440 MPa级高强钢焊缝金属的断裂韧性

doi:10.11901/1005.3093.2023.164

440 MPa级高强钢焊缝金属的断裂韧性

曾道平¹^,², 安同邦^,¹, 郑韶先², 代海洋¹, 曹志龙¹, 马成勇¹

1.钢铁研究总院焊接研究所北京 100081

2.兰州交通大学材料科学与工程学院兰州 730070

Fracture Toughness of Weld Metal of 440 MPa Grade High-strength Steel

ZENG Daoping¹^,², AN Tongbang^,¹, ZHENG Shaoxian², DAI Haiyang¹, CAO Zhilong¹, MA Chengyong¹

1.Welding Research Institute of Iron and Steel Research Institute, Beijing 100081, China

2.School of Materials Science and Engineering, Lanzhou Jiaotong University, Lanzhou 730070, China

通讯作者: 安同邦，高级工程师，anran30002000@sina.com，研究方向为高强钢焊接材料研制与焊接工艺开发

责任编辑: 黄青

收稿日期: 2023-03-16 修回日期: 2023-06-20

Corresponding authors: AN Tongbang, Tel: 18201639982, E-mail:anran30002000@sina.com

Received: 2023-03-16 Revised: 2023-06-20

作者简介 About authors

曾道平，男，1997年生，硕士生

摘要

使用自研的Si-Mn-Ni气保护实心焊丝对440 MPa级高强钢进行MAG焊，并在系列温度下进行冲击试验、疲劳裂纹扩展速率试验和裂纹尖端张开位移试验，研究了焊缝金属的断裂韧性和显微组织对断裂韧性的影响。结果表明：焊缝金属的韧脆转变温度约为-48.4℃；随着恒幅载荷(13~17 kN)的增大载荷循环次数N减小、疲劳寿命降低，且在应力强度因子范围ΔK相同的情况下疲劳裂纹扩展速率da/dN总体上随着恒幅载荷的增大而减小；焊缝金属的CTOD值δ为0.481~0.781 mm，有效特征值δ_0.2BL为0.5103 mm，CTOD值δ的离散系数仅为16.5%，表明焊缝金属的良好断裂韧性满足海洋工程的技术要求；阻碍裂纹扩展能力较强的针状铁素体使断裂韧性提高，而阻碍裂纹扩展能力较弱的准多边形铁素体和易诱发微裂纹的M-A组元使断裂韧性降低。

关键词： 金属材料; 440 MPa级高强钢; 焊缝金属; 断裂韧性; 显微组织

Abstract

Weld joints of 440 MPa grade high-strength steel were prepared via metal active-gas welding technique with a homemade Si-Mn-Ni gas-shielded solid welding wire as filler. Then the fracture toughness of the weld metals was studied by impact test, fatigue crack growth rate test, and crack tip opening displacement test at different temperatures, aiming to clarify the relation of microstructure and fracture toughness, so that to provide data support for the engineering application of the welding wire. The results show that the ductile-brittle transition temperature of the weld metal is about -48.4^oC; With the increase of constant amplitude load (13~17 kN), the number of load cycles(N) and the fatigue life decreases continuously. Moreover, when the stress intensity factor range (ΔK) keeps the same, the fatigue crack growth rate (da/dN) decreases gradually with the increase of constant amplitude load; The CTOD value (δ) of weld metal is 0.481~0.781 mm, the effective characteristic value (δ_0.2BL) is 0.5103 mm, and the dispersion coefficient of CTOD value(δ) is only 16.5%, The weld metal has good fracture toughness and meets the technical requirements of marine engineering; Acicular ferrite has the strong ability to block crack propagation, thus improving fracture toughness, while quasi-polygonal ferrite has the weak ability to block crack propagation and M-A constituent is easy to induce microcracks, thus reducing fracture toughness.

Keywords： metallic materials; 440 MPa grade high-strength steel; weld metal; fracture toughness; microstructure

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本文引用格式

曾道平, 安同邦, 郑韶先, 代海洋, 曹志龙, 马成勇. 440 MPa级高强钢焊缝金属的断裂韧性[J]. 材料研究学报, 2024, 38(2): 151-160 DOI:10.11901/1005.3093.2023.164

ZENG Daoping, AN Tongbang, ZHENG Shaoxian, DAI Haiyang, CAO Zhilong, MA Chengyong. Fracture Toughness of Weld Metal of 440 MPa Grade High-strength Steel[J]. Chinese Journal of Materials Research, 2024, 38(2): 151-160 DOI:10.11901/1005.3093.2023.164

高强钢具有良好的强韧性、焊接性和成形性，在海洋机械工程领域得到了广泛的应用^[1,2]。高强钢的焊接连接，能降低工程机械产品的复杂性和生产成本且提高生产效率^[3]。多层多道焊连接高强钢，使用的不匹配焊料在焊缝金属的各焊道间产生夹渣和未熔合等焊接缺陷。同时，后焊道的再热作用使先焊道的部分组织发生重结晶相变，增大了显微组织和化学成分的不均匀性和不连续性和降低了焊缝金属的断裂韧性，进而使焊缝金属在低温、循环大载荷等工作条件下因断裂韧性储备不足而发生脆断，严重降低工程机械产品的使用性能。

