低合金高強鋼的強韌化機理與焊接性能

張中武，魏興豪，趙剛

（1.哈爾濱工程大學材料科學與化學工程學院，黑龍江哈爾濱150001；2.鞍鋼集團鋼鐵研究院海洋裝備用金屬材料及其應用國家重點實驗室，遼寧鞍山114009）

金屬材料，特別是鋼鐵材料的發展對于世界工業以及社會建設具有極其重要的推動作用。21世紀的制造業被推向了新的高度，對傳統材料的性能提出了更高的要求。強度高、韌性好、綜合性能優越的新型合金、復合材料等的不斷涌現，為國民經濟建設眾多領域提供了強有力的支持。鋼鐵材料作為應用最廣泛的金屬材料，長久以來都是材料界重點關注與研究的對象之一。

隨著中國鋼鐵總產量的迅猛增長，品種結構調整成為了我國鋼鐵工業的重中之重。低合金高強鋼以其低成本、高強度、高韌性、易焊接、易加工等優點，被廣泛地應用在石油運輸管道、高層建筑結構和橋梁、汽車底盤、鐵路和交通設備等眾多領域。隨著微合金化技術的蓬勃發展，低合金高強鋼的設計理念和性能也在不斷發展和提高。低合金高強鋼的演變過程構成了鋼鐵材料近30年來最具影響力的發展之一。

1 低合金高強鋼的發展歷史

按照強化方式及處理工藝的不同，高強度低合金結構鋼的發展過程大致可以分成三個階段，即高抗拉強度（HTS）鋼，調質型高強度鋼和低合金高強（HSLA）鋼，如表 1 所示[1]。

表1 高強度低合金結構鋼的發展[1]

1.1 高抗拉強度鋼

HTS鋼屬于鐵素體-珠光體鋼，強度一般在350 MPa左右，主要通過珠光體強化，其含碳量可以達到0.2%。生產過程采用傳統軋制工藝，終態的顯微組織為大晶粒鐵素體（ferrite）和粗化珠光體（pearlite）的混合組織，應用在早期造船等領域[2]。

1.2 調質型高強度鋼

上世紀50年代末，調質型高強度鋼開始發展。美、俄、日等工業強國都進行了系列化的研發和生產，表2列出了世界各國調質型高強度船體鋼強度級別和鋼號[3]。 美國研制了以 Ni、Cr、Mo、V系合金元素為主的HY系列用鋼。HY系列鋼是在低碳鋼（0.10%～0.20%）基礎上，添加較多的 Ni、Mo、Cr、V等合金元素，通過調質處理得到回火馬氏體組織以獲得良好的強韌性。同一時期，蘇聯也成功研發了AK25、AK27、AK28系列鋼。在之后的幾十年中，經過蘇聯以及隨后的俄羅斯不斷研究，已經完成了從590 MPa到1 176 MPa共四個級別的鋼種，即 AB2系列（590 MPa級）、AB3-AB4 系列 （785 MPa級）、AB5A 和 AB6A （980 MPa級），以及AB7A（1 176 MPa級）。英國、法國以及日本的調質型高強度鋼，只是在美國的基礎上做了部分修改，分別形成了QT（N）鋼 、HLES80/100鋼和NS系列鋼。

表2 世界各國調質型高強度船體鋼強度級別和鋼號[3]

碳含量是影響鋼淬透性的最主要因素。在淬火、回火的馬氏體鋼中，碳含量更是對鋼的強度起著至關重要的作用。在HY130鋼中，為了確保厚度為13 mm的鋼板獲得890 MPa級以上的屈服強度，鋼中的碳含量必須高于0.05%；而對于100 mm以上的鋼板，碳含量必須控制在0.085%以上才能保證強度。由此可見，碳含量對于厚鋼板保持屈服強度和淬透性是非常關鍵的。然而，隨著碳含量增加，鋼的韌性和焊接性損失也非常大。在HY130鋼中，碳含量每增加0.01%，-18℃的夏比沖擊功就會下降3.7 J[4]。為了保證鋼的綜合性能，在保持鋼相應強度的前提下，應當盡可能降低碳含量。因此，降低碳含量成為了高強度鋼發展的一個重要方向。

