異種鋼焊接接頭失效機(jī)制的研究進(jìn)展

楊澤坤， 楊戰(zhàn)利， 趙寶， 肖秀程， 趙德民， 李洪濤

(哈爾濱焊接研究院有限公司, 哈爾濱 150028)

0 前言

隨著國(guó)家工業(yè)化的飛速發(fā)展，對(duì)各類工程構(gòu)件、機(jī)械構(gòu)件或材料本身提出了更高的性能要求，異種鋼焊接不僅能夠滿足不同工況條件下對(duì)鋼材提出的性能要求，而且可以降低成本和簡(jiǎn)化制造工藝，發(fā)揮不同鋼材的性能優(yōu)勢(shì)，在石油化工、交通運(yùn)輸、電站鍋爐及工程機(jī)械等行業(yè)的機(jī)械設(shè)備和構(gòu)件中得以廣泛應(yīng)用。但鑒于異種鋼本身固有的物理化學(xué)屬性和微觀組織類型存在顯著差異，在焊接過(guò)程中導(dǎo)致母材和焊縫金屬的不完全混合加劇，嚴(yán)重降低了焊接接頭的力學(xué)性能，成為工程應(yīng)用中的薄弱區(qū)域[1]。異種鋼焊接接頭的失效機(jī)制與同種鋼焊接不盡相同，如在過(guò)渡區(qū)域發(fā)生的組織不均勻化導(dǎo)致接頭出現(xiàn)脆性失效、碳遷移過(guò)程造成焊接接頭的軟化失強(qiáng)和脆化、焊接應(yīng)力大和分布不均勻?qū)е铝鸭y失效等問(wèn)題，這些關(guān)鍵問(wèn)題均會(huì)直接影響工件的使用壽命。

文中旨在對(duì)異種鋼焊接失效機(jī)制進(jìn)行分析，總結(jié)前人的研究方法和理論分析，并加之筆者自己在科學(xué)實(shí)踐中的思考，以期為異種鋼焊接領(lǐng)域的科學(xué)研究和工程應(yīng)用提供參考。

1 過(guò)渡區(qū)引起接頭失效的內(nèi)在機(jī)理

對(duì)于異種鋼而言，由于其成分、組織上的差異顯著，會(huì)在焊接接頭中產(chǎn)生一個(gè)成分連續(xù)變化、組織成分復(fù)雜的區(qū)域，研究人員稱其為過(guò)渡區(qū)域，該區(qū)域的形成原因主要是由于異種鋼的化學(xué)元素含量、微觀組織不同，導(dǎo)致不完全混合區(qū)內(nèi)的熔池凝固特性與母材存在差異，形成既不同于母材也不同于焊縫的過(guò)渡區(qū)域，其寬度和性能受焊接工藝和焊接材料的影響較大，是異種鋼焊接接頭產(chǎn)生脆性失效的主要區(qū)域。一般而言，過(guò)渡區(qū)域存在的位置在熔合區(qū)附近，其寬度在0.2～0.6 mm之間[2]，SA508-3和EQ309L異種鋼過(guò)渡區(qū)域金相組織如圖1所示[3]。Type-II晶界、“白亮層”是過(guò)渡區(qū)域中對(duì)焊縫力學(xué)性能影響最重要區(qū)域，存在元素?cái)U(kuò)散、晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變等組織轉(zhuǎn)變行為，直接反映出異種鋼接頭性能優(yōu)劣的內(nèi)在原因[4-6]。因此，對(duì)這2個(gè)區(qū)域組織和性能進(jìn)行分析有助于從內(nèi)在機(jī)理上找出降低過(guò)渡區(qū)域?qū)宇^力學(xué)性能影響的措施。

