合金元素對高強鋼焊縫金屬貝氏體形成及力學性能影響的研究進展

張天理 武 雯 于 航 林三寶 栗卓新

1.上海工程技術大學材料工程學院，上海，2016202.哈爾濱工業大學先進焊接與連接國家重點實驗室，哈爾濱，1500013.北京工業大學材料科學與工程學院，北京，100124

0 引言

隨著社會的高速發展，制造業對輕量化有了更迫切的需求，具有優良綜合性能的高強鋼逐步取代低合金鋼而應用于航空航天裝備、海洋平臺、石油管道及高層建筑等重要領域。缺乏等強韌性匹配的焊接材料使得高強鋼的發展和應用受到限制，這是因為現有焊縫金屬強韌化理論不完善。貝氏體是高強鋼焊縫金屬中的重要組織，對其強韌性有重要影響[1-3]。

根據國內外研究成果，可將高強鋼焊縫金屬微觀組織劃分為七類：①粒狀貝氏體(granular bainite，GB)——由不規則鐵素體和第二相(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境中應用[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部沉淀的滲碳體組成，滲碳體呈長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部殘余的M-A 組元組成；⑥板條馬氏體(lath martensit，LM)—— 形態與LB 非常相似；⑦聯合貝氏體(coalesced bainite，CB)——組織尺寸較大，長度大于10 μm，寬度約為幾微米。文獻[5-9]通過聚焦離子束斷層顯像技術和Amira 4.1軟件構建CB的結構，發現CB存在明顯尖端，這表明CB極易對焊縫金屬韌性產生不利的影響。高強鋼焊縫金屬相變復雜，其最終的微觀組織取決于化學成分和冷卻速率[7]。目前有關合金體系對焊縫金屬微觀組織和力學性能的調控的研究相對較少，因此，本文綜述了合金元素對高強鋼焊縫金屬貝氏體形成及其強韌性影響的研究進展，以期進一步完善高強鋼焊縫金屬強韌化理論，擴大高強鋼的應用范圍。

1 貝氏體形成機制及強韌機理

焊縫組織凝固過程中，在奧氏體晶界首先析出先共析鐵素體(proeutectoid ferrite，PF)，此時的溫度為680～77 ℃，C原子易向晶粒內部擴散，PF周圍的C含量較低，不足以生成Fe3C，隨著鐵素體進一步長大，C聚集在一個狹小的區域內形成富碳奧氏體區，冷卻過后形成M-A組元構成GB[10]，如圖1所示，當M-A組元尺寸較大且有尖端時，韌性下降；當M-A組元細小彌散分布時，可阻礙裂紋沿貝氏體板條間小角度晶面擴展，焊縫金屬韌性提高。溫度逐漸降低時，C擴散能力減弱，無法向晶粒內部充分擴散，在鐵素體周圍形成Fe3C，構成UB。Fe3C屬于硬質相，沉集在晶界處，阻礙位錯運動，起到釘扎晶界的作用，有利于強度提高，但易導致沿晶開裂。溫度繼續降低時，C無法擴散出鐵素體，在鐵素體內部富集，形成Fe3C，構成LB。Fe3C彌散分布在鐵素體中，起到彌撒強化的作用。鐵素體為面心立方晶格，滑移系多，使LB不僅有較高的強度，還有良好的韌性[10-13]。DUSING等[14]通過耦合相場模型模擬UB和LB的相變機理，發現UB中的C原子逐漸從貝氏體的鐵素體中擴散到奧氏體基體中，在C濃度最大的地方，C會與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散速度使大部分C停留在貝氏體鐵素體內，與Fe形成Fe3C。圖3為高強鋼常見的微觀組織示意圖。

圖1 粒狀貝氏體在30CrNi3MoV鋼中的形成過程 [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力有關。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，則貝氏體形成的動力學模型為[4]

v=vG+vS+vA

式中，v為貝氏體實際形核速率；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先形核點。原始奧氏體的晶粒尺寸影響貝氏體轉變動力，晶粒越小越容易形核。合金元素對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為合金元素對貝氏體形核總活化能的貢獻，Xi為元素i的質量分數，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]通過多相場模擬無應力狀態下的貝氏體自催化現象，解釋了第二相晶粒對貝氏體形核的促進機理和抑制機理，為合金調控提供了依據。LAN等[17]通過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取向。微觀組織和力學性能的關系可通過透射電子顯微鏡與納米壓痕實驗表征[18]，如圖4所示，藍色代表M-A組元，黃色代表較高應力/應變集中，紅色代表最高應力/應變集中，鐵素體所能承受的最大剪切應力較小，因此鐵素體基體最先發生塑性屈服。WAN等[19]通過原位觀察法記錄LB形成的微觀過程，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 合金元素對高強鋼焊縫金屬貝氏體形成及強韌性的影響