Ni、Cr、Mo等合金元素在高強度鋼中起著非常重要的作用。Ni是基體韌化的主要合金元素，能顯著提高鋼的低溫韌性，對提高鋼的淬透性、強度以及耐腐蝕性都有較明顯的作用；Cr在鋼中主要用于提高淬透性和耐腐蝕性；Mo主要用于提高鋼的強度、淬透性以及回火穩定性[5]。

為了保證較厚規格的鋼板也能具有足夠的淬透性，通常在調質型高強度鋼中添加大量的Mo、Cr、Ni等合金元素，導致鋼中的碳當量以及裂紋敏感性大幅度增加。這些合金元素的添加，使調質型高強鋼的焊接變得非常困難，對焊前預熱、限制焊接線能量輸入以及焊后熱處理等焊接材料和焊接工藝提出了苛刻的要求。

1.3 低合金高強鋼

在20世紀80年代，美國海軍開發了用于代替HY-80鋼的HSLA-80鋼，后來又開發了HSLA-100鋼和HSLA-115鋼。HSLA-80鋼是通過對ASTM A710鋼進行成分和生產工藝優化發展而來，屈服強度同HY-80鋼的強度相當，均為550 MPa左右。HSLA-80相對于HY-80鋼具有更好的可焊性，焊接時只需要較低的預熱溫度或不用預熱[6]。

表3列出了美國海軍定義的HSLA-80鋼和HY-80 鋼的典型成分[7]。HSLA-80 鋼與 HY-80 鋼相比，在成分上將Cu的質量分數從0.25%提升到了1%，并作為銅沉淀相來強化合金；通過 Ni來消除Cu元素可能帶來的熱脆效應，進一步提高鋼的強度和低溫韌性；添加微合金元素Nb控制晶粒尺寸，Cr、Mo等合金元素抑制多邊形鐵素體的形成，從而可以在較寬泛的冷卻速率下獲得針狀鐵素體。在保證強度的同時，減少了 Mn、Ni、Cr、Mo 等合金元素的含量，降低了碳當量，獲得了更好的焊接性能，降低了成本。

表3 HSLA-80和HY-80的化學成分（質量分數）[7]%

在HSLA-80鋼的基礎上，很快又開發了強度級別更高的HSLA-100鋼。HSLA-100鋼和HSLA-80一樣利用了Cu的沉淀強化作用，碳含量較低。最初的HSLA-100鋼在全厚度范圍內的顯微結構都為100%的低碳貝氏體，隨著HSLA-100鋼的發展，可以將其顯微結構控制為貝氏體、馬氏體、針狀鐵素體或者這幾種組織的混合體[8-10]。通過優化HSLA-100鋼的熱機械處理工藝，美國海軍已經開發了HSLA-115鋼，并用于最新型航母福特號的飛行甲板。HSLA-115鋼的合金成分與HSLA-100鋼相似，但是基體相的顯微結構略有變化[11]。

目前，含銅HSLA鋼的發展主要分為兩大方向：一是強度適中但具有優異的加工性能，如強度較低的HSLA-65鋼的開發和應用；二是通過控制顯微結構和不同形態沉淀相的析出，得到具有高強韌性和良好焊接性能的新型高強鋼。

2 強化機制

HSLA鋼主要采用的工藝有微合金化成分設計、熱機械控制軋制（TMCP）工藝以及加速冷卻（ACC）工藝，其強化方式包括細晶強化，固溶強化以及Cu沉淀相或碳化物的沉淀強化等。

2.1 細晶強化

晶粒細化能夠提高鋼的強度和韌性，降低脆性轉變溫度，是最經濟、最有效的強化方式之一。細化晶粒的本質是阻止晶界遷移和晶粒長大，在鋼中主要通過添加微合金元素來實現。

鋼中質量分數低于0.1%，但又對鋼的顯微結構或者力學性能具有顯著影響的合金添加元素稱為微合金元素。微合金元素在鋼中主要有細化晶粒和沉淀強化兩個作用，這兩個作用都是通過形成碳、氮化物來實現。

Nb、V、Ti是強碳化物的形成元素，在鋼中主要以碳、氮化物的形式存在，少部分固溶在鐵素體中強化基體相。微合金元素細化晶粒主要通過彌散的碳、氮化物粒子釘扎晶界，阻礙奧氏體晶界遷移和再結晶，從而細化奧氏體晶粒[12-14]。

