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·