刘畅等^[4]进行CTOD试验研究E36钢埋弧焊焊缝金属的断裂韧性时发现，针状铁素体使裂纹尖端塑性变形而钝化，其断裂韧性显著高于先共析铁素体，焊缝金属的CTOD值为0.333~1.328 mm。显微组织分布的不均匀性，是CTOD值波动的主要原因。Barbosa等^[5]进行CT试验研究E36钢埋弧焊焊缝金属的疲劳裂纹扩展速率时发现，针状铁素体使裂纹表面的粗糙度提高，诱导裂纹闭合和降低裂纹扩展速率。Yang等^[6]研究X80钢埋弧焊焊缝金属的断裂韧性时发现，粗大的魏氏体显著降低断裂韧性而使焊缝金属的CTOD值仅为0.2427 mm。这表明，不同强度高强钢焊缝金属的断裂韧性有较大的差异。鉴于此，本文使用一种Si-Mn-Ni气保护实心焊丝进行MAG焊，通过系列温度冲击试验、疲劳裂纹扩展速率试验和裂纹尖端张开位移试验研究焊缝金属的断裂韧性和显微组织对断裂韧性的影响。

1 实验方法

使用自研的Si-Mn-Ni气保护实心焊丝对440 MPa级高强钢进行MAG焊。试板的尺寸为500 mm × 150 mm × 20 mm，焊接电流为275 A，电压为30 V，焊接速度为30 cm/min，保护气为80%Ar + 20%CO₂，流量为20 L/min，热输入为16.5 kJ/cm。焊前无预热和焊后无热处理，焊接设备为TPS-450型焊机，试板和焊丝的化学成分列于表1，试板和焊缝金属的力学性能列于表2，试板坡口的规格在图1中给出。

表1 试板和焊丝的化学成分

Table 1 Chemical composition of test plate and solder wire (mass fraction,%)

Material	C	Si	Mn	Ni	Cr+Cu	Ti	P	S	Other
Test panel	< 0.06	< 0.30	1.10	0.20	0.450	< 0.03	≤ 0.005	≤ 0.005	Trace
Solder wire	0.039	0.49	1.46	1.02	0.391	0.019	≤ 0.005	≤ 0.005	Trace

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表2 试板和焊缝金属的力学性能

Table 2 Mechanical properties of test plate and weld metal

Material

Yield strength

R_p0.2 / MPa

Tensile strength

R_m / MPa

Elongation after

fracture A / %

Reduction of

Area Z / %

Poisson's

ratio μ

Elastic modulus

E / GPa

Test panel

552

619

24.5

Weld metal

538

593

24.0

0.3

212

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图1

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图1 试板坡口规格的示意图

Fig.1 Schematic diagram of test palte specification

用体积分数为2%的硝酸酒精溶液腐蚀金相试样。用Olympus GX51型光学显微镜(OM)观察焊缝金属的显微组织。用Lepera溶液腐蚀后，用同型OM观察焊缝金属中的M-A组元。使用ImageJ软件统计M-A组元的含量和尺寸。用EM500-2A型半自动显微维氏硬度仪测试M-A组元和铁素体基体的显微硬度，载荷力为1.96 N，加载时间为10 s。将透射电镜试样用砂纸手工减薄至40~50 μm，然后用磁力减薄器进行电解双喷减薄，双喷溶液是体积分数为4%的高氯酸酒精溶液，温度为-35 ± 5℃。用H-800型透射电镜(TEM)观察焊缝金属的精细组织，观察位置在图2a中给出。

图2

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图2 组织观察和性能测试位置的示意图

Fig.2 Location diagram of organization observation and performance test (a) organization observation, (b) performance tests

依据国家标准GB/T 2650-2008进行焊缝金属的系列温度冲击试验，V型标准试样的尺寸为10 mm × 10 mm × 55 mm。依据国家标准GB/T 6398-2017进行焊缝金属的疲劳裂纹扩展速率(CT)试验，试样的尺寸为60 mm× 62.5 × 12.5 mm，如图3a所示，试验设备为MTS 370.10疲劳试验机，试验温度为25℃，加载频率为25 Hz，载荷比R为0.1，加载波形为正弦波，试验过程中保持载荷恒定，最大恒幅载荷P_max为13、15和17 kN，使用降K法预制疲劳裂纹，用柔度法测量裂纹扩展起始长度为a₀和终止长度为a_f，用七点递增多项法计算疲劳裂纹扩展速率da/dN；依据国家标准GB/T 21143-2014进行焊缝金属的裂纹尖端张开位移(CTOD)试验，试样为直三点弯曲标准试样，尺寸为150 mm × 32 mm × 16 mm (图3b)，试验温度为25℃，试验前先使用200 kN高频疲劳试验机预制疲劳裂纹，之后在MTS EL0057疲劳试验机上进行CTOD试验。用九点值法测量初始裂纹长度和终止裂纹长度，并根据标准BS7448计算CTOD值。不同性能测试试样的缺口位置均为焊缝金属的中心(图2b中虚线)。用Quanta 650型扫描电镜(SEM)观察试样断口的形貌。