Zener在1948年提出了釘扎粒子的半徑（r）和體積分數（f）以及晶粒半徑（R）的關系[15]：

此后，Gladman在1966年推導出臨界釘扎粒子半徑公式，當釘扎粒子超過這個半徑后晶界就不再被釘扎，并且開始長大。臨界粒子的半徑主要依賴于粒子的體積分數和晶粒尺寸的不均勻性[16]：

式中，R代表基體晶粒的半徑，f代表沉淀相粒子所占的體積分數，Z代表晶粒尺寸的不均勻因素。

2.2 固溶強化

微合金元素在鐵素體中的碳、氮化物溶解度比在奧氏體中小了大約兩個數量級。在軋制過程中，隨著溫度的下降，這些碳、氮化物在奧氏體中的溶解度也減小，再加上變形過程形變誘導帶來的析出作用，Nb、V、Ti的碳、氮化物在奧氏體還沒有轉變為鐵素體之前就析出并彌散分布在了奧氏體中，作為形核劑降低鐵素體的形核能，使鐵素體在較低的過冷度下形核，細化了鐵素體晶粒尺寸[17-18]。

通常認為固溶強化的效果與原子濃度的平方根有關，但是在濃度較低時，強化效果和元素的質量分數有一個大概的線性關系，表4是鐵素體中不同元素的固溶強化系數[19]。

表4 鐵素體中不同元素的固溶強化系數[19]MPa/wt.%

2.3 Cu沉淀相或碳化物的沉淀強化

在早期鋼鐵生產過程中，Cu元素因為容易引起熱脆，一直被視為是雜質元素。后來人們發現在鋼中添加Ni元素能夠有效防止熱軋過程中熱脆性的發生，并且含銅鋼在時效處理之后可以析出銅沉淀相，使鋼的強度獲得很大提升[20]。目前，鋼中Cu元素的沉淀強化引起了人們的廣泛關注，并且已經成為高強度低碳鋼發展的基礎[21]。

沉淀強化的本質是通過沉淀相來阻礙位錯的運動。彌散分布在基體中的細小沉淀相，如碳化物、氮化物等能夠有效地阻礙位錯運動。根據沉淀相與位錯不同的位置關系，沉淀強化機制可以分為切過機制 （cutting）和奧羅萬繞過機制（Orowan looping）兩種,如圖 1 所示[1]。 當沉淀相粒子尺寸較小，硬度較低時，沉淀相粒子容易發生變形，位錯直接切過沉淀相，這時沉淀強化效果隨著沉淀相粒子尺寸增大而增強；當沉淀相尺寸較大或硬度較高時，位錯從沉淀相周圍繞過并留下位錯環，此時強化效果隨晶粒尺寸的增大而減小。

圖1 Cu析出與位錯的交互作用和強化機制[1]

最近研究發現，通過合適的成分調整和熱機械處理工藝，可以在HSLA鋼中獲得具有層級結構的富銅納米沉淀相，從而在保持碳含量很低的情況下，大幅度提高鋼的強度，具有優良的焊接性和延展性[22-24]。沉淀強化的效果主要由沉淀相的尺寸、數量密度和分布決定。普遍認為，富銅沉淀相最初是在α-Fe基體形成具有體心立方（BCC）的結構，并保持共格關系達到時效峰。在時效峰時，沉淀相的平均半徑一般在1～5 nm。通過進一步時效處理，富銅沉淀相由BCC結構轉變為一個復雜的六方9R結構，最終形成面心立方的平衡結構[23,25]。

當富銅納米沉淀相尺寸小于5 nm時，主要發生切過機制，切過機制對于強度的貢獻主要包括以下四個部分：有序強化、模量強化、化學強化和共格強化[26-30]。通過計算發現，富銅納米相沉淀強化在切過機制中主要依靠有序強化和模量強化提高屈服強度，而化學強化和共格強化提供的強度較低。隨著時效時間的延長，當富銅沉淀相尺寸超過切過機制和Orowan機制的臨界尺寸范圍后，就需要使用Orowan等式進行計算。通過形成具有層級結構的富銅納米沉淀相能夠顯著提高材料的屈服強度。同時，沉淀相的主要形成元素Cu和Ni也可以細化晶粒，增加納米相的數量密度，對于綜合性能的提升具有重要作用。

