焊接过程会产生焊接热循环，热影响区会出现 显微组织和力学性能不均匀的现象，焊接接头的不 同微区可根据焊接热循环过程中所经历的最高温度 划分为[1]：焊缝区(＞1500℃)、粗晶热影响区(大约在 1100~1490℃)、细晶热影响区(900~1100℃)，以及部 分相变重结晶热影响区(750~900℃)。热影响区不同部 位的显微组织变化引起焊接接头力学性能变化，尤其 是冲击韧性。实验采用同一种工艺制度的两种微合金 设计实验方案，观察不同试样低温冲击韧性的表现。

实验材料和工艺

焊接母材采用20 mm厚的热轧钢板，其主要化 学成分见表1。焊接母材的主要力学性能如下：屈 服强度为630 MPa，抗拉强度为760 MPa，延伸率为 19%，–20℃的冲击吸收功为155 J，母材组织为贝 氏体铁素体+粒状铁素体双相组织。在焊接接头中 心部位垂直于焊缝方向采用线切割切取金相试样， 通过粗磨、机械抛光后采用3%的硝酸酒精侵蚀，在 LEICA DMIRM金相电镜下观察焊接接头的显微组 织，采用FM 700显微硬度计检测不同热影响区维氏 显微硬度值的变化情况。利用林肯双丝埋弧焊机对 实验室热轧钢板进行了多道次自动焊接实验，重点 研究实验钢板焊接接头热影响区的显微组织和冲击 韧性的变化。根据国标GB/T 12470，采用低强匹配 进行焊丝和焊剂的选择。焊接母材以及配合的焊丝 和焊剂的相关化学成分如表1~3所示。成分编号为A(含Ni)的实验钢编号1#~3#，编号B(含B)的实验钢 试样编号为4#~6#。根据国标GB/T 985要求将焊接试板开V形坡口，缺口位置如图1所示，分别将V形缺 口开在CGHAZ区和FGHA区。

焊接工艺如表4所示。采用5道次焊接，为 降低HAZ区显微组织粗化，道次间隔温度控制在 180~200℃。焊接热输入计算公式见式(1)。

式中，E为焊接线能量，kJ/cm；U为焊接电压，V； I为焊接电流，A；v为焊接速度，mm/min

实验结果与分析 

焊接接头显微组织和显微硬度 

焊接接头热影响区的显微组织见图2。图2(a)为 母材熔合线区的显微组织，图上增加示意线代表融 合线。图2(b)为焊缝区的显微组织。从图中可以看出 焊缝区显微组织为针状铁素体+先共析铁素体，针状 铁素体显微组织非常细小，针状铁素体主要形核位 于焊缝中的夹杂物，先共析铁素体整体趋垂直于熔 合线方向生长。图2(c)为粗晶热影响区的显微组织， 显微组织为粒状贝氏体组织，粒状贝氏体具有粗大 的原始奥氏体晶界，内部分布着大量长条状或颗粒状M/A岛，每一个粗大的粒状贝氏体具有相近的晶 体取向，原始奥氏体晶界为粒状贝氏体的有效晶界 (>15°)，晶体内部含有大量的亚晶界[2]，这样的组织 可能会降低焊接接头的冲击韧性。图2(d)为细晶区的 显微组织，主要为细小的粒状铁素体，并在晶界上 分布着少量碳化物。

图3为5#试样的焊接接头显微硬度离焊缝中心 线的变化趋势，采用低强匹配的焊接金属，所表现 出来的焊缝区的显微硬度值小于母材及热影响区。 从焊缝中心开始，沿垂直于焊缝方向依次进行硬度 测试。由于受焊接热循环影响，焊缝接头显微组织 的变化非常显著，将相临硬度点的测试距离设置为 200 μm，其余各区域为500 μm。从图中可以看出， 焊接接头的显微硬度值表现出较大的差异，焊接热 影响区(HAZ)的硬度高于母材和焊缝区的硬度。在焊 接热影响区中，不同热影响区同样存在很大变化， 细晶热影响区的硬度值最小，约为HV 215，粗晶热 影响区硬度值最大，平均值约为HV 244，母材的平 均显微硬度值约为HV 215。