2.1 主合金系C、Si、Mn的影響

KEEHAN等[20]在對焊縫金屬強韌性的研究中發現，隨著C的質量分數w(C)由0.03%增大到0.11%，焊縫金屬的微觀組織由UB變為LB，導致PF減少。這是因為w(C)增大時，基體的間隙空位減少，C在奧氏體中的擴散受阻，最后只能在PF周圍進行短程擴散，在晶內形成間隙化合物Fe3C，避免了晶界處Fe3C對塑性的不良影響，增大了強度，如圖6所示。w(C)=0.11%時，焊縫金屬的屈服強度超過900 MPa，-100 ℃的沖擊功超過60 J[20]。文獻[21]同樣得出w(C)在0.03%～0.07%范圍內增大時，焊縫組織由以針狀鐵素體(acicular ferrite，AF)為主，向細LM+貝氏體為主的復合組織轉變，焊縫金屬強度和硬度均增大，抗拉強度達950 MPa。為提高焊縫金屬的強度和韌性，在高強鋼焊縫金屬中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變為GB+LB+馬氏體，韌脆轉變溫度升高，韌性下降[22]。w(Si)從0.3%增大到2.0%時，易出現氫裂紋，屈服強度從1628 MPa減小至1576 MPa。適量添加Si可增強電弧穩定性，幫助脫氧，提高焊縫金屬強度及韌性，因此w(Si)的推薦值為0.20%～0.45%[23]。

Mn對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度，但Mn的添加會降低貝氏體和馬氏體的相變溫度，且會提高高溫相變點，導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。這兩種相變都發生時，因為貝氏體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，所以會產生一個溫度區間，使貝氏體和馬氏體相變溫度相等，為CB的形成創造良好的條件，所以Mn含量越高，越容易促進CB產生，對塑韌性帶來不好的影響。另外，C的增多會促進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]。為彌補焊縫金屬低C造成的強度損失，降低S、O的含量和固態相變溫度，需將Mn的質量分數控制在1.4%～2.4%[26]。

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

表1 C、Si、Mn對高強鋼焊縫金屬微觀組織形成和力學性能的影響

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，R=8.314 J/(K·mol)。

SHIM等[27]根據Kissinger方程通過實驗得到CB中氫捕捉點的活化能為8.9 kJ/mol，馬氏體中氫捕捉點活化能為11.1 kJ/mol，這說明馬氏體對氫的吸收傾向更大，對氫更敏感。主合金元素易誘導焊縫金屬中M-A、CB、馬氏體等脆性相的形成，使焊縫對氫的敏感性增強，沖擊韌性降低，所以需要嚴格控制氫的質量分數[28-30]。

2.2 次合金系Cr、Ni、Mo的影響

文獻[31]指出，在600 MPa級的高強鋼焊縫金屬(w(C)=0.06%，w(Mn)=1.3%)中，Cr的質量分數w(Cr)每增加0.1%，抗拉強度提高10 MPa(見表1、圖7a)。Cr對γ→α轉變的相變溫度影響不大，但在非平衡狀態下，Cr能阻礙C原子的擴散，降低鐵素體轉變溫度，抑制晶界PF的形成，w(Cr)增大至0.5%時，晶界PF消失。同時，Cr能提高過冷奧氏體的穩定性并促進GB的形成。w(Cr)>0.5%時，焊縫組織中M-A組元增多，裂紋更容易產生和擴展，造成焊縫沖擊韌性急劇降低。文獻[32]指出，800 MPa級高強鋼焊縫金屬中，w(Cr)<1.2%時，隨著w(Cr)增大，M-A組元含量逐漸增大且晶粒逐漸細化，焊縫金屬的強度和韌性提高；w(Cr)>1.2%時，隨著w(Cr)逐漸增大，進一步促進M-A組元的形成且逐漸呈塊狀分布，焊縫金屬強度升高，韌性降低；w(Cr)=1.2%時，焊縫金屬中獲得大量均勻分布的細小粒狀M-A組元，屈服強度為821 MPa，抗拉強度為935 MPa，伸長率為19%，斷后收縮率為70%，25 ℃的沖擊功為101 J，獲得最佳強韌性匹配(圖7b)。文獻[33]指出，900 MPa級高強鋼焊縫金屬中，隨著w(Cr)的增大，焊縫強度增大。w(Cr)=0.3%時，焊縫組織由PF、AF和M-A組元組成；w(Cr)=0.9%時，PF減少，M-A組元增量較小，AF增多且細化，低溫沖擊性能最好；w(Cr)=1.5%時，PF減少，晶粒組織中的貝氏體增多，M-A組元呈細小彌散和無規則分布。