3 韌化機制

體心立方金屬的一個重要的特點就是韌脆轉變現象。溫度較高時表現為韌性斷裂，溫度較低時表現為脆性斷裂，它們之間的臨界點稱為韌脆轉變溫度（DBTT）。對于材料韌性的評定主要通過韌脆轉變溫度和夏比沖擊功來判斷。根據材料的沖擊功可以將沖擊曲線分為三個區域：上平臺區，韌脆轉變區和下平臺區，如圖2所示[31]。在上平臺區主要發生的是韌性斷裂，在掃面電鏡下可以看到沖擊斷口處有大量的韌窩聚集，此時的沖擊功較高；在韌脆轉變區隨著溫度的降低沖擊功急劇下降；當溫度降至韌脆轉變溫度以下后進入下平臺區，斷裂機制轉變為脆性斷裂，沖擊功較低，斷口處可以觀察到河流狀的花紋。

圖2 鋼的韌脆轉變及斷口形貌[31]

盡管目前關于斷裂本質的爭議還很多，但總的基本觀點都是一致的。塑性斷裂主要是由于位錯滑移引起的，形成大量韌窩，并以微孔聚集型斷裂為主；而脆性斷裂則以解理斷裂的方式進行，此時原子之間正向分離，形成解理面。鋼中的斷裂形式主要分為塑性斷裂、脆性穿晶斷裂及沿晶斷裂三種，如圖3所示[32]。HSLA鋼主要為前兩種斷裂形式。

圖3 鋼的三種典型斷裂方式[32]

韌脆轉變溫度主要受到基體顯微組織、晶粒尺寸、固溶元素、彌散析出相和非金屬夾雜物等影響[33]。韌性斷裂的沖擊功主要與材料的屈服強度有關，脆性斷裂可以通過細化晶粒，增加大角度晶界等方式來提升沖擊功[34]。在低溫下發生解理斷裂時，如果解理裂紋是由一個晶粒向另一個位向相差不大的晶粒擴展，解理裂紋前沿穿過晶界后沒有太大變化；如果穿過的兩個位向差較大的晶粒，裂紋會沿晶界擴展一段距離后再轉向；如果遇到大角度晶界，晶界結構比較復雜，裂紋不能連續通過，從而形成大量河流或者解理扇，鈍化了裂紋的擴展[35]。在HSLA鋼中，通過控軋控冷可以獲得針狀鐵素體或板條貝氏體。鐵素體鋼主要是由針狀鐵素體和準多邊形鐵素體組成的復合組織。復合組織中高密度位錯的針狀鐵素體交錯分布、互相咬合，裂紋在擴展時會受到交錯的板條結構的阻礙，擴展路徑發生偏轉，路程變長，消耗的能量變大，從而有效地阻礙了裂紋的擴展[36-37]。

貝氏體鋼中的組織主要以板條貝氏體為主，M/A島分布其中，多個板條（lath）平行排列組成板條束（block），而一個原奧氏體晶粒可以形成若干個板條束。研究發現，貝氏體板條界一般為位向差小于5°的小角度晶界，板條束之間則是大于15°的大角度晶界。裂紋在擴展過程中受到互相交錯分布的板條以及大角度晶界的阻礙，從而提高了低溫韌性[38]。

4 焊接性能

焊接是現代鋼鐵使用過程中必不可少的工序，為了使焊接結構更加牢固，需要焊縫及熱影響區（HAZ）與母材的強韌性相匹配。但焊接過程涉及傳熱傳質、金屬融化和凝固，焊縫及HAZ的強韌性很難與經過軋制和熱處理的母材相匹配[39]。所以增強HAZ的力學性能，減少焊接裂紋就顯得至關重要。

常見的焊接裂紋主要分為三類：冷裂紋、熱裂紋以及層狀撕裂。冷裂紋指的是焊接接頭在低溫下產生的裂紋，最常見的冷裂紋為氫元素引起的延遲開裂。母材和焊縫中一般含有較多的擴散氫，氫原子在缺陷處匯聚形成氫分子，由于氫分子的體積比氫原子要大，不能再繼續擴散，不斷聚集，最終導致焊接接頭開裂。

4.1 冷裂紋

通常用碳當量（CE）來衡量材料的冷裂紋敏感性，高的碳當量會導致馬氏體轉變溫度Ms降低從而在HAZ形成較硬的馬氏體，同時更容易產生冷裂紋。對于低合金鋼一般使用以下公式來計算碳當量：

