性的影响很大程度上还要考虑到后续相变 过程的影响. 2郾 2 相变组织细化对焊接热影响区韧性的影响 既然奥氏体晶粒的尺寸不能完全反映出钢铁材料 的韧性性能,那么科学家们一直在寻找可以有效反映 出韧性性能指标的组织表征参量. 2000 年,Lambert 等[35]发现,钢中的裂纹在大角晶界处被明显抑制或发 生偏折,而小角晶界则对裂纹的扩展影响不大. 关于 大/ 小角 度 晶 界 的 界 定 一 直 以 来 被 认 为 是 10毅 ~ 15毅 [36鄄鄄38] ,而后续的研究结果发现,能够有效偏折裂纹 的晶界其取向差绝大多数都在 45毅以上[39鄄鄄40] . 图 11 给 出了一种高 Nb 含量的 X100 管线钢,焊接时存在最佳 图 10 HSLA100 钢 - 20 益的 Charpy 冲击功与奥氏体化温度的关 系[34] Fig. 10 Curve of - 20 益 Charpy impact energy of HSLA100 steel vs郾 austenitizing temperature [34] 热输入量(20 kJ·cm - 1 )可使得焊接粗晶热影响区的冲 击韧性达到最佳[40] . 在原奥氏体晶粒大小相同的条 件下,相变后大角晶界密度是冲击韧性的主要控制因 素. 通过晶体学分析发现大角晶界的主要来源是原奥 晶体学 packet 内的贝恩组分布. 调整热输入量可以使 属于不同 Bain 组的变体间隔分布[41] ,从而获得高密度 且均匀分布的大角晶界. 除了控制焊接工艺参数,人们也一直在寻找其他 途径使焊后组织获得更高密度的大角度晶界. 20 世纪 七十年代,科学家们开始注意到焊缝金属中的夹杂物 可以改变焊缝的组织结构,Harrsion 和 Farrar [42]通过研 究 HSLA 钢焊接组织时发现氧化物夹杂能诱发晶内铁 素体, 从而提高焊缝的韧性和强度. 1990 年日本冶金 界学者提出了“氧化物冶金冶技术思想,即通过在钢中 形成较细的(颗粒直径 < 3 滋m) 均匀分布的成分可控 的高熔点氧化物夹杂, 利用这些氧化物夹杂物在钢的 焊接冷却过程中诱导晶内针状铁素体( intragranular acicular ferrite, IAF)形核. 通过三维重构可以发现,针 状铁素体的立体结构为发散的板条状[43鄄鄄46] ,如图 12 所示,这些不规则而且针状铁素体先于贝氏体形成,相 互联接或通到奥氏体边界,在空间上把奥氏体分割成 了很多独立的区域,而随后贝氏体才会在奥氏体晶界 上形核并向原奥氏体内部生长,遇到针状铁素体会停 止生长. 由于针状铁素体是在原奥氏体晶内的夹杂物 上形核并长大的,且同一夹杂物上形核的针状铁素体 具有生成同一种取向的趋势[47] ,而后的贝氏体相变是 优先在原奥氏体晶界上形核的,所以贝氏体和针状铁 素体的取向一致的概率较低,一般二者之间会形成大 角度晶界[48] ,可以阻碍裂纹的扩展,从而提高冲击韧 性[48鄄鄄55] . 虽然目前关于氧化物冶金技术的典型工程应 用实例的报道并不多见,但是这种技术所蕴含的思想 开创了一条提高钢材焊接接头质量的新途径. ·649·

·650· 工程科学学报，第39卷，第5期 (b)8kJ-en 350 a 250 50 kJ- 0 10 20 3040 30 热输入量/依J·cm-) 图中黄线为大于45°晶界，绿线为15°-45°晶界，黑线为3°-15晶界 图11热输入量对X100管线钢粗品热影响区的韧性影响.(a)不同热输入量下焊接热影响区的韧性：(b)不同热出入量下焊接热影响区 的品界分布[幻 Fig.11 Influence of heat input on the CGHAZ toughness of X100 pipeline steel:(a)toughness of HAZ with different heat inputs;(b)distribution of grain boundary in HAZ with different heat inputs(] 20m 20 um 图12低碳低合金钢在610℃等温30s后冷却形成的针状铁素体二维组织形貌图(a)和三维组织形貌图(b)[4 Fig.12 Two-dimension morphology (a)and three-dimension morphology (b)of IAF formed with isothermal treatment at 610C in a low-carbon low alloyed stee44] 2.3M-A调控对焊接热影响区韧性的影响 M-A组元由于尺寸较大，并且分布连续，因此韧性很 前面已经讨论过M-A对韧性存在着不利的影响， 差，如图13所示.而随着温度的升高，M-A的尺寸有 特别是粗晶区存在的链状M-A对韧性的危害极大. 所减小，更关键的是分布变得更加离散，因此冲击韧性 得到改善.另外也可以推断出，在实际焊接热影响区 所以需要对M-A组织进行调控来改善焊接热影响区 中，对韧性危害最大的部分不是整个临界粗晶区，而是 韧性.调控M-A的方法有很多种，例如改变合金元素 在较低温度（接近Ac,温度）下形成的那一部分区域， 含量就可以改变M-A的形态.研究表明，通过增加合 也就是临界粗晶区中远离焊缝的区域.从另一个角度 金元素N的含量，可以降低转变温度区间，促进转变 看，其实还可以调控链状M-A形成区域，利用综合调 产物的均匀化，使逆转奥氏体区在冷却时发生均匀相 控道次间热输入量及道次间隔等参数，尽可能将链状 变，从而降低M-A的硬度，避免了局域硬化区的生成 M-A移到细晶区，增加M-A的形成位置，避免高串联 从而改善韧性.此外，还可以通过改变二次热循环的 度的M-A形成，从而提高焊接热影响区的低温冲击 温度实现对M-A形态的调控，Li等5]的研究结果表 韧性 明，在两相区间较低峰值温度(750~800℃)下形成的 总体而言，降低M-A对韧性的不利影响就是要减