(a)600 MPa級HSLA鋼焊縫金屬

文獻[34-35]指出，w(Ni)<6%時，Ni可抑制過冷奧氏體向GB的轉變，促進LB和LM形成。文獻[36]指出，焊縫金屬中無Ni時，焊縫組織由鐵素體、貝氏體和少量AF組成；w(Ni)=1.22%時，會出現馬氏體，貝氏體和AF逐漸增多，焊縫金屬強韌性最佳；w(Ni)>1.22%時，焊縫組織中的貝氏體和馬氏體體積分數增大，AF對焊縫組織的韌化作用受到限制，焊縫強度小幅度增大，但塑韌性顯著下降，如圖8所示。Ni會促進焊縫金屬中貝氏體形態的轉變，w(Ni)=4%時，GB中的M-A組元形狀由塊狀變為帶狀，組織細化，GB在晶粒中的體積分數減小，出現了少量LB和AF，韌性轉變溫度降低；w(Ni)繼續增大時，焊縫組織會出現大量的LM和PF，韌脆轉變溫度升高。高強鋼多層多道焊中，w(Ni)為2.5%～5.8%時，隨著Ni含量的增加，焊縫組織中LM細化，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，焊縫金屬具有良好的綜合力學性能[34]。

(a)拉伸性能

劉政軍等[37]研究了Mo對WQ960高強鋼焊縫金屬的微觀組織和力學性能的影響，Mo的加入促進貝氏體的轉變，焊縫金屬抗拉強度增大，伸長率和沖擊韌性降低，見圖9。焊縫金屬中，w(Ni)的最佳范圍是0.81%～1.22%，Mo的最佳質量分數為1.52%，此時焊縫組織主要由AF和少量貝氏體構成。w(Mo)<2.01%時，焊縫金屬的沖擊韌性略有下降；w(Mo)=2.47%時，焊縫組織中的貝氏體的體積分數最大，它對焊接接頭力學性能的影響超過AF對焊接接頭力學性能的影響，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均可促進焊縫金屬貝氏體的形成，Cr、Mo可提高焊縫金屬的強度，但會導致韌性下降。Cr主要促進M-A組元和LB的形成[31-33,38-39]，M-A組元的增多會增大裂紋產生和擴展傾向。不同強度等級的焊縫金屬中，Cr的最佳質量分數不同。Mo對焊縫金屬韌性惡化程度取決于焊縫組織中AF的體積分數，控制焊縫組織中AF和貝氏體組織的體積分數為合理值，可在提高焊縫金屬強度的同時保持焊縫金屬的韌性[36-37]。在提高焊縫金屬強度方面，Mo優于Ni[37]。Ni可提高焊縫金屬的韌性，且對強度影響較小，但過量的Ni會導致粗大脆性相CB的形成。為了與高強度級別的高強鋼焊接匹配，合金元素質量分數的推薦值如下：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對高強鋼焊縫金屬微觀組織形成和力學性能的影響

2.3 微合金系B、Nb、Ti、Zr、Re的影響

焊縫金屬凝固過程中，B處于自由態時，作為表面活性元素會在奧氏體晶界上偏聚，降低晶界界面能，抑制奧氏體晶粒長大，細化晶粒，提高焊縫金屬強度和韌性。同時，B可與O、N結合形成化合物，起到脫氧脫氮的作用，減少焊縫氣孔、夾雜物。過量的B會偏析到奧氏體晶界，起到釘扎作用，抑制AF的形成，促進貝氏體的形成，對韌性造成不利影響。LEE等[40]指出，在抗拉強度600 MPa的高強鋼焊縫金屬中，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，拉伸強度和屈服強度增大。焊縫金屬含Ti時，B會以固溶的形式偏析在含Ti 夾雜物周圍，使夾雜物與奧氏體的基體間界面能降低，抑制晶內板條貝氏體形核[41]，提高焊縫沖擊韌性。ILMAN等[42]指出，w(N)=0.0083%和w(B)=0.004%時，焊縫金屬中的B會抑制PF形成，促進AF形核。焊縫中添加Ti時，O、N會優先與Ti結合，阻止B被氧化，促進AF的形成，抑制貝氏體的形成，提高了焊縫組織的綜合力學性能。