图3

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图3 CT试样和CTOD试样尺寸的示意图

Fig.3 Dimension diagram of CT sample and CTOD sample (a) CT sample, (b) CTOD sample

2 实验结果

2.1 焊缝金属的组织

图4给出了焊缝金属组织的照片。在图4中能依稀观察到柱状晶的原奥氏体晶界(PCGB)，主要由细小交织状的针状铁素体(AF)组成(图4a)；AF板条多数为细小的短棒状，板条之间基本上呈交织状分布，板条的宽度集中在0.30~1.25 μm。交织状分布把板条长大粗化所需的区域分割成许多细小的区域，使板条只能在这些细小的区域内长大，从而使板条细化(图4b)；焊道间的组织由准多边形铁素体(QF)和少量的AF组成(图4c)；QF板条内的位错密度较高，QF板条多为块状且显著粗化，板条的宽度集中在0.88~3.81 μm(图4d)。在多层多道焊接程中先焊道受后焊道类似于焊接热循环的再热作用，当再热作用的峰值温度达到1000℃左右时先焊道的部分原柱状晶AF转变为QF，在部分QF中保留AF的大角度晶界^[7]。

图4

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图4 焊缝金属组织照片

Fig.4 Photos of weld metal microstructure (a) columnar crystal (OM), (b) columnar crystal (TEM), (c) interpass (OM), (d) interpass (TEM)

图5给出了焊缝金属中M-A组元及其显微硬度照片。可以看出，柱状晶中大部分M-A组元以颗粒状或细条状呈弥散状分布在AF之间(图5a)，少量M-A组元以链状分布在原奥氏体晶界，M-A组元的含量(面积分数)约为1.331%，平均尺寸为1.907 μm²；与柱状晶相比，焊道间M-A组元的含量显著提高、尺寸显著增大(图5b)，含量为3.008%，平均尺寸为6.779 μm²；M-A组元的显微硬度显著高于铁素体基体(图5c)，M-A组元中碳的含量较高，使其显微硬度显著提高。

图5

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图5 焊缝金属中的M-A组元及其显微硬度照片

Fig.5 Photos of M-A constituent and microhardness in weld metal (a) columnar crystal, (b) interpass, (c) microhardness

2.2 系列温度冲击吸收功

表3列出了焊缝金属的系列温度冲击吸收功。可以看出，随着冲击温度的降低冲击吸收功随之降低，在20℃到-40℃和-60℃到-80℃范围内冲击吸收功降低趋势比较平缓，但是在-40℃~60℃冲击吸收功急剧降低，平均冲击吸收功从154.3 J降低到21.7 J。这表明，焊缝金属的韧脆转变温度在-40℃与-60℃之间。

表3 系列温度冲击吸收功

Table 3 Impact absorption energy of series temperature

Temperature

20^oC

0^oC

-20^oC

-40^oC

-60^oC

-80^oC

Absorbed energy / J

180; 191; 194

188.3

182; 195; 167

181.3

145; 168; 159

157.3

145; 148; 170

154.3

26; 19; 18

21.7

10; 9.6; 14

11.2

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使用Boltzmann函数

A_{k v} = \frac{A_{1} - A_{2}}{1 + e^{(T - T_{0}) d t}} + A_{2}

(1)

能较好地拟合冲击吸收功与冲击温度之间的关系，其拟合结果残差较小和拟合优度较高^[8]。式(1)中的A_kv 为冲击吸收功，A₁为下平台能，A₂为上平台能，T为冲击温度，T₀为韧脆转变温度，dt为韧脆转变温度区的温度范围。

每组冲击试样的冲击吸收功有一定的离散性，所以选择平均冲击吸收功进行Boltzmann函数拟合(图6)。拟合结果表明，焊缝金属的韧脆转变温度约为-48.4℃，拟合相关系数R²为0.9601。

图6

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图6 Boltzmann函数拟合曲线

Fig.6 Boltzmann function fitting curve

图7给出了-40℃和-60℃焊缝金属的冲击断口形貌。图7表明，-40℃冲击断口由韧窝、撕裂棱、河流花样和小解理面组成，为韧窝+准解理的混合断裂形貌(图7a)；-60℃冲击断口由解理面、解理台阶和少量二次裂纹组成，为解理断裂形貌(图7b)。这表明，随着冲击温度的降低断口形貌逐渐从韧窝+准解理断裂转变为解理断裂。

图7

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图7 在不同温度下冲击断口的形貌

Fig.7 Impact fracture morphology (a) -40^oC, (b) -60^oC

2.3 疲劳裂纹的扩展速率(CT)