1.1 Type-II晶界對(duì)接頭失效的影響

異種鋼的強(qiáng)度、熔點(diǎn)、導(dǎo)熱性、線膨脹系數(shù)等物理化學(xué)特性有所差異，極易在焊接接頭過(guò)渡區(qū)處出現(xiàn)脆性斷裂問(wèn)題，斷裂路徑平行于熔合線，斷口呈現(xiàn)出脆性開(kāi)裂特點(diǎn)，失效源于平行界面產(chǎn)生的一種特殊晶界——Type-II晶界。AISI4340/304型不銹鋼焊接接頭在時(shí)效過(guò)程中，會(huì)在鐵素體基耐熱鋼與焊縫金屬界面附近先析出Ⅰ型碳化物(圖2[7])，隨后，串狀的Ⅰ型碳化物逐漸長(zhǎng)大，形成橢圓型或半長(zhǎng)條型的Ⅱ型碳化物，Ⅱ型碳化物富集在熔合線附近并與熔合線平行，形成Type-II晶界。該晶界位于距離熔合線100 μm的焊縫側(cè)，極易容易發(fā)生熔覆層剝離現(xiàn)象，從而導(dǎo)致接頭失效[8]。異種鋼材間的成分梯度及晶格常數(shù)和熱膨脹系數(shù)差異所引起的應(yīng)變能是形成Type-II晶界的關(guān)鍵因素，而焊接過(guò)程中的溫度梯度的變化及非平衡冷卻過(guò)程也會(huì)促進(jìn)該晶界的形成[9]。大量脆性碳化物在Type-II晶界處聚集，導(dǎo)致該處的成分梯度分布不均勻、晶界能升高從而造成接頭性能降低[10]。

對(duì)于異種鋼焊接接頭而言，Type-II晶界的產(chǎn)生意味著熔敷金屬與母材之間的結(jié)合力下降，程哲聞等人[11]在使用奧氏體不銹鋼焊材向16MND5母材堆焊過(guò)程中發(fā)現(xiàn)，Type-II晶界導(dǎo)致焊縫在低于接頭強(qiáng)度的應(yīng)力狀態(tài)下發(fā)生脆性剝離而失效。Nelson等人[12]從晶界遷移的角度，解釋了Type-II晶界的形成機(jī)理：在焊接熱循環(huán)下，由于相界面處無(wú)法發(fā)生fcc-bcc相轉(zhuǎn)變中要求的長(zhǎng)程擴(kuò)散，從而在奧氏體化溫度范圍內(nèi)發(fā)生了短程擴(kuò)散，形成了可移動(dòng)的Y-fcc異種材料界面，平行推移到焊縫一側(cè)，形成Type-II晶界，如圖3所示。

Wang等人[13]利用充氫試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)在鉻鉬異種鋼焊接接頭沿著Type-II晶界發(fā)生脆性斷裂，這種不穩(wěn)定晶界為裂紋的擴(kuò)展提供了路徑。但是充氫過(guò)程增加了邊界的氫脆傾向，從而致使晶界弱化，引發(fā)裂紋擴(kuò)展，而非Type-II晶界本身的性能體現(xiàn)。有學(xué)者通過(guò)降低熱輸入，減少碳鋼和低合金鋼處于固態(tài)奧氏體相溫度的時(shí)間，限制Type-II晶界的寬度，提高異種鋼焊接接頭的力學(xué)性能和使用壽命[14]。通過(guò)控制焊接工藝參數(shù)，以小熱輸入進(jìn)行異種鋼焊接；控制焊后熱處理的溫度，降低C元素遷移的速度和范圍，減少I型和II型碳化物的形成，有助于縮小Type-II晶界的寬度，強(qiáng)化焊接接頭的力學(xué)性能。因此，主流觀點(diǎn)認(rèn)為Type-II晶界是造成異種鋼接頭脆斷失效的主要原因。但也存在例外情況，如王清曌在對(duì)SA508-3和EQ309L異種鋼接頭研究過(guò)程中發(fā)現(xiàn)Type-II晶界并不是界面裂紋擴(kuò)展的主要路徑，其本身具有一定的塑性變形能力，在切應(yīng)變條件下引起晶界孔洞閉合，強(qiáng)化晶界抗裂性能；在正應(yīng)力條件下，表現(xiàn)出加工硬化特征，可以有效的穩(wěn)定晶界，提升接頭的力學(xué)性能。因此，關(guān)于Type-II晶界對(duì)異種鋼接頭性能影響的內(nèi)在機(jī)理問(wèn)題仍需進(jìn)一步研究。