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性與Fe原子相差很大，造成結晶困難；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，形成更多的形核質點，起到細化晶粒和彌散強化的作用，另一部分Nb(C，N)位于奧氏體晶界處，阻礙位錯運動，提高強度，但是塑韌性也相應降低，所以為了保證獲得良好綜合力學性能，Nb含量會存在一個最佳匹配值。劉政軍等[36]研究了Nb對WQ960高強鋼焊縫金屬微觀組織和力學性能的影響，指出焊縫金屬無Nb時，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，焊縫金屬韌性先提高后降低；w(Nb)=0.05%時，韌性取得最大值，此時，焊縫組織出現大量的AF，晶粒明顯細化，抗拉強度增大。

文獻[43-45]研究了Ti對高強鋼焊縫金屬微觀組織和沖擊韌性的影響，發現Ti可促進AF并抑制貝氏體的形成。w(Ti)為0.025%～0.05%時，焊縫組織的綜合力學性能良好。w(Ti)≤0.05%時，Ti促進AF形成，提高沖擊韌性；w(Ti)>0.05%時，焊縫組織由AF、PF和魏氏鐵素體向以AF、PF、貝氏體和M-A組元的復合組織轉變。Ti促進貝氏體和M-A組元等硬質相的形成，斷裂模式由韌窩型斷裂變為準解理型斷裂。如圖10、圖11所示，w(Ti)=0.002%時，焊縫組織由50%(體積分數)AF和50%(體積分數)貝氏體組成，焊縫硬度為269HV；w(Ti)=0.072%時，AF體積分數達到92%，焊縫硬度為266HV，并具有較低的韌脆轉變溫度。Ti極易與O結合形成Ti2O3。Ti2O3是一種具有陽離子空位的氧化物，可以從焊縫金屬基體中吸收大量的Mn，導致夾雜物周圍形成貧錳區，促進AF形核。

圖10 Ti對高強鋼焊縫金屬沖擊功的影響[45]Fig.10 Effect of Ti on impact absorbed energy ofhigh-strength steel weld metal [45]

圖11 Ti對高強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都是強氧化物形成元素，但Zr與O的結合能力遠大于Ti。Zr促進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化程度，圖12所示為C-Mn鋼和Ti-Zr鋼的過冷奧氏體連續冷卻轉變(continuous cooling transformation，CCT)曲線。w(Ti)=0.015%，w(Zr)=0.01%時，主要的復合夾雜物(ZrO2·MnS)可作為AF形核質點，顯著促進晶內AF形核，形成互鎖AF，使焊縫組織具有較高沖擊韌性。CHAI等[47]同樣發現Zr有利于焊縫晶粒細化，w(Zr)為0.003%～0.008%時，夾雜物由含Ti氧化物逐漸轉變為含Ti和Zr的復合氧化物，Zr為含Ti氧化物提供大量的形核質點，形成的ZrO2氧化物尺寸細小，可在焊縫組織中均勻分布，提高形核速率，促進AF轉變，抑制貝氏體形成；w(Zr)=0.01%時，會產生單相ZrO2。張天理[29]研究了Zr、Ti、Ce對焊縫金屬抗拉強度和沖擊韌性的影響，結合圖13可直觀看出Zr、Ti、Ce的相互作用對焊縫組織力學性能影響復雜，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性能。

(a)C-Mn 鋼 (b)Ti-Zr鋼 注：IPF表示晶粒內多邊形鐵素體，f-AF 表示細針狀鐵素體，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表示細馬氏體圖12 C-Mn 鋼和Ti-Zr鋼的過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線圖 [46]Fig.12 CCT diagrams of C-Mn steel and Ti-Zr steel [46]