Paris公式^[9]定量描述了金属材料的疲劳裂纹稳定扩展阶段中裂纹的扩展速率da/dN与应力强度因子范围ΔK之间的关系，ΔK为疲劳裂纹扩展驱动力

\frac{d a}{d N} = C {(Δ K)}^{m}

(2)

式(2)中的C和m为材料自身疲劳裂纹扩展的参数，可由疲劳裂纹扩展速率确定，应力强度因子范围可由^[9]

Δ K = \frac{Δ P}{B W^{0.5}} \cdot \frac{(2 + α) (0.886 + 4.64 α - 13.32 α^{2} + 14.72 α^{3} - 5.6 α^{4})}{{(1 - α)}^{1.5}}

(3)

计算。式(3)中B为试样厚度，W为试样宽度，α = a/W为疲劳裂纹扩展深度比，ΔP为载荷幅值。

图8给出了焊缝金属在不同恒幅载荷下的a-N曲线和da/dN-ΔK曲线，试验结果列于表4。由图8a可见，随着载荷循环次数N的增大疲劳裂纹长度a呈指数增长且增长速率不断提高。另外，随着恒幅载荷的增大载荷循环次数N减小，从426456次减小到112577次，表明疲劳寿命不断降低。由图8b可见，不同恒幅载荷下的da/dN-ΔK曲线斜率基本一致，拟合结果表明恒幅载荷为13 kN、15 kN和17 kN的C值分别为2.6841 × 10^-9、2.1048 × 10^-9和2.8874 × 10^-9，m值分别为3.1678、3.2118和3.0869，C与m的差异较小；随着ΔK的增大da/dN随之增大，但是当ΔK相同时da/dN总体上随着恒幅载荷的增大而减小。随着恒幅载荷的增大疲劳裂纹尖端的塑性区逐渐扩大，而塑性区中疲劳裂纹的闭合和钝化使疲劳裂纹的扩展速率降低。

图8

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图8 不同恒幅载荷下的a-N曲线和da/dN-ΔK曲线

Fig.8 a-N curve and da/dN-ΔK curve for different constant amplitude loads (a) a-N curve, (b) da/dN-ΔK curve

表4 疲劳裂纹扩展速率试验结果

Table 4 Results of fatigue crack growth rate tests

P_max / kN	a₀ / mm	a_f / mm	N / cycle	C	m	R²	da/dN-ΔK
13	12.8064	29.7039	426456	2.6841 × 10^-9	3.1678	0.9830	2.6814 × 10^-9 (ΔK)^3.1678
15	13.6590	29.4438	147585	2.1048 × 10^-9	3.2118	0.9898	2.1048 × 10^-9 (ΔK)^3.2118
17	13.2626	28.0428	112577	2.8874 × 10^-9	3.0869	0.9984	1.8856 × 10^-9 (ΔK)^3..0869

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图9给出了焊缝金属在不同恒幅载荷下的断口形貌。可以看出，随着恒幅载荷和ΔK的增大断口中二次裂纹的数量和长度逐渐增大。由图9a、b和d、e可见，在断口扩展的前期和中期解理台阶的高度随着恒幅载荷的增大而减小，断口表面更为平坦。在13 kN试样断口扩展的中期部分解理台阶呈河流状分布，而在17 kN试样断口扩展的中期则出现了少量相互平行的海滩状疲劳辉纹。由图9c和f可见，断口扩展后期基本上是相互平行的海滩状疲劳辉纹，辉纹间有大量的二次裂纹，但是随着恒幅载荷的增大疲劳辉纹逐渐变宽。随着恒幅载荷的增大，在裂纹扩展后期最大的ΔK值不断增大，裂纹扩展的驱动力不断增大加快了裂纹扩展，使疲劳辉纹逐渐变宽。

图9

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图9 不同恒幅载荷下的断口形貌

Fig.9 Fracture morphology for different constant amplitude loads (a) ealy stage of 13 kN, (b) intermediate stage of 13 kN, (c) later stage of 13 kN, (d) ealy stage of 17 kN, (e) intermediate stage of 17 kN, (f) later stage of 17 kN

2.4 疲劳裂纹尖端的张开位移(CTOD)

用九点值法测量了CTOD试样的初始裂纹长度和终止裂纹长度，结果列于表5和表6。并根据

a_{0} = \frac{1}{8} [\frac{(a_{01} + a_{09})}{2} + \sum_{i = 2}^{8} a_{0 i}]

(4)

表5 初始裂纹的长度 (mm)

Table 5 Original crack length

Sample	a₀₁	a₀₂	a₀₃	a₀₄	a₀₅	a₀₆	a₀₇	a₀₈	a₀₉
1	14.21	15.98	16.71	16.75	16.38	15.86	16.08	16.31	16.07
2	14.92	16.14	16.88	17.14	17.09	16.86	16.18	16.11	15.83
3	16.49	16.67	16.46	16.71	17.27	17.47	17.26	16.26	14.42
4	15.52	16.71	17.41	17.65	17.53	17.07	16.48	16.30	16.03
5	16.47	16.72	16.25	16.22	16.45	16.93	17.03	16.60	15.55
6	17.20	17.36	16.85	16.69	17.04	16.86	17.46	16.90	15.58