工程科学学报,第 39 卷,第 5 期 图 11 热输入量对 X100 管线钢粗晶热影响区的韧性影响. (a) 不同热输入量下焊接热影响区的韧性; (b) 不同热出入量下焊接热影响区 的晶界分布[40] Fig. 11 Influence of heat input on the CGHAZ toughness of X100 pipeline steel: (a) toughness of HAZ with different heat inputs; (b) distribution of grain boundary in HAZ with different heat inputs [40] 图 12 低碳低合金钢在 610 益等温 30 s 后冷却形成的针状铁素体二维组织形貌图(a)和三维组织形貌图(b) [44] Fig. 12 Two鄄dimension morphology (a) and three鄄dimension morphology (b) of IAF formed with isothermal treatment at 610 益 in a low鄄carbon low鄄 alloyed steel [44] 2郾 3 M鄄鄄A 调控对焊接热影响区韧性的影响 前面已经讨论过 M鄄鄄A 对韧性存在着不利的影响, 特别是粗晶区存在的链状 M鄄鄄 A 对韧性的危害极大. 所以需要对 M鄄鄄A 组织进行调控来改善焊接热影响区 韧性. 调控 M鄄鄄A 的方法有很多种,例如改变合金元素 含量就可以改变 M鄄鄄A 的形态. 研究表明,通过增加合 金元素 Ni 的含量,可以降低转变温度区间,促进转变 产物的均匀化,使逆转奥氏体区在冷却时发生均匀相 变,从而降低 M鄄鄄A 的硬度,避免了局域硬化区的生成 从而改善韧性. 此外,还可以通过改变二次热循环的 温度实现对 M鄄鄄 A 形态的调控,Li 等[56] 的研究结果表 明,在两相区间较低峰值温度(750 ~ 800 益 )下形成的 M鄄鄄A 组元由于尺寸较大,并且分布连续,因此韧性很 差,如图 13 所示. 而随着温度的升高,M鄄鄄A 的尺寸有 所减小,更关键的是分布变得更加离散,因此冲击韧性 得到改善. 另外也可以推断出,在实际焊接热影响区 中,对韧性危害最大的部分不是整个临界粗晶区,而是 在较低温度(接近 Ac1温度)下形成的那一部分区域, 也就是临界粗晶区中远离焊缝的区域. 从另一个角度 看,其实还可以调控链状 M鄄鄄A 形成区域,利用综合调 控道次间热输入量及道次间隔等参数,尽可能将链状 M鄄鄄A 移到细晶区,增加 M鄄鄄A 的形成位置,避免高串联 度的 M鄄鄄A 形成,从而提高焊接热影响区的低温冲击 韧性. 总体而言,降低 M鄄鄄A 对韧性的不利影响就是要减 ·650·

李秀程等：低合金钢焊接热影响区的微观组织和韧性研究进展 ·651· (a个 1300 80℃g1 840 800 760 ■■种=出 130℃·s 15.3℃·8 (20kJ·s) 6.8℃g1 100 130℃·g 时间s b760℃ 800℃ 840℃ 板条间的逆转组织 40m 40 um 40 um 150r 100 50 760 800 840 二次热循环蜂值温度℃ 图13二次峰值温度对X100管线钢临界粗品热影响区韧性的影响[].(a)焊接热模拟示意图；(b)热模拟试样中M-A组元的分布： (c)不同热模拟样品的冲击韧性 Fig.13 Effect of second heat-input peak temperature on the ICCCHAZ toughness of X100 pipeline steel(s7]:(a)schematic of welding thermal simu- lation:(b)M-A constituents in thermal simulated samples;(c)toughness of different thermal simulated samples 小M-A的尺寸和密度，且不能使其形成连续的链状分 可能会是一个提高临界粗晶区冲击韧性同时又不损失 布.在工艺改进方面可见报道的研究结果并不多，有 热影响区其他区域韧性的有效途径.在多道次焊接工 学者提出[对于双道次焊接，可以适当设计减小第一 程中，由于需要综合考虑母材焊材成分及道次分配，影 道次的热输入量，这样既可以减小粗晶区的晶粒尺寸， 响因素较多，所以尚没有明确的工艺调整措施.不过 焊接后的冷速又相对较快，晶粒内部的组织也能得到 在条件允许的情况下，如一些小型工件，对焊缝/工件 改善，所以临界粗晶区的韧性也就会得到改善：适当增 进行后续热处理也会是一个可以改善其焊接韧性的有 加第二道次的热输入量，使第二道次形成的热影响区 效途径[可列 组织在较慢的冷速下形成，以保证韧性，同时还可以弥 3结语和展望 补第一道次低热输入量造成的生产效率下降.所以， 减小第一道次的热输入量、增加第二道次的热输入量 综上所述，关于低合金钢的焊缝热影响区的韧性