1.2 “白亮層”對(duì)接頭失效的影響

在異種鋼焊接接頭熔合線位置，通常會(huì)出現(xiàn)一條在凝固方向上與熔合線平行、向焊縫中央生長(zhǎng)的窄帶區(qū)域，這個(gè)區(qū)域被稱為平行凝固帶[15]。平行凝固帶的形成主要是由于鋼材在成分上有所差異，在焊接熱循環(huán)作用下，界面處的濃度差促使元素進(jìn)行互擴(kuò)散而形成，而異種鋼在晶體結(jié)構(gòu)上也有所不同，在凝固過(guò)程中發(fā)生馬氏體相變，存在著大量的馬氏體脆硬組織，導(dǎo)致該區(qū)域不容易被腐蝕液腐蝕，在金相顯微鏡下顯示為光潔的白色區(qū)域，所以也稱之為“白亮層”[16-17]。由于馬氏體組織的形態(tài)受到成分的影響很大，而過(guò)渡區(qū)域是成分連續(xù)變化的區(qū)域[17]，“白亮層”中形成的馬氏體組織類型無(wú)法通過(guò)具體的成分而確定，其本身是焊接接頭的一個(gè)薄弱地帶。Zhou等人[18]使用納米壓痕法對(duì)X60和Inconel 625焊接接頭中的過(guò)渡區(qū)域進(jìn)行硬度檢測(cè)，發(fā)現(xiàn)該區(qū)域的“白亮層”中出現(xiàn)明顯的硬度增加，成為異種鋼焊接接頭容易發(fā)生斷裂的區(qū)域。Chen等人[19]在研究低合金鋼A508-III和316L焊縫熔合界面區(qū)域的顯微組織和硬度時(shí)發(fā)現(xiàn)過(guò)渡區(qū)域硬度明顯升高，出現(xiàn)馬氏體組織，如圖4[19]所示。

“白亮層”的寬度直接影響到焊接接頭的使用壽命，并與焊接工藝和填充材料密切相關(guān)。珠光體-奧氏體異種鋼焊接過(guò)程中，焊縫中的Cr，Ni等元素會(huì)向珠光體母材擴(kuò)散，奧氏體母材中的Cr，Ni等元素則會(huì)降低，從而無(wú)法形成單相奧氏體，在快速冷卻下形成脆硬的馬氏體組織。Ni元素是擴(kuò)大奧氏體相區(qū)的合金元素，對(duì)于奧氏體-馬氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程有著抑制作用,如圖5所示[2]。采用Ni元素含量較高的填充材料，可以有效減少馬氏體脆性組織的數(shù)量，縮小“白亮層”的寬度，對(duì)于重要的異種鋼結(jié)構(gòu)件焊接，最好采用鎳基填充材料，可以有效緩解“白亮層”對(duì)接頭力學(xué)性能的影響。

有研究表明，過(guò)渡區(qū)域“白亮層”中馬氏體組織的力學(xué)性能優(yōu)于奧氏體，研究人員采用原位觀察的方式研究52M合金的異種鋼接頭開(kāi)裂行為時(shí)，發(fā)現(xiàn)異種鋼應(yīng)力腐蝕裂紋擴(kuò)展會(huì)被“白亮層”中的馬氏體組織阻隔，延緩裂紋的擴(kuò)展[20-21]。裂紋在馬氏體區(qū)域受阻，并且沿奧氏體薄層擴(kuò)展，從這個(gè)角度上說(shuō)，提高馬氏體組織在“白亮層”中的比例，可以緩和接頭性能突變帶來(lái)的接頭失效問(wèn)題。因此，“白亮層”中的馬氏體組織雖然會(huì)導(dǎo)致接頭的塑韌性下降，但是在一定條件下卻可以有效抑制裂紋的擴(kuò)展。

2 碳遷移引起接頭失效的內(nèi)在機(jī)理

在異種鋼焊接過(guò)程中，兩側(cè)的熔合區(qū)出現(xiàn)軟化和脆化現(xiàn)象，導(dǎo)致焊接接頭力學(xué)性能降低。目前的主流觀點(diǎn)認(rèn)為是因?yàn)殇摬牡奶紳舛扰c合金元素含量存在差異，導(dǎo)致在熔合區(qū)附近出現(xiàn)碳遷移現(xiàn)象。明確碳遷移的形成機(jī)理，抑制碳遷移過(guò)程，才能從根本上解決異種鋼焊態(tài)熔合區(qū)軟化和脆化問(wèn)題，如今關(guān)于碳遷移的理論分析和定量計(jì)算已經(jīng)成為業(yè)內(nèi)的研究熱點(diǎn)。