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表6 终止裂纹的长度 (mm)

Table 6 Termination crack length

Sample	a₁	a₂	a₃	a₄	a₅	a₆	a₇	a₈	a₉
1	15.07	16.63	17.62	17.90	17.90	17.05	16.90	16.58	16.21
2	15.09	16.43	17.41	17.60	17.62	17.30	16.63	16.23	15.98
3	16.54	16.86	16.89	17.39	17.84	17.98	17.68	16.55	14.95
4	16.30	17.05	18.10	18.28	18.24	17.70	17.18	16.50	16.12
5	16.59	17.01	17.02	17.50	17.94	17.82	17.59	17.03	16.06
6	17.30	17.67	17.45	17.90	18.34	18.05	17.86	17.25	16.06

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和

Δ a_{0} = \frac{1}{8} [\frac{(Δ a_{1} + Δ a_{9})}{2} + \sum_{i = 2}^{8} Δ a_{i}]

(5)

计算了原始裂纹长度a₀和裂纹稳定扩展量Δa^[10]。

根据BS7748标准，CTOD值为

δ = {[\frac{F S}{B W^{1.5}} \cdot f (\frac{a_{0}}{W})]}^{2} \cdot \frac{(1 - v^{2})}{2 δ_{y s} E} + \frac{0.4 (W - a_{0}) V_{p}}{0.4 W + 0.6 a_{0} + z}

(6)

式(6)中

f (\frac{a_{0}}{W}) = \frac{3 {(\frac{a_{0}}{W})}^{0.5} [1.99 - (\frac{a_{0}}{W}) (1 - \frac{a_{0}}{W}) (2.20 - \frac{3.93 a_{0}}{W} + \frac{2.7 {a_{0}}^{2}}{W^{2}})]}{2 (1 + \frac{2 a_{0}}{W}) {(1 - \frac{a_{0}}{W})}^{1.5}}

(7)

W为试样宽度，B为试样厚度，a₀为原始裂纹长度，F为循环载荷，S为试样跨度，V_p为塑性分量，δ_y_s为屈服强度，v为泊松比，E为弹性模量，Z为刀口厚度。

表7列出了CTOD的试验结果，可见a₀/W为0.503~0.530，任何2个裂纹深度的差值都小于0.177a₀，全部裂纹测试点的最大和最小之差值不超过0.095W，满足GB/T 21143-2014所规定的有效要求，因而CTOD试验结果有效。Δa为0.391~0.876 mm，δ为0.481~0.781 mm，δ的平均值为0.6002 mm。

表7 CTOD的试验结果

Table 7 Results of CTOD tests

Sample	W / mm	B / mm	S / mm	a₀ / mm	Δa / mm	F / kN	V_p / mm	δ / mm
1	32.07	15.85	128	16.151	0.876	29.222	3.395	0.781
2	32.08	15.90	128	16.447	0.391	27.781	1.995	0.481
3	32.08	15.92	128	16.694	0.422	27.03	2.201	0.516
4	32.13	15.93	128	16.866	0.542	26.649	2.488	0.567
5	32.16	15.95	128	16.526	0.753	27.712	2.987	0.661
6	32.13	15.91	128	17.019	0.631	26.088	2.672	0.595

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图10给出了焊缝金属的δ-Δa阻力曲线。可以看出，在总体上，随着Δa的增大δ随之增大。δ-Δa阻力曲线的拟合方程为

δ = 0.2623 + 0.5673 Δ a^{1.0000}

(8)

图10

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图10 δ-Δa阻力曲线

Fig.10 Resistance curve of δ-Δa

拟合优度R为0.9870。根据国家标准GB/T 21143-2014测得焊缝金属的有效特征值δ_0.2BL为0.5103 mm，满足Offshore Standard DNV-OS-C401规定的δ> 0.15 mm的技术指标。

试样CTOD值δ的离散性影响焊缝金属的断裂韧性：(1) 如果CTOD平均值大于0.15 mm，但离散性较大，使安全系数降低；(2) 如果CTOD值δ的最小值大于0.15 mm，安全系数较高但离散性较大，则使焊接成本提高。由表7可见，CTOD值δ为0.481~0.781 mm，平均值为0.6002 mm，离散系数(标准差/平均值)仅为16.5%。离散系数较小，表明使用所研焊丝的焊缝金属的断裂韧性良好。