李秀程等: 低合金钢焊接热影响区的微观组织和韧性研究进展 图 13 二次峰值温度对 X100 管线钢临界粗晶热影响区韧性的影响[57] . ( a)焊接热模拟示意图; ( b) 热模拟试样中 M鄄鄄 A 组元的分布; (c) 不同热模拟样品的冲击韧性 Fig. 13 Effect of second heat鄄input peak temperature on the ICCGHAZ toughness of X100 pipeline steel [57] : (a) schematic of welding thermal simu鄄 lation; (b) M鄄鄄A constituents in thermal simulated samples; (c) toughness of different thermal simulated samples 小 M鄄鄄A 的尺寸和密度,且不能使其形成连续的链状分 布. 在工艺改进方面可见报道的研究结果并不多,有 学者提出[12]对于双道次焊接,可以适当设计减小第一 道次的热输入量,这样既可以减小粗晶区的晶粒尺寸, 焊接后的冷速又相对较快,晶粒内部的组织也能得到 改善,所以临界粗晶区的韧性也就会得到改善;适当增 加第二道次的热输入量,使第二道次形成的热影响区 组织在较慢的冷速下形成,以保证韧性,同时还可以弥 补第一道次低热输入量造成的生产效率下降. 所以, 减小第一道次的热输入量、增加第二道次的热输入量 可能会是一个提高临界粗晶区冲击韧性同时又不损失 热影响区其他区域韧性的有效途径. 在多道次焊接工 程中,由于需要综合考虑母材焊材成分及道次分配,影 响因素较多,所以尚没有明确的工艺调整措施. 不过 在条件允许的情况下,如一些小型工件,对焊缝/ 工件 进行后续热处理也会是一个可以改善其焊接韧性的有 效途径[57] . 3 结语和展望 综上所述,关于低合金钢的焊缝热影响区的韧性 ·651·

·652· 工程科学学报，第39卷，第5期 已经得到了广泛的研究，对单道次焊接而言，避免焊接 chinery Industry Press,1987 冷裂纹和粗晶热影响区的组织控制是提高焊接热影响 (吕德林，李砚珠.焊接金相分析.北京：机械工业出版社， 区韧性的关键：对双/多道次焊接而言，由于后续道次 1987) [11]You Y,Shang C J,Chen L.et al.Investigation on the crystal- 的热循环形成的链状M-A,特别是在前序道次粗晶区 lography of the transformation products of reverted austenite inin- 形成的链状M-A是造成焊缝及热影响区韧性恶化的 tercritically reheated coarse grained heat affected zone.Mater 关键因素.提高焊接热影响区韧性的总体思路为：(1) Des,2013.43:485 应用合金/微合金化及第二相粒子控制奥氏体晶粒长 [12]Li X D.Study on the Weldability of the Third Generation Pipeline 大和通过控制后续相变细化有效晶粒：(2)通过合理 Steels Dissertation].Beijing:University of Science and Tech- 设计道次热输入量和控制层间温度，改变链状M-A的 nology Beijing,2015 (李学达.第三代管线钢的焊接性能研究[学位论文].北 尺寸、形貌及形成位置，避免在粗晶区形成链状M-A; 京：北京科技大学，2015) (3)适当的焊后热处理以促进脆性M-A分解以及消 [13]Li X D.Shang C J,Han CC.et al.Influence of necklace-type 除焊接时所产生的内应力. M-A constituent on impact toughness and fracture mechanism in 对焊接而言，要提升焊接接头的性能需要母材、焊 the heat affected zone of X100 pipeline steel.Acta Metall Sin, 材和焊接工艺达到最佳匹配，这其中并没有一定之规. 2016,52(9):1025 (李学达，尚成嘉，韩昌柴，等.X100管线钢焊接热影响区 特别钢铁材料和焊接技术不断发展，给广大科技工作 中链状M-A组元对冲击韧性和断裂机制的影响.金属学 者提出了更多的课题和更大的挑战，今后的工程焊接 报，2016,52(9)：1025) 问题将更加具体化、实用化，这就更加需要钢铁产品生 [14]Nakao Y,Oshige H,Noi S.Distribution of microstructure in 产商和工程施工单位的协同合作才能适应现代焊接工 HAZ of multi-pass welded high strength steel:study on distribu- 程的需求. tion of microstructure and toughness in multi-pass weld HAZ (Report 1).Q J Japan Weld Soe,1985,3(4):766 参考文献 (中尾嘉邦，大重戊明，野井伸悟.高張力鋼多層盛溶接熱影 [1]He X L,Shang C J,Yang S W,et al.High Performance Low 響部)组織分布：多層盛溶接热影霽部)组雏分布上钢性（仁 Carbon Bainitic Steel.Beijing:Metallurgical Industry Press,2008 阴寸3研究（第1報）.溶接学会論文集，1985,3(4)：766) (贺信莱，尚成嘉，杨善武，等.高性能低碳贝氏体钢.