屈服强度为690 MPa级的高强度低合金钢(High strength low alloy steel，HSLA钢)具有优异的综合力学性能和焊接性能，可用于制造桥梁、工程结构、海洋平台、大型船舶以及工程机械^[1~3]。但是，这种钢的焊接材料和焊接工艺显著落后，在一定程度上影响其应用。690 MPa级HSLA钢的C含量低于0.06% (质量分数，下同)，合金元素 (Mn + Ni + Cr + Mo + Cu)的总含量接近4.0%~8.0%，C当量为0.70%~0.90%^[4~6]。这种钢的碳含量较低而合金元素的总量和碳当量较高，使其处于难焊与易焊区域的交接区域^[7~9]。为了减少或避免出现焊接裂纹，须在预热条件下焊接并控制预热和道间温度。Christein和Warren^[10]研究表明，焊接厚度小于25.4 mm的690 MPa级HSLA钢板，预热温度可低到16 ℃，但是板厚为25.4~31.7 mm时最低预热温度为52 ℃；板厚为31.7~69.8 mm时最低预热温度为66~93 ℃，板厚超过69.8 mm时最低预热温度不低于93 ℃。钢种的强度级别越高，其塑性和韧性越低、裂纹敏感性越高，不预热或低温预热焊接的难度越大。不预热或低预热焊接可极大地降低对焊接要求，提高焊接效率和降低焊接成本^[6]。但是，目前尚未较好地解决690 MPa级HSLA钢等强匹配不预热、低预热的焊接问题。690 MPa级HSLA钢不预热、低预热焊接的配套焊材匮乏，对配套焊接工艺的研究显著存在不足。研制690 MPa级HSLA钢的配套等强低预热焊接材料，能够满足海洋工程等领域高效、低成本建造，具有显著的工程实用价值。不预热或低预热焊接，对工艺和焊缝金属强韧性及抗裂性的要求较为严苛。焊接工艺参数包括焊接方法、热输入、预热温度、道间温度、环境温度及湿度等，是影响焊缝金属强韧性及抗裂性的关键因素。预热温度，与焊接热输入、道间温度的关系密切。Park和Lee^[11]对相关焊接工艺的研究表明，不预热、预热及焊接工艺类型(药芯焊丝电弧焊(Flux cored arc welding，FCAW)、埋弧焊(Submerged arc welding，SAW))影响690 MPa钢的焊接接头组织及强韧性，预热易使粗晶区的组织粗大，焊缝金属强度降低和韧性提高。Shin和Jo^[12]、Elmozoge等^[13]和Peng等^[14]分别研究了690 MPa级HSLA钢焊缝金属强韧性与预热温度(50~130 ℃)、道间温度(800~200 ℃)的关系。Zhang等^[15]研究表明，690 MPa级HSLA钢在不预热焊接中易产生裂纹。Elmozoge等^[13]研究表明，690 MPa级HSLA钢在室温不预热(20 ℃)焊接过程中出现裂纹，50 ℃预热则不产生裂纹，2者的冷裂纹敏感性较高主要与其C含量较高(焊丝C含量0.07%~0.11%)有关^[6,16]。Dixon和Hakansson^[17]和Alexandrov等^[18]研究表明，焊接预热温度和热输入协同影响690 MPa钢焊缝金属和热影响区的强韧性，2者对裂纹起裂、扩展过程以及失效机制的影响显著不同。目前，国内对690 MPa级HSLA钢预热的相关研究逐渐增多，详见文献[19~23]。但是，对预热相关现象后的机理研究较少。C对焊缝强韧性及抗裂性匹配有显著的影响，对不预热、低预热焊接的作用也比较大。Devaney^[24]和Strötgen等^[25]研究690 MPa级HSLA钢的焊接时采用预热温度计算公式，考虑了C当量、母材厚度、焊缝中H含量、热输入等变量的影响。目前，对690 MPa级HSLA钢焊接工艺的研究取得了一些进展，但是对690 MPa级HSLA钢不预热、低预热焊接工艺参数的研究较少，尤其是超低碳(C含量不超过0.05%)焊缝金属及母材不预热和低预热的研究。此外，不预热、低预热相关工艺的组织、性能调控及其强韧化机制仍须进一步研究。鉴于此，本文研究焊条电弧焊(Shielded metal arc welding，SMAW)不预热和低预热对焊缝金属显微组织与力学性能的影响及其机制。