图11a给出了CTOD试样断口的宏观形貌，图11b~e给出了CTOD试样断口不同区域的微观形貌。由图11b和d可见，预制疲劳裂纹区和二次疲劳裂纹区均由解理台阶、解理面、撕裂棱和二次裂纹组成，部分二次裂纹垂直于撕裂棱，二次疲劳裂纹区中二次裂纹的数量明显多于预制疲劳裂纹区，均为典型的解理断裂。由图11c可见，疲劳裂纹扩展区由大小不等的圆形、椭圆形和抛物线形韧窝组成，为典型的韧性断裂。这表明，疲劳裂纹的扩展受到了较强的阻碍而发生了大量塑性变形。这有利于疲劳裂纹尖端钝化，使断裂韧性提高。由图11e可见，冲击断口区由河流花样、解理台阶、少量的撕裂棱和韧窝组成，为韧窝+准解理的混合断裂形貌。

图11

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图11 CTOD试样断口的形貌

Fig.11 Fracture morphology of CTOD sample (a) micromorphology, (b) prefabricated fatigue crack zone, (c) fatigue crack growth zone, (d) secondary fatigue crack zone, (e) impact fracture zone

2.5 显微组织对断裂韧性的影响

图12给出了-40℃冲击断口纵剖面的裂纹扩展。由图12b、c可见，主裂纹(虚线)扩展遇到柱状晶AF时裂纹扩展方向发生多次偏转，使裂纹扩展路径出现曲折，在冲击断口的表面出现了大量韧窝。同时，主裂纹附近的AF发生了显著的塑性变形和在基体中出现了许多微孔，且微孔的底部存在着非金属夹杂物，表明AF的塑性变形能力和阻碍裂纹扩展的能力较强。非金属夹杂物与基体之间性能的差异易导致应力集中，使夹杂物从基体中剥离而形成微孔^[11]。另外，由图12d可见，在柱状晶AF中存在着二次裂纹，但是二次裂纹扩展的方向也发生了偏转，且在AF晶界停止扩展。这也表明，AF阻碍裂纹扩展的能力较强。

图12

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图12 -40℃冲击断口纵剖面上的裂纹扩展形貌

Fig.12 Crack propagation morphology on the longitudinal section of the imapact fracture at -40^oC (a) schematic diagram of observation position, (b) effect of AF on main crack growth, (c) high magnification image of the area in Fig.b, (d) secondary crack propagation in AF, (e) effect of QF on crack growth; (f) high magnification image of the area in Fig.e, (g) M-A constituent induced microcrack

AF多为大角度晶界(50°~60°)，不利于裂纹扩展^[12]。另外，AF板条呈交织状分布(图4b)，使断裂过程中形成的微裂纹难以在交织状板条间快速贯穿连续扩展而发生转向，使微裂纹扩展路径增长。同时，交织状板条使板条束细化，进一步增加；大角度晶界的数量^[13]，使阻碍裂纹扩展能力显著增大，和裂纹尖端易钝化和扩展方向易偏转，最终使裂纹扩展路径的曲折程度显著增大和裂纹扩展所需的能量显著增大，提高了断裂韧性。此外，AF的塑性变形不仅减小了断裂过程中基体的局部应力集中和微裂纹的形成，而且抑制了微孔长大，从而减少微孔相互连接形成裂纹^[13]。同时，显著的塑性变形有利于在冲击断口表面形成大量韧窝，使冲击吸收能量显著增大。这表明，AF阻碍裂纹扩展的能力强，有利于提高断裂韧性。

由图12e、f可见，与柱状晶AF相比，焊道间QF的主裂纹(虚线)扩展方向偏转次数显著减少，使裂纹扩展路径曲折度显著减小，即裂纹扩展路径趋于平直和长度减小。同时，在基体中形成了许多二次裂纹，且以近直线状在QF中扩展，表明QF阻碍裂纹扩展能力较弱。QF的位错密度较高^[8]，在断裂过程中位错运动发生增殖和缠结并在晶界、析出相和M-A组元等处发生塞积。这导致位错塞积前端产生高度的应力集中并快速达到原子键合力而利于裂纹扩展^[15]，粗大的块状QF板条也有利于微裂纹快速贯穿连续扩展(图4d)；此外，先焊道受后焊道的再热作用，使部分原柱状晶AF转变为焊道间QF等再热组织，成为多层多道焊缝金属的韧性薄弱环节。焊道间再热组织所占比例越大，相应的韧性越低^[16]。这表明，QF较弱的阻碍裂纹扩展能力，使断裂韧性降低。

此外，由图12g可见，在冲击断裂过程中M-A组元易诱发微裂纹并在基体中扩展。M-A组元的显微硬度显著高于基体(图5c)，则在断裂过程中发生M-A组元与基体不协调的组织变形，在界面易产生高度应力集中。达到微裂纹形成所需的临界应力，将诱发微裂纹^[11]。因此，高淬硬的M-A组元易成为裂纹源，使冲击吸收能量降低。此外，原奥氏体晶界处的链状M-A组元(图5a)会破坏晶界的连续性和降低晶界结合力，更容易形成局部应力高度集中而更易诱发微裂纹，引起晶界开裂，降低断裂韧性。