北京： [15]Lambert-Perlade A,Gourgues A F,Besson J,et al.Mechanisms 治金工业出版社，2008) and modeling of cleavage fracture in simulated heat-affected zone [2]Ohya K,Kim J,Yokoyama K,et al.Microstructures relevant to microstructures of a high-strength low alloy steel.Metall Mater brittle fracture initiation at the heat-affected zone of weldment of a Trans A,2004,35(13):1039 low carbon steel.Metall Mater Trans A,1996,27(9):2574 [16]Li Y,Baker T N.Effect of morphology of martensite-austenite [3]Liessem A,Erdelen-Peppler M.A critical view on the significance phase on fracture of weld heat affected zone in vanadium and nio- of HAZ toughness testing /International Pipeline Conference. bium microalloyed steels.Mater Sci Technol,2010,26(9): Calgary,2004 1029 [4]Moeinifar S,Kokabi A H,Hosseini H R M.Role of tandem sub- [17]Davis C L,King J E.Effect of cooling rate on intercritically re- merged arc welding thermal cycles on properties of the heat affect- heated microstructure and toughness in high strength low alloy ed zone in X80 microalloyed pipe line steel.Mater Process Tech- steel.Mater Sci Technol,1993,9(1):8 nod,2011,211(3):368 [18]Davis C L,King J E.Cleavage initiation in the intercritically re- [5]Wang X L,Wang X M,Shang C J,et al.Characterization of the heated coarse-grained heat-affected zone:Part I.Fractographic multi-pass weld metal and the impact of retained austenite obtained evidence.Metall Mater Trans A,1994,25(3):563 through intercritical heat treatment on low temperature toughness [19]Davis CL,King J E.Cleavage initiation in the intercritically re- Mater Sci Eng A,2016,649:282 heated coarse-grained heat-affected zone:Part Il.Failure criteria [6]Matsuda F,Fukada Y,Okada H,et al.Review of mechanical and statistical effects.Metall Mater Trans A,1996,27(10): and metallurgical investigations of martensite-austenite constituent 3019 in welded joints in Japan.Weld World,1996,37(3):134 [20]Mohseni P,Solberg JK,Karlsen M,et al.Cleavage fracture ini- [7]Zhang W Y.Welding Metallurgy.Beijing:Machinery Industry tiation at M-A constituents in intercritically coarse-grained heat- Press,2004 affected zone of a HSLA steel.Metall Mater Trans A,2014,45 (张文钺.焊接治金学.北京：机械工业出版社，2004) (1):384 [8]Guo A M,Li S R,Guo J,et al.Effect of zirconium addition on [21]Li X D,Ma X P,Subramanian S V,et al.Structure-property- the impact toughness of the heat affected zone in a high strength fracture mechanism correlation in heat affected zone of X100 fer- low alloy pipeline steel.Mater Charact,2008,59(2):134 rite-bainite pipeline steel.Metall Mater Trans E,2015,2(1):1 [9]Bhadeshia H K D H.Reliability of weld microstructure and prop- [22] Sakuma Y,Matsumura O,Takechi H.Mechanical properties erty calculations.Weld J,2004,83(9):237 and retained austenite in intercritically heat-treated bainite-trans- [10]Li DL,Li YZ.Welding Metallographic Analysis.Beijing:Ma- formed steel and their variation with Si and Mn additions.Metall