2.1 碳遷移引起熔合區(qū)的軟化

異種鋼焊接過(guò)程中，C元素會(huì)通過(guò)熔合區(qū)從低合金鋼一側(cè)向高合金鋼一側(cè)遷移，低合金鋼中的合金元素含量較低，尤其是Cr，Mo，V，Ti等碳化物形成元素，這些元素可以降低C元素活度，而低合金鋼一側(cè)碳化物形成元素含量相對(duì)較少，因此，低合金鋼中的C元素會(huì)向焊縫中擴(kuò)散，導(dǎo)致低合金鋼側(cè)熔合區(qū)的碳含量降低。由于碳含量的減少，導(dǎo)致滲碳體含量下降，珠光體鋼在高溫下析出的鐵素體含量增加，使熔合區(qū)發(fā)生軟化現(xiàn)象，在焊接熱循環(huán)作用下促使軟化區(qū)的晶粒長(zhǎng)大，沿熔合區(qū)生成粗晶層，導(dǎo)致力學(xué)性能下降[20]。Panda等人[21]研究了3種不同合金含量的雙相高強(qiáng)鋼焊接接頭，發(fā)現(xiàn)合金元素含量較低的雙相鋼焊接接頭的軟化現(xiàn)象更加明顯。強(qiáng)度級(jí)別相差越多的異種鋼發(fā)生接頭軟化的趨勢(shì)越嚴(yán)重，軟化區(qū)全部出現(xiàn)在強(qiáng)度較高鋼一側(cè)的熔合線附近，由于碳遷移過(guò)程受到C元素的化學(xué)位所支配，并與其活度密切相關(guān)，此外異種鋼中碳化物的相結(jié)構(gòu)和成分有所差異，其活度系數(shù)也會(huì)不同，所以在熔合區(qū)反而會(huì)出現(xiàn)C元素的逆濃度差進(jìn)行擴(kuò)散，即“上坡擴(kuò)散”現(xiàn)象。有研究表明在使用大熱輸入或者進(jìn)行焊后熱處理時(shí)，會(huì)增加C元素的活度系數(shù)，使C元素的“上坡擴(kuò)散”加劇進(jìn)行，造成焊接接頭的軟化失強(qiáng)。軟化程度與馬氏體的體積有關(guān)，當(dāng)熱輸入較大時(shí)，馬氏體回火程度嚴(yán)重，軟化區(qū)中的馬氏體含量減少，導(dǎo)致接頭軟化程度增加[22]。軟化區(qū)的寬度與加熱溫度和加熱時(shí)間密切相關(guān)，其關(guān)系如圖6所示[22]。

李恒等人[23]發(fā)現(xiàn)在NM400/ZG30SiMn接頭的焊接熱影響區(qū)內(nèi)發(fā)生相變重結(jié)晶，導(dǎo)致板條狀馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體與碳化物顆粒，硬度明顯下降，軟化區(qū)附近高強(qiáng)鋼耐磨性下降以及焊接接頭整體強(qiáng)度下降?？梢?jiàn)降低焊接熱輸入能夠降低C元素活度系數(shù)，抑制碳遷移過(guò)程，降低軟化區(qū)寬度。Joshi等人[24]對(duì)馬氏體時(shí)效鋼和低合金高強(qiáng)鋼的焊接接頭組織類型進(jìn)行分析，發(fā)現(xiàn)進(jìn)行外部冷卻處理可以有效地減少接頭軟化程度，減少高溫回火馬氏體組織的含量，使接頭軟化區(qū)域?qū)挾冉档土?7%。無(wú)獨(dú)有偶，有學(xué)者使用強(qiáng)制冷卻裝置，通過(guò)控制冷卻水流量來(lái)降低異種鋼焊接熱循環(huán)峰值溫度，進(jìn)一步調(diào)控軟化程度和軟化區(qū)寬度[25]。