实验用690 MPa级HSLA钢板的尺寸为500 mm × 150 mm × 27 mm，清理坡口油污和附着物并调控预热工艺，用直径为4.0 mm的焊条在无后热条件下焊接SMAW对接接头，焊后缓慢冷却至室温。将焊条在400 ℃烘烤1 h以充分去除水分。试板的温度与环境温度接近，进行不预热焊接对接接头。使用接触式电加热板将试板加热至既定预热温度，然后进行低预热焊接对接接头。在避风大气环境下进行焊接，用接触式测温仪测温，测温点为垂直坡口20~25 mm位置。不预热和低预热对接接头，预热温度分别为-1 ℃(环境温度与钢板温度接近)和66 ℃(目标控制不超过70 ℃)。道间温度分别为102~117 ℃、100~118 ℃，均值分别为108和110 ℃。焊接工艺参数为：不预热和低预热焊接电流为159~167 A，电压为23~28 V，焊接速度的均值为15~16 cm/min，热输入的均值为16 kJ/cm，焊接工艺参数列于表1。按GB/T 985.1-2008将试样加工成双非对称双V型坡口，坡口的角度分别为60°和90°，坡口的深度为8 mm，钝边为2 mm。将焊缝填充、盖面后将反面清根至板厚中心，继续填充盖面得到完整的对接接头。按GB/T 25774.1-2023加工熔敷金属焊接试板的坡口，坡口面角度10°，根部间隙不低于16 mm，底部加钢质衬垫。熔敷金属焊接工艺参数也列于表1。焊后在焊缝中心上部检测熔敷金属的主要化学成分(质量分数，%)，结果为：C 0.025~0.045，Si 0.20~0.40，Mn + Ni + Cr 4.50~5.50，Mo 0.30~0.50，P ≤ 0.010，S ≤ 0.0060，Fe余量。690 MPa级HSLA钢板的化学成分(质量分数，%)为： C ≤ 0.05，Si 0.20~0.50，Mn + Ni + Cr + Cu 6.0~7.0，Mo 0.40~0.60，Ti微量，P ≤ 0.005，S ≤ 0.005，Fe余量。将对接接头焊缝试板边部切除25 mm，分别按GB/T 2651-2008、GB/T 229-2007和GB/T 2652-2008在焊缝切取拉伸试样(尺寸37 mm × 27 mm × 300 mm)、V型缺口冲击试样(尺寸10 mm × 10 mm × 55 mm)和焊缝拉伸试样(直径5 mm)。用Olympus GX53金相显微镜(OM)观察对接接头微观组织和马氏体-奥氏体(M-A)组元形貌，用FEI Quanta 650场发射扫描电镜(SEM)观察对接接头的微观组织和焊缝金属冲击断口正面和剖面形貌(侵蚀后观察)。将对接接头试样的截面机械研磨、抛光后，用4%体积分数硝酸酒精侵蚀4~8 s后进行OM和SEM观察。用Lepera试剂腐蚀40~180 s，观察其中M-A组元显微组织。将冲击断口在丙酮中超声清洗10~20 min后进行SEM观察，用树脂镶嵌保护断口剖面，将其机械研磨、抛光和用4%体积分数硝酸酒精侵蚀后去除镶嵌树脂，进行SEM观察。按GB/T 2654-2008用EV500-2A型Vickers硬度仪测量对接接头表面和中心的硬度，载荷为5 kg。对接接头冲击试样、焊缝拉伸试样的取样位置和硬度测试位置如图1a所示，冲击试样剖开及侧面观察位置如图1b所示。将冲击断口从中心切开，观察冲击断口中心的侧面，以分析预热对焊缝金属强韧性的影响。