工程科学学报,第 39 卷,第 5 期 已经得到了广泛的研究,对单道次焊接而言,避免焊接 冷裂纹和粗晶热影响区的组织控制是提高焊接热影响 区韧性的关键;对双/ 多道次焊接而言,由于后续道次 的热循环形成的链状 M鄄鄄A,特别是在前序道次粗晶区 形成的链状 M鄄鄄A 是造成焊缝及热影响区韧性恶化的 关键因素. 提高焊接热影响区韧性的总体思路为:(1) 应用合金/ 微合金化及第二相粒子控制奥氏体晶粒长 大和通过控制后续相变细化有效晶粒;(2) 通过合理 设计道次热输入量和控制层间温度,改变链状 M鄄鄄A 的 尺寸、形貌及形成位置,避免在粗晶区形成链状 M鄄鄄A; (3) 适当的焊后热处理以促进脆性 M鄄鄄 A 分解以及消 除焊接时所产生的内应力. 对焊接而言,要提升焊接接头的性能需要母材、焊 材和焊接工艺达到最佳匹配,这其中并没有一定之规. 特别钢铁材料和焊接技术不断发展,给广大科技工作 者提出了更多的课题和更大的挑战,今后的工程焊接 问题将更加具体化、实用化,这就更加需要钢铁产品生 产商和工程施工单位的协同合作才能适应现代焊接工 程的需求. 参 考 文 献 [1] He X L, Shang C J, Yang S W, et al. High Performance Low Carbon Bainitic Steel. Beijing: Metallurgical Industry Press, 2008 (贺信莱, 尚成嘉, 杨善武, 等. 高性能低碳贝氏体钢. 北京: 冶金工业出版社, 2008) [2] Ohya K, Kim J, Yokoyama K, et al. Microstructures relevant to brittle fracture initiation at the heat鄄affected zone of weldment of a low carbon steel. Metall Mater Trans A, 1996, 27(9): 2574 [3] Liessem A, Erdelen鄄Peppler M. A critical view on the significance of HAZ toughness testing / / International Pipeline Conference. Calgary, 2004 [4] Moeinifar S, Kokabi A H, Hosseini H R M. Role of tandem sub鄄 merged arc welding thermal cycles on properties of the heat affect鄄 ed zone in X80 microalloyed pipe line steel. J Mater Process Tech鄄 nol, 2011, 211(3): 368 [5] Wang X L, Wang X M, Shang C J, et al. Characterization of the multi鄄pass weld metal and the impact of retained austenite obtained through intercritical heat treatment on low temperature toughness. Mater Sci Eng A, 2016, 649: 282 [6] Matsuda F, Fukada Y, Okada H, et al. Review of mechanical and metallurgical investigations of martensite鄄austenite constituent in welded joints in Japan. Weld World, 1996, 37(3): 134 [7] Zhang W Y. Welding Metallurgy. Beijing: Machinery Industry Press, 2004 (张文钺. 焊接冶金学. 北京: 机械工业出版社, 2004) [8] Guo A M, Li S R, Guo J, et al. Effect of zirconium addition on the impact toughness of the heat affected zone in a high strength low alloy pipeline steel. Mater Charact, 2008, 59(2): 134 [9] Bhadeshia H K D H. Reliability of weld microstructure and prop鄄 erty calculations. Weld J, 2004, 83(9): 237 [10] L俟 D L, Li Y Z. Welding Metallographic Analysis. Beijing: Ma鄄 chinery Industry Press, 1987 (吕德林, 李砚珠. 焊接金相分析. 