2.2 碳遷移引起熔合區(qū)的脆化

在異種鋼焊接接頭中，高合金鋼一側(cè)的熔合區(qū)中往往存在一個(gè)低韌性高硬度的增碳層，主要由淬硬的馬氏體組織構(gòu)成，碳向熔合區(qū)強(qiáng)烈擴(kuò)散形成增碳層是產(chǎn)生馬氏體淬硬組織的根本原因[26-28]。增碳層中的碳除了熔入焊縫以外，還會(huì)以鉻的碳化物形態(tài)在晶界析出，導(dǎo)致焊接接頭熔合區(qū)出現(xiàn)脆化現(xiàn)象，弱化接頭的力學(xué)性能[28]。

異種鋼之間的成分和組織上的差異直接影響C元素的擴(kuò)散方向和范圍，C元素的擴(kuò)散不完全取決于2種材料中的碳濃度差，還取決于鉻等碳化物形成元素的自有原子數(shù)量[29- 30]。Pavlovsky等人[31]用試驗(yàn)證實(shí)了奧氏體-鐵素體鋼焊接熔合區(qū)中的碳遷移過(guò)程，不取決于熔合區(qū)中比較穩(wěn)定的碳化物元素含量，而取決于這些元素中尚未與碳結(jié)合的原子數(shù)量。隨著大部分C元素遷移至焊縫側(cè)之后，與Cr原子化合形成碳化物，從而在熔合區(qū)產(chǎn)生貧鉻現(xiàn)象。貧鉻現(xiàn)象對(duì)Ms點(diǎn)的升高作用遠(yuǎn)大于固溶C的增多對(duì)Ms點(diǎn)的降低作用，故Ms轉(zhuǎn)變溫度會(huì)因Cr元素的缺乏使Ms轉(zhuǎn)變溫度升高，冷卻后熔合區(qū)中某些位置會(huì)形成新的馬氏體脆性層[32-33]。隨著焊接熱輸入的增加，焊接熱循環(huán)作用加劇，原子擴(kuò)散速度增加，相鄰區(qū)域的化學(xué)勢(shì)差值增大，導(dǎo)致接頭脆化效應(yīng)加劇。婁建新[34]在對(duì)珠光體-奧氏體鋼焊接接頭研究中，利用電子探針測(cè)定奧氏體母材界面的碳分布狀態(tài)，發(fā)現(xiàn)焊接熱輸入的增加，增碳層變寬，從而降低焊縫的力學(xué)性能，所以使用低熱輸入配合多層多道進(jìn)行焊接是改善異種焊接接頭脆化問(wèn)題的關(guān)鍵措施。隨著對(duì)碳遷移機(jī)制的深入了解，發(fā)現(xiàn)碳遷移主要局限在熔合區(qū)的類馬氏體(M-L)層中，很難向富鎳的奧氏體鋼焊縫中作長(zhǎng)程擴(kuò)散，而類馬氏體層是母材和填充金屬非均勻混合而形成的過(guò)渡區(qū)域，碳在寬類馬氏體層中的遷移速度明顯優(yōu)于窄類馬氏體[27]。因此，解決熔合區(qū)脆化的根本方法在于通過(guò)優(yōu)化熔敷金屬的化學(xué)成分，增加窄類馬氏體的數(shù)量和形成過(guò)渡層，阻止C元素的遷移和擴(kuò)散。