3 结论

(1) 对440 MPa级高强钢进行MAG焊，其焊缝金属的韧脆转变温度约为-48.4℃。随着冲击温度的降低，冲击断口的形貌从韧窝+准解理断裂向解理断裂转变。

(2) 随着恒幅载荷(13~17 kN)的增大，载荷循环次数N和疲劳寿命减小；对于相同的应力强度因子范围ΔK，疲劳裂纹扩展速率da/dN随着恒幅载荷的增大而减小。

(3) 焊缝金属的CTOD值δ为0.481~0.781 mm，有效特征值δ_0.2BL为0.5103 mm，CTOD值δ离散系数仅为16.5%，表明焊缝金属的断裂韧性良好。

(4) 柱状晶由针状铁素体和少量M-A组元组成，焊道间由准多边形铁素体、少量针状铁素体和M-A组元组成；针状铁素体较强的阻碍裂纹扩展能力使断裂韧性提高，但是准多边形铁素体阻碍裂纹扩展能力较弱和M-A组元易诱发微裂纹，使断裂韧性降低。

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采用三种热输入进行1 000 MPa级控轧控冷(Thermo mechanical control process, TMCP)高强钢的熔化极气体保护焊，利用金相显微镜、扫描电子显微镜和透射电子显微镜研究热输入对焊接接头组织和力学性能的影响。研究结果表明，三种热输入焊缝金属组织主要由板条马氏体和板条贝氏体为主、并含有少量残余奥氏体和粒状贝氏体；焊接热影响区粗晶区组织以板条马氏体和贝氏体为主，并含有少量粒状贝氏体。随着热输入的增加，焊缝组织中贝氏体板条粗化，马氏体板条减少，而粒状贝氏体逐渐增多，部分膜状残余奥氏体向块状转变；焊缝金属冲击韧度和硬度、接头强度逐渐降低，而接头热影响区冲击韧度先增后降；当热输入为15 kJ/cm时焊接接头强韧性匹配最佳。

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热输入对Q1100钢焊接接头低温韧性及耐蚀性能的影响

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热输入对1000 MPa级工程机械用钢接头组织性能的影响

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Critical fracture toughness of weld metal structure in submerged arc welding of EH36 steel

2019

... 刘畅等^[4]进行CTOD试验研究E36钢埋弧焊焊缝金属的断裂韧性时发现，针状铁素体使裂纹尖端塑性变形而钝化，其断裂韧性显著高于先共析铁素体，焊缝金属的CTOD值为0.333~1.328 mm.显微组织分布的不均匀性，是CTOD值波动的主要原因.Barbosa等^[5]进行CT试验研究E36钢埋弧焊焊缝金属的疲劳裂纹扩展速率时发现，针状铁素体使裂纹表面的粗糙度提高，诱导裂纹闭合和降低裂纹扩展速率.Yang等^[6]研究X80钢埋弧焊焊缝金属的断裂韧性时发现，粗大的魏氏体显著降低断裂韧性而使焊缝金属的CTOD值仅为0.2427 mm.这表明，不同强度高强钢焊缝金属的断裂韧性有较大的差异.鉴于此，本文使用一种Si-Mn-Ni气保护实心焊丝进行MAG焊，通过系列温度冲击试验、疲劳裂纹扩展速率试验和裂纹尖端张开位移试验研究焊缝金属的断裂韧性和显微组织对断裂韧性的影响. ...

EH36钢埋弧焊焊缝金属组织临界断裂韧性

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2022

... 图4给出了焊缝金属组织的照片.在图4中能依稀观察到柱状晶的原奥氏体晶界(PCGB)，主要由细小交织状的针状铁素体(AF)组成(图4a)；AF板条多数为细小的短棒状，板条之间基本上呈交织状分布，板条的宽度集中在0.30~1.25 μm.交织状分布把板条长大粗化所需的区域分割成许多细小的区域，使板条只能在这些细小的区域内长大，从而使板条细化(图4b)；焊道间的组织由准多边形铁素体(QF)和少量的AF组成(图4c)；QF板条内的位错密度较高，QF板条多为块状且显著粗化，板条的宽度集中在0.88~3.81 μm(图4d).在多层多道焊接程中先焊道受后焊道类似于焊接热循环的再热作用，当再热作用的峰值温度达到1000℃左右时先焊道的部分原柱状晶AF转变为QF，在部分QF中保留AF的大角度晶界^[7]. ...

420 MPa级耐候桥梁钢用焊材熔敷金属强韧化规律

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Study on the toughening mechanism of 400 MPa grade low alloy high strength steel welding materials

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... 能较好地拟合冲击吸收功与冲击温度之间的关系，其拟合结果残差较小和拟合优度较高^[8]. 式(1)中的A_kv 为冲击吸收功，A₁为下平台能，A₂为上平台能，T为冲击温度，T₀为韧脆转变温度，dt为韧脆转变温度区的温度范围. ...