北京: 机械工业出版社, 1987) [11] You Y, Shang C J, Chen L, et al. Investigation on the crystal鄄 lography of the transformation products of reverted austenite in in鄄 tercritically reheated coarse grained heat affected zone. Mater Des, 2013, 43: 485 [12] Li X D. Study on the Weldability of the Third Generation Pipeline Steels [Dissertation]. Beijing: University of Science and Tech鄄 nology Beijing, 2015 (李学达. 第三代管线钢的焊接性能研究 [学位论文]. 北 京: 北京科技大学, 2015) [13] Li X D, Shang C J, Han C C, et al. Influence of necklace鄄type M鄄鄄A constituent on impact toughness and fracture mechanism in the heat affected zone of X100 pipeline steel. Acta Metall Sin, 2016, 52(9): 1025 (李学达, 尚成嘉, 韩昌柴, 等. X100 管线钢焊接热影响区 中链状 M鄄鄄A 组元对冲击韧性和断裂机制的影响. 金属学 报, 2016, 52(9): 1025) [14] Nakao Y, Oshige H, Noi S. Distribution of microstructure in HAZ of multi鄄pass welded high strength steel: study on distribu鄄 tion of microstructure and toughness in multi鄄pass weld HAZ (Report 1). Q J Japan Weld Soc, 1985, 3(4): 766 (中尾嘉邦,大重広明,野井伸悟. 高張力鋼多層盛溶接熱影 響部瘴組織分布:多層盛溶接熱影響部瘴組織分布杖靱性账 関展针研究(第 1 報). 溶接学会論文集, 1985, 3(4): 766) [15] Lambert鄄Perlade A, Gourgues A F, Besson J, et al. Mechanisms and modeling of cleavage fracture in simulated heat鄄affected zone microstructures of a high鄄strength low alloy steel. Metall Mater Trans A, 2004, 35(13): 1039 [16] Li Y, Baker T N. Effect of morphology of martensite鄄austenite phase on fracture of weld heat affected zone in vanadium and nio鄄 bium microalloyed steels. Mater Sci Technol, 2010, 26 ( 9 ): 1029 [17] Davis C L, King J E. Effect of cooling rate on intercritically re鄄 heated microstructure and toughness in high strength low alloy steel. Mater Sci Technol, 1993, 9(1): 8 [18] Davis C L, King J E. Cleavage initiation in the intercritically re鄄 heated coarse鄄grained heat鄄affected zone: Part I. Fractographic evidence. Metall Mater Trans A, 1994, 25(3): 563 [19] Davis C L, King J E. Cleavage initiation in the intercritically re鄄 heated coarse鄄grained heat鄄affected zone: Part II. Failure criteria and statistical effects. Metall Mater Trans A, 1996, 27 ( 10 ): 3019 [20] Mohseni P, Solberg J K, Karlsen M, et al. Cleavage fracture ini鄄 tiation at M鄄鄄A constituents in intercritically coarse鄄grained heat鄄 affected zone of a HSLA steel. Metall Mater Trans A, 2014, 45 (1): 384 [21] Li X D, Ma X P, Subramanian S V, et al. Structure鄄property鄄 fracture mechanism correlation in heat affected zone of X100 fer鄄 rite鄄bainite pipeline steel. Metall Mater Trans E, 2015, 2(1): 1 [22] Sakuma Y, Matsumura O, Takechi H. Mechanical properties and retained austenite in intercritically heat鄄treated bainite鄄trans鄄 formed steel and their variation with Si and Mn additions. Metall ·652·