抑制C元素的擴(kuò)散遷移過(guò)程是解決異種鋼焊接接頭軟化和脆化的根本方法。將含有碳化物形成元素(V，Nb，Ti)的過(guò)渡層堆焊在發(fā)生脫碳現(xiàn)象的鋼表面，阻礙C元素向熔合區(qū)擴(kuò)散；采用含強(qiáng)碳化物形成元素的鋼中間過(guò)渡段的方式減少C元素的擴(kuò)散；有研究表明Ni元素能降低碳原子的活性，可以提高碳化物的穩(wěn)定性，有效抑制碳遷移的發(fā)生[35]。陳江輝等人[36]針對(duì)電站中的鐵素體和奧氏體不銹鋼焊接接頭存在碳遷移問(wèn)題，采用過(guò)渡段焊接法，通過(guò)選用幾種不同的填充材料進(jìn)行試驗(yàn)分析，認(rèn)為在焊接過(guò)渡段采用Inconel 82焊接材料是較理想的選擇。劉政軍等人[37]發(fā)現(xiàn)馬氏體脆性層的寬度與焊縫中Ni的含量成反比，采用奧氏體化能力較強(qiáng)的E310-15(Cr25Ni20)或者 E16-25MoN-15(Cr16Ni25)作為填充材料時(shí)，馬氏體脆性層的寬度顯著減小，趙金龍[38]發(fā)現(xiàn)采用ERNiCr-3預(yù)邊堆焊工藝可有效抑制耐熱鋼與不銹鋼焊接接頭的碳遷移現(xiàn)象。因此采用鎳基填充材料進(jìn)行異種鋼焊接是抑制碳遷移的最有效手段之一。

3 接頭區(qū)應(yīng)力引起接頭失效的內(nèi)在機(jī)理

由于異種鋼的熔點(diǎn)、密度、熱導(dǎo)率、線膨脹系數(shù)存在著明顯的差異，例如奧氏體鋼的線膨脹系數(shù)比珠光體鋼大30%～50%，但是熱導(dǎo)率卻只有珠光體鋼的1/3，異種鋼焊接接頭與同種鋼相比，應(yīng)力值的大小、分布的情況存在明顯差異，而且在熔合線附近出現(xiàn)焊接應(yīng)力的突變，進(jìn)而產(chǎn)生裂紋，這是導(dǎo)致異種鋼焊接接頭失效的重要原因之一，如圖7[2]所示。焊接應(yīng)力及其他致脆因素的共同作用下產(chǎn)生裂紋，破壞了部分金屬原子間的相互作用力，產(chǎn)生縫隙并形成2個(gè)新的界面。裂紋的產(chǎn)生意味著承載面積顯著減小，當(dāng)裂紋擴(kuò)展時(shí)，會(huì)直接增大金屬材料發(fā)生斷裂的可能性，因此裂紋在異種鋼焊接接頭中是最不容忽視的缺陷。異種鋼焊后經(jīng)常出現(xiàn)的裂紋形式有高溫蠕變裂紋、熱裂紋、疲勞裂紋等，分析異種鋼焊接接頭不同類型裂紋的形成原因，有助于探尋解決由裂紋引起的接頭失效問(wèn)題。

3.1 高溫蠕變裂紋引起接頭失效

姜勇[35]首次對(duì)鎳基和奧氏體的Cr5Mo異種鋼焊接接頭附近局部區(qū)域的蠕變變形進(jìn)行測(cè)量，研究了熔合線附近的蠕變行為，由于碳遷移形成的脫碳層部位具有較高的蠕變應(yīng)變速率，抗高溫蠕變斷裂性能降低，成為高溫?cái)嗔训谋∪鯀^(qū)域，發(fā)現(xiàn)鎳基Cr5Mo異種鋼接頭具有良好的抗高溫?cái)嗔研阅埽囼?yàn)結(jié)果表明，碳遷移也是影響蠕變斷裂的主要因素。江野等人[39]研究了超聲相控陣對(duì)奧氏體異種鋼薄壁小徑管焊縫裂紋的檢測(cè)，當(dāng)奧氏體異種鋼焊縫處于加熱狀態(tài)，易產(chǎn)生蠕變裂紋。張建強(qiáng)等人[40]通過(guò)研究馬氏體-貝氏體異種鋼焊接時(shí)不同強(qiáng)度匹配方式對(duì)蠕變斷裂的影響，發(fā)現(xiàn)低強(qiáng)匹配接頭的界面蠕變損失比較嚴(yán)重；高強(qiáng)匹配接頭貧碳層中蠕變損傷嚴(yán)重，蠕變孔洞幾乎連接成裂紋，持久強(qiáng)度降低，蠕變裂紋形貌如圖8所示[40]；在相同條件下，中強(qiáng)匹配接頭的蠕變損傷最輕，可減小接頭的損傷程度，延長(zhǎng)接頭的使用壽命。張建強(qiáng)等人[40]采用有限元法加速試驗(yàn)后發(fā)現(xiàn)低強(qiáng)匹配接頭焊縫界面發(fā)生蠕變斷裂，高強(qiáng)匹配接頭焊縫界面處的蠕變孔洞幾乎連成裂紋，中強(qiáng)匹配接頭焊縫界面附近的晶界僅存在個(gè)別孤立蠕變孔洞，早期失效傾向最小。因此對(duì)于減輕蠕變裂紋的方法降低加熱溫度，以減輕焊后殘余應(yīng)力和熱應(yīng)力，或者采用中強(qiáng)匹配填充金屬進(jìn)行馬氏體-貝氏體異種鋼焊接。