式中的元素符號表示該元素的質量分數。

Graville在1978年提出了冷裂紋敏感性取決于鋼的碳含量和碳當量以及焊接方式的觀點，如圖4所示[40]。當碳含量與碳當量處在區域Ⅰ內，在各種條件下幾乎都不存在冷裂紋敏感性；在區域Ⅱ時，冷裂紋敏感性取決于焊接工藝的參數，如焊接線能量、焊接速度和預熱溫度等；如果處在區域Ⅲ中，則任何焊接方式都存在一定的冷裂紋敏感性。

在早期使用的結構鋼中，如HTS鋼顯微組織一般為“鐵素體+珠光體”，這些鋼的屈服強度較低，主要通過細化鐵素體晶粒、減小珠光體片距、增加珠光體含量以及固溶強化等方法提高強度。在交貨時通常為熱軋或正火態，含碳量可達0.20%，但合金元素含量較低。碳當量一般為0.45%左右，在0℃以上可實現不預熱焊接。上世紀50年代末，調質型高強高韌鋼開始投入使用，這類鋼碳含量通常大于0.10%，有些甚至超過0.15%，并含有大量合金元素，從而獲得了優良的強韌性，但碳當量通常超過0.50%，常見的高強度結構鋼的焊接預熱溫度和碳當量見表5[32]。

這些高強鋼為了避免產生冷裂紋，不得不使用復雜的焊接工藝。從表中可以看出，隨著鋼材強度提高，碳當量逐漸上升，焊接需要的預熱溫度和層間溫度也隨之提高。焊前預熱和焊后緩冷可以降低HAZ的冷卻速度，降低淬硬傾向，減少應力集中，改善接頭組織；焊后熱處理可以降低焊縫中擴散氫的含量，消除殘余應力[41]。在HSLA系列鋼中，碳含量一般在0.06%以下，屬于區域Ⅰ內，在各種條件下幾乎都不會產生冷裂紋，從而可以簡化焊接工藝，降低或取消預熱[42-43]，而因為降低碳含量所帶來的強度損失，則可以通過Cu的沉淀析出強化效果進行彌補。

圖4 碳含量與碳當量對高強鋼的冷裂紋敏感性的影響[40]

表5 高強度結構鋼的焊接預熱溫度和碳當量[32]

4.2 熱裂紋

熱裂紋主要指的是在高溫下產生的裂紋。材料中的低熔點共晶雜質在焊接熔池結晶的過程中產生晶界偏析，聚集在焊縫附近的奧氏體晶界中，它們在結晶過程中形成變形能力很低的液態薄膜并最終凝固，當焊接應力較大時，就會將剛凝固不久的液態層拉開形成裂紋。這種裂紋的敏感性可以通過下式評定[33]：

式中的元素符號表示該元素的質量分數。

為了降低裂紋的敏感性，開裂指數越低越好，這就意味著要降低材料中C、S、P和Nb（會形成γ/NbC共晶）的百分含量。因此降低碳和雜質的含量是很有必要的。

4.3 層狀撕裂

層狀撕裂是由于鋼板中沿軋制方向存在著分層的夾雜物，在焊接時板厚方向拉應力作用下，產生“臺階”式與軋制面平行的層狀開裂。為了減少層狀撕裂的產生，需要降低雜質的含量，即降低S含量、氧化物夾雜等[44]。通過優化合金成分和生產工藝，HSLA鋼中的雜質元素含量很低，避免了熱裂紋和層狀撕裂的發生，同時含碳量和碳當量也處于易焊接區，在各種工藝下焊接都不易產生冷裂紋，并具有優異的焊接性能。

5 結語

近年來，在新的經濟形勢下，鋼材行業進入“減量發展”的時代。降低粗鋼產能，加大開發和使用低成本高性能鋼鐵材料成為了鋼鐵行業新的發展方向，也是中國制造業適應經濟新常態，重塑競爭優勢的重要舉措。隨著新的冶煉、控軋控冷等技術的應用，以及HSLA鋼理論研究地不斷深入，HSLA鋼在各領域中的應用將越來越廣泛。研究表明，通過控制富銅納米相的形態和結構，HSLA鋼的性能還可以進一步提高，這需要充分了解納米相的微觀結構和影響因素，同時發展控制納米相和基體相的制備處理工藝。中國鋼鐵行業應當注重理論研究與創新，開發具有自主知識產權的新技術、新工藝、新裝備，滿足國民經濟高速發展對于HSLA鋼的需求。

致謝

感謝黑龍江省杰出青年科學基金（JC2017012）及國家自然科學基金（51371062）。