(a)抗拉強度 (b)沖擊功圖13 Zr、Ti、Ce對高強鋼焊縫金屬力學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等有害雜質反應，形成小尺寸、球狀的復合夾雜物，減小夾雜物對焊縫性能的不利影響。蔡養川等[48]研究了Y對800 MPa級高強鋼焊縫金屬微觀組織和力學性能的影響。Re可抑制側板條鐵素體(ferrite side plate，FSP)形成，促進GB形成，細化晶粒，提高焊縫金屬強度。如圖14所示，藥皮無Y時，焊縫組織由FSP和少量AF+GB組成，晶粒較粗大；w(Y)=2%時，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，焊縫組織中產生大量夾雜物，組織分布不均，焊縫韌性降低。

圖14 Y對高強鋼焊縫金屬力學性能的影響[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對焊縫金屬組織的影響見表3。為獲得良好的綜合性能，w(B)需要控制在合適范圍，B過量會促進貝氏體形成，降低韌性，焊縫金屬中N的質量分數增大時，B的質量分數則應相應增大。Nb、Ti、Zr均會促進AF的形成[28, 42-46, 51-57]，細晶粒化，抑制貝氏體、FSP、PF、WF的形成，提高焊縫沖擊韌性。Ti含量過高會促進貝氏體的形成，降低焊縫沖擊韌性。Re主要促進AF的形成[48-49,58-60]，抑制FSP、P的形成，細化晶粒，提高焊縫金屬韌性，對GB的形成影響較小，但Re過量會導致晶界污染，惡化焊縫金屬韌性。為了與高強鋼焊接匹配，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對高強鋼焊縫金屬微觀組織形成和力學性能的影響

2.4 雜質元素P、S、N、H、O的影響

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

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

AN等[62]指出，H會使焊縫金屬疲勞裂紋擴展速率增加一個數量級，降低母材和焊縫金屬的斷裂韌性，擴散氫和拘束應力的存在會誘導焊接內部裂紋的擴展。EROFEEV等[63]指出，焊縫金屬中H的擴散會降低焊縫塑性。隨著擴散H的增多，裂紋發生和擴展所需的能量大幅降低，擴散H增加到5～8 mL/100g時，裂紋起源功降低10～12個數量級。低溫且H濃度高的情況下，焊接會升高DBTT。王斌等[64]指出，焊縫金屬中粗大脆硬的M-A組元會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，夾雜物界面很容易造成H的團聚，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，高強度焊縫比低強度焊縫更易受氫加速疲勞裂紋擴展的影響。

N對焊縫金屬的韌性有害，w(N)>0.01%時，沖擊韌性急劇下降[66]。但SHI等[67]指出，w(N)在0.0044%～0.019%范圍內增大時，焊縫晶粒細化，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質量分數小于0.025%，而焊接金屬中的N和O質量分數通常是0.03%～0.09%。MUSA 等[55]指出，w(O)<0.01%時，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，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，不到一半的夾雜物被TiO覆蓋，其焊縫組織為AF+貝氏體。

雜質元素N、S、P、H、O會惡化焊縫金屬的性能，引起裂紋的產生[64-74]。Ti、Zr可以與焊縫金屬中的MnS共同作用促進氧化物夾雜的形成，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%)， 焊縫組織最細小， S、P的質量分數可分別降低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 結語

(1)主合金系C、Si、Mn可促進貝氏體形成和形態轉變，提高焊縫金屬強度，降低韌性。C促進UB向LB的轉變，Si、Mn可促進GB和CB的形成，C、Si、Mn含量不宜過高，質量分數的推薦值如下：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可促進貝氏體形成。Cr、Ni主要促進GB和M-A組元的形成及形態轉變，適量Cr和Ni可提高焊縫金屬韌性。Cr對焊縫組織韌性的影響取決于貝氏體與AF等組織的體積分數。在提高焊縫金屬韌性方面，Ni的作用最好；在提高焊縫金屬強度方面，Mo作用優于Ni。質量分數的推薦值如下：w(Cr)為0～0.4%，w(Mo)為0.2%～1%，w(Ni)為1.6%～2.8%。

(3)微合金系調控對高強鋼焊縫金屬力學性能起至關重要作用，B會促進貝氏體形成，焊縫金屬的N可減弱B對貝氏體形成的促進作用。Nb、Ti、Zr、Re均會抑制貝氏體的形成，促進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)焊縫金屬應避免引入雜質元素S、P、N、H、O。

目前合金系設計大多依靠經驗或單變量設計，由于各合金元素之間存在復雜的相互作用，所以要求對合金體系進行定量化、精細化、系統化的調控設計，嚴格控制高強鋼焊接過程中合金元素的加入，使焊縫金屬獲得良好的綜合性能。