3.2 熱裂紋引起接頭失效

異種鋼材料之間的熔點(diǎn)存在一定程度上的差異，在焊接過(guò)程中，熔點(diǎn)低的材料率先達(dá)到熔化狀態(tài)，熔點(diǎn)高的材料仍呈固體狀態(tài)，這時(shí)已經(jīng)熔化的材料進(jìn)一步加熱，會(huì)造成低熔點(diǎn)材料的流失、合金元素?zé)龘p或蒸發(fā)，使焊接接頭難以焊合，且低熔點(diǎn)母材處于過(guò)熱狀態(tài)，會(huì)導(dǎo)致低熔點(diǎn)共晶物在晶界聚集，在熱應(yīng)力和殘余應(yīng)力作用下導(dǎo)致結(jié)晶液態(tài)薄膜開(kāi)裂，容易生成熱裂紋。熔池金屬中高溫停留時(shí)間長(zhǎng)，輸入到焊縫中的熱量很難消失，在冷卻最終階段存在較大的殘余應(yīng)力，導(dǎo)致熱裂紋的產(chǎn)生。楊慶旭等人[41]對(duì)T23/12Cr1MoV異種鋼焊接接頭熱裂紋研究中發(fā)現(xiàn)，晶界析出碳化物雖然有利于降低粗晶熱影響區(qū)的硬度，但直接減弱了晶間結(jié)合力，在殘余應(yīng)力釋放過(guò)程中，塑性變形超過(guò)了晶界塑性變形能力，從而導(dǎo)致晶間開(kāi)裂，形成熱裂紋,如圖9所示[41]。許紅等人[25]研究了Q890/Q960異種高強(qiáng)鋼焊接接頭熔合區(qū)組織，針狀鐵素體與板條馬氏體組織的不均勻過(guò)渡及應(yīng)力集中是導(dǎo)致接頭裂紋萌生的主要原因，細(xì)小的針狀鐵素體組織能夠阻礙裂紋擴(kuò)展，有利于降低焊接接頭的熱裂紋敏感性。

3.3 疲勞裂紋引起接頭失效

異種鋼焊接接頭的疲勞裂紋是一個(gè)復(fù)雜的失效形式，目前的研究主要集中在局部微觀結(jié)構(gòu)和焊后殘余應(yīng)力對(duì)異種鋼焊接接頭疲勞裂紋萌生路徑和擴(kuò)展速率的影響上。Shang等人[42]基于SEM對(duì)A508/316L的焊接區(qū)和界面區(qū)域進(jìn)行了低循環(huán)疲勞裂紋原位試驗(yàn)，在發(fā)生疲勞失效的焊接區(qū)域中，疲勞裂紋受柱狀晶粒方向的影響很大，當(dāng)疲勞裂紋在焊縫與316 L相交界面上擴(kuò)展時(shí)，疲勞裂紋主要受局部滑移線或γ奧氏體枝晶的影響，如圖10所示[42]。