... 由图12e、f可见，与柱状晶AF相比，焊道间QF的主裂纹(虚线)扩展方向偏转次数显著减少，使裂纹扩展路径曲折度显著减小，即裂纹扩展路径趋于平直和长度减小.同时，在基体中形成了许多二次裂纹，且以近直线状在QF中扩展，表明QF阻碍裂纹扩展能力较弱.QF的位错密度较高^[8]，在断裂过程中位错运动发生增殖和缠结并在晶界、析出相和M-A组元等处发生塞积.这导致位错塞积前端产生高度的应力集中并快速达到原子键合力而利于裂纹扩展^[15]，粗大的块状QF板条也有利于微裂纹快速贯穿连续扩展(图4d)；此外，先焊道受后焊道的再热作用，使部分原柱状晶AF转变为焊道间QF等再热组织，成为多层多道焊缝金属的韧性薄弱环节.焊道间再热组织所占比例越大，相应的韧性越低^[16].这表明，QF较弱的阻碍裂纹扩展能力，使断裂韧性降低. ...

400 MPa级低合金高强钢焊接材料强韧化机理研究

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2017

... Paris公式^[9]定量描述了金属材料的疲劳裂纹稳定扩展阶段中裂纹的扩展速率da/dN与应力强度因子范围ΔK之间的关系，ΔK为疲劳裂纹扩展驱动力 ...

... 式(2)中的C和m为材料自身疲劳裂纹扩展的参数，可由疲劳裂纹扩展速率确定，应力强度因子范围可由^[9] ...

2017

... Paris公式^[9]定量描述了金属材料的疲劳裂纹稳定扩展阶段中裂纹的扩展速率da/dN与应力强度因子范围ΔK之间的关系，ΔK为疲劳裂纹扩展驱动力 ...

... 式(2)中的C和m为材料自身疲劳裂纹扩展的参数，可由疲劳裂纹扩展速率确定，应力强度因子范围可由^[9] ...

2014

... 计算了原始裂纹长度a₀和裂纹稳定扩展量Δa^[10]. ...

2014

... 计算了原始裂纹长度a₀和裂纹稳定扩展量Δa^[10]. ...

Fracture behavior of thick X80 pipeline steel plates at -25^oC

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... 图12给出了-40℃冲击断口纵剖面的裂纹扩展.由图12b、c可见，主裂纹(虚线)扩展遇到柱状晶AF时裂纹扩展方向发生多次偏转，使裂纹扩展路径出现曲折，在冲击断口的表面出现了大量韧窝.同时，主裂纹附近的AF发生了显著的塑性变形和在基体中出现了许多微孔，且微孔的底部存在着非金属夹杂物，表明AF的塑性变形能力和阻碍裂纹扩展的能力较强.非金属夹杂物与基体之间性能的差异易导致应力集中，使夹杂物从基体中剥离而形成微孔^[11].另外，由图12d可见，在柱状晶AF中存在着二次裂纹，但是二次裂纹扩展的方向也发生了偏转，且在AF晶界停止扩展.这也表明，AF阻碍裂纹扩展的能力较强. ...

... 此外，由图12g可见，在冲击断裂过程中M-A组元易诱发微裂纹并在基体中扩展.M-A组元的显微硬度显著高于基体(图5c)，则在断裂过程中发生M-A组元与基体不协调的组织变形，在界面易产生高度应力集中.达到微裂纹形成所需的临界应力，将诱发微裂纹^[11].因此，高淬硬的M-A组元易成为裂纹源，使冲击吸收能量降低.此外，原奥氏体晶界处的链状M-A组元(图5a)会破坏晶界的连续性和降低晶界结合力，更容易形成局部应力高度集中而更易诱发微裂纹，引起晶界开裂，降低断裂韧性. ...

厚规格X80管线钢低温断裂行为研究

2018

Effects of local-brittle-zone(LBZ) microstructures on crack initiation and propagation in three Mo-added high-strength low-alloy

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... AF多为大角度晶界(50°~60°)，不利于裂纹扩展^[12].另外，AF板条呈交织状分布(图4b)，使断裂过程中形成的微裂纹难以在交织状板条间快速贯穿连续扩展而发生转向，使微裂纹扩展路径增长.同时，交织状板条使板条束细化，进一步增加；大角度晶界的数量^[13]，使阻碍裂纹扩展能力显著增大，和裂纹尖端易钝化和扩展方向易偏转，最终使裂纹扩展路径的曲折程度显著增大和裂纹扩展所需的能量显著增大，提高了断裂韧性.此外，AF的塑性变形不仅减小了断裂过程中基体的局部应力集中和微裂纹的形成，而且抑制了微孔长大，从而减少微孔相互连接形成裂纹^[13].同时，显著的塑性变形有利于在冲击断口表面形成大量韧窝，使冲击吸收能量显著增大.这表明，AF阻碍裂纹扩展的能力强，有利于提高断裂韧性. ...

Influence of shielding gas composition on microstructure characteristics of 1000 MPa grade deposited metals

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... [13].同时，显著的塑性变形有利于在冲击断口表面形成大量韧窝，使冲击吸收能量显著增大.这表明，AF阻碍裂纹扩展的能力强，有利于提高断裂韧性. ...

保护气成分对1000 MPa级高强熔敷金属组织特征的影响

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