焊接接头的力学性能结果

由于焊接熔敷金属的强度远低于母材强度，焊 接拉伸断裂位置均在焊缝区。表5为焊接熔合线附 近粗晶热影响区的冲击吸收功。编号为1#~3#试样 的CGHAZ区冲击吸收功在40~76 J，而编号为4#~6# 试样的冲击吸收功较低，在8~45 J。对比不同成分 CGHAZ冲击韧性，可知B元素在高温热循环作用下，偏析在原始奥氏体晶粒，在冷却过程中形成BN 导致晶界脆化[3]，而Ni元素有利于提高韧性。 

表6为焊接热影响区中细晶热影响区的冲击吸收 功。从表6中可以看出，细晶热影响区的冲击韧性与 母材相当。这表明焊接热影响区显微组织的骤变使 得不同部位的力学性能差异很大。该区高的冲击韧 性主要归因于细小有效晶界尺寸，根据Picking等人的 实验结果，晶粒尺寸的细化不仅仅可以提高材料的强 度，而且可以降低材料的韧脆转变温度(DBTT)，提 高韧脆转变曲线上平台的冲击吸收功[3]。

焊接热影响区冲击断口形貌

图4为2#和5#试样粗晶热影响区的冲击断口形貌。从整体形貌可以看出，大部分断口均属于解理 断裂面，断口形状并未发生明显塑性变形。2#试样 的微观断口形貌可以看出，解理断面的单元解理面 的尺寸很大，最大单元解理面尺寸超过100 μm，表 明解理裂纹在这个解理面上沿近直线扩展的距离非 常远，裂纹的扩展功很小。5#试样在缺口位置附近 出现了小面积的韧窝，大大提高了裂纹的起裂功， 相对韧性有所提高。

图5为2#和5#试样细晶热影响区的冲击断口形貌，对比粗晶热影响区的全貌断口可知，细晶热影 响区断口的V形根部中出现了约50%的纤维断面，高 倍形貌图中可以看到纤维断面上有大量细小韧窝， 这是提高细晶热影响区冲击韧性的重要原因。由于 细晶热影响区的冲击吸收功高，导致裂纹扩展的阻 力较大，裂纹扩展往往会出现向粗晶热影响区甚至 焊缝方向偏转，从全貌图也可以看出，断口的下端 出现较大角度的倾斜面[4]，这种偏转显然在一定程度 上也降低了粗晶热影响区的裂纹扩展吸收功。

结束语

(1) 焊接母材组织主要为贝氏体铁素体和多边形铁素体，焊缝区的显微组织以针状铁素体为主，而 焊接热影响区以粒状贝氏体为主，焊接热影响区显 微组织的变化非常显著。 

(2) 粗晶热影响区由于紧靠熔合线，显微组织为 粒状贝氏体组织。粒状贝氏体具有粗大的原始奥氏 体晶界，会恶化冲击韧性，粗晶热影响区的断口呈 解理断面。 

(3) 细晶热影响区的冲击吸收功和母材接近，宏 观断口有塑性变形，呈延性断裂，断口上分布大量 细小韧窝。 

(4) B元素在高温热循环作用下，偏析在原始奥 氏体晶粒，在冷却过程中形成BN导致晶界脆化。Ni 在一定程度上有利于提高韧性。

参考文献

[1] 史耀武. 中国材料工程大典：材料焊接工程. 北京：化学工业出版 社，2006 

[2] 齐俊杰，黄运华，张跃. 微合金化钢. 北京：冶金工业出版社， 2006 

[3] 贺信莱，褚幼义，张秀林，等. 硼在钢中的分布. 金属学报， 1977，13(4)：235 

[4] 倪志军，张向葵. 采用TMCP工艺对高强度船体结构钢EH50的研 究与开发. 钢铁，2009，44(5)：48 

[5] 李鹤林. 油气输送钢管的发展动向与展望. 焊管，2004，27(6)：2

文章来源——金属世界