異種鋼焊接接頭處的應(yīng)力狀態(tài)也會(huì)對(duì)疲勞裂紋產(chǎn)生影響，由于異種鋼的線膨脹系數(shù)和熱導(dǎo)率存在明顯差異，焊接過(guò)程中會(huì)在熔合線附近產(chǎn)生很大的殘余應(yīng)力。Jang等人[43]研究了微觀結(jié)構(gòu)和殘余應(yīng)力對(duì)異種不銹鋼焊接接頭的疲勞裂紋擴(kuò)展速率的影響，發(fā)現(xiàn)疲勞裂紋優(yōu)先沿γ奧氏體枝晶界面生長(zhǎng)，在拉伸殘余應(yīng)力作用下沿著焊縫根部快速擴(kuò)展。Huang等人[44]分析了拉伸殘余應(yīng)力對(duì)模擬BWR冷卻條件下52/82-A508異種鋼焊接接頭腐蝕疲勞裂紋擴(kuò)展的影響，發(fā)現(xiàn)在拉應(yīng)力和較高熱處理溫度作用下，沿晶界析出的碳化物密度增高，S元素從母材擴(kuò)散至晶界，使抗疲勞裂紋能力減弱。同種鋼消除焊縫殘余應(yīng)力的方法是焊后回火，但是對(duì)于異種鋼而言，焊后回火只能讓?xiě)?yīng)力重新分布，卻無(wú)法消除,而且在加熱過(guò)程中會(huì)發(fā)生應(yīng)力松弛、冷卻過(guò)程中異種鋼焊接接頭的不均勻收縮會(huì)重新產(chǎn)生殘余應(yīng)力，在周期性加熱和冷卻條件下導(dǎo)致嚴(yán)重的交變熱應(yīng)力，導(dǎo)致疲勞裂紋的生成，回火后應(yīng)力分布如圖7所示。但是也有學(xué)者通過(guò)相互作用積分和XFEM方法驗(yàn)證異種鋼的疲勞裂紋擴(kuò)展速率，發(fā)現(xiàn)當(dāng)裂紋擴(kuò)展到焊縫區(qū)域時(shí)，界面區(qū)域的壓縮殘余應(yīng)力被認(rèn)為有助于延緩裂紋尖端持續(xù)擴(kuò)展[45]?？梢?jiàn)在異種鋼焊接接頭處增加壓應(yīng)力、減少拉應(yīng)力有助于抑制疲勞裂紋的擴(kuò)展。

4 結(jié)束語(yǔ)

(1)對(duì)于異種鋼焊接接頭的過(guò)渡區(qū)域而言，Type-II晶界是在碳遷移作用下導(dǎo)致II型碳化物在晶界處富集，增加晶界發(fā)生脆性斷裂的趨勢(shì)。通過(guò)焊后熱處理可以在某種程度上減輕甚至消除Type-II晶界對(duì)熔合區(qū)帶來(lái)的不利影響，但是大部分的異種鋼焊接為了避免焊縫成分稀釋和碳遷移所帶來(lái)的失效問(wèn)題無(wú)法進(jìn)行焊后熱處理，這種方法有一定程度的局限性，所以降低熱輸入是消除Type-II晶界最有效的方式。“白亮層”是由于Cr,Ni等碳化物形成元素降低，無(wú)法形成單相奧氏體，而在快速冷卻下形成脆性組織，通過(guò)使用含Ni元素的焊材和過(guò)渡層，可以抑制奧氏體-馬氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程，縮小“白亮層”寬度，提高焊接接頭的力學(xué)性能。

(2)對(duì)于形成碳遷移過(guò)渡層導(dǎo)致接頭軟化和脆化問(wèn)題，通過(guò)降低焊接熱輸入、避免焊后回火等方法可以有效抑制增碳層和脫碳層的形成，此外阻止C元素的擴(kuò)散也是提高異種鋼焊接接頭力學(xué)性能的關(guān)鍵措施，對(duì)于含Ni新型焊材的研制將是改善異種鋼熔合區(qū)軟化和脆化問(wèn)題的最優(yōu)解決方案。

(3)焊接熱應(yīng)力和殘余應(yīng)力是導(dǎo)致熔合區(qū)出現(xiàn)焊接裂紋的根本原因，但是壓縮應(yīng)力對(duì)于疲勞裂紋尖端擴(kuò)展有抑制作用，所以不是所有的殘余應(yīng)力都是有害的。通過(guò)精確施加冷源從而定量的控制焊接熱應(yīng)力和殘余應(yīng)力的分布情況，結(jié)合預(yù)置應(yīng)力的方法將應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)閴嚎s應(yīng)力，是解決由應(yīng)力所產(chǎn)生裂紋失效問(wèn)題的有效措施。