图2给出了预热对对接接头抗拉强度和冲击韧性的影响。可以看出，与不预热相比，低预热焊缝金属的抗拉强度平均值由799 MPa小幅度降至783 MPa，焊接接头的抗拉强度变化较小，其平均值维持在812~827 MPa，如图2a所示。对接接头的拉伸断裂位置均为母材。焊缝金属的塑性得到改善，断后伸长率平均值由17%提高至21%，如图2b所示。在低预热条件下焊缝的拉伸曲线在屈服阶段出现显著的屈服平台，如图2c所示，表明焊缝金属中存在组织动态回复，组织中的位错密度降低，与预热温度的提高使接头冷速降低有关^[25]。焊缝金属的-50 ℃冲击功(KV₂，下同)平均值由80 J较显著提高至99 J；熔合线-50 ℃冲击功平均值由126 J降低至98 J，呈降低趋势。热影响区(熔合线外2 mm)的-50 ℃冲击功平均值变化较小，为257~260 J，如图2d所示。对接接头焊缝中心、熔合线和热影响区的冲击韧性依次提高，-50 ℃冲击功平均值分别为80~99、98~126和257~260 J。这表明，用这种直径为4.0 mm的焊条焊接690 MPa级HSLA钢，不预热、低预热对其对接接头的强度、硬度有一定的影响，对塑韧性的影响较为显著。预热对焊缝金属及熔合线的强韧性的影响也较显著，但是对热影响区强韧性的影响较小。在不预热条件下焊缝金属的强度稍高、塑韧性稍低，低预热在一定程度上降低了焊缝金属的强度、提高了塑性及韧性，熔合线的-50 ℃冲击功呈现降低趋势，而低预热对热影响区的冲击韧性没有显著的影响。

图3给出了预热对对接接头硬度分布和平均硬度的影响。测量位置如图3a所示，硬度分布和平均硬度分别如图3b~d所示。可以看出，焊缝金属的硬度与母材的硬度接近，对接接头为等强匹配，2者的平均硬度分别为268~274HV₅和261~270HV₅。最高硬度出现在热影响区，其平均硬度为302~322HV₅，最大硬度不高于357HV₅。热影响区的最高硬度超过350HV₅，但是在360HV₅之内，表明其具有一定淬硬性及冷裂纹敏感性，但是并不显著，主要与母材的超低碳相关。此外，热影响区的最小硬度为266~291HV₅，而母材的平均硬度为261~270HV₅，可见对接接头热影响区的软化并不显著。另一方面，与不预热相比，在低预热条件下焊缝金属的平均硬度由270~274HV₅降低至268~273HV₅，热影响区的平均硬度由302~322HV₅降低至307~311HV₅，焊缝、热影响区的硬度呈现一定程度的降低。其主要原因是，预热降低了对接接头焊后的冷速，使强度降低。此现象，与Strötgen等^[25]、Park和Lee^[11]的结果一致。另一方面，预热能改善焊缝硬度的均匀性，有利于提高其冲击韧性。预热的焊缝硬度波动幅度降低，不预热、低预热的焊缝金属硬度变化范围分别为248~296HV₅和254~294HV₅。以上结果表明，690 MPa级HSLA钢对接接头为等强匹配，最高硬度出现在热影响区，不超过360HV₅。热影响区具有一定的淬硬性和冷裂纹敏感性，但是并不显著，其软化现象也不显著。

图4给出了不预热、低预热对接接头微观组织的OM像。可以看出，不预热、低预热的焊缝金属组织主要为贝氏体(B)、针状铁素体(AF)、晶界铁素体(GBF)、M-A组元等。热影响区的组织主要为板条贝氏体组织(LB)、联合贝氏体(CB)，熔合区两侧的组织分别与焊缝金属及粗晶热影响区的组织接近，熔合区的边界比较清晰。M-A组元是在奥氏体向铁素体转变过程中形成的，C和合金元素向未转变奥氏体中扩散使奥氏体中富集C，冷却至室温贝氏体等组织转变完成后未转变为富C奥氏体而转变为富C马氏体及残留奥氏体。M-A组元是C等元素扩散富集后在冷却过程中形成的组织，M-A组元界面及M-A组元中C、Mn元素富集，其余的Cr、Mo、Si元素在基体中与M-A组元中分布大致相同^[26]。M-A组元的形成，与合金成分、相变温度、冷速、晶粒尺寸、组织间应力分布等因素相关^[27]。

图5给出了不预热对接接头的M-A组元的OM形貌，其中偏亮白色的为M-A组元。对接接头中焊缝金属、熔合区靠焊缝一侧中的针状铁素体之间有弥散分布的M-A组元，焊缝金属中M-A组元的尺寸大于熔合区靠焊缝一侧，粗晶热影响区中没有形成M-A组元。这表明，焊缝金属、熔合区至热影响区M-A组元的尺寸呈现梯度分布，主要与对接接头焊后焊缝金属至母材的温度递减和冷速提高相关。焊缝金属的冷却速率较低，C等合金元素的充分扩散促进了团块状富C奥氏体的生成，在焊后冷却至室温的过程中容易形成数量较多、尺寸较大的M-A组元。热影响区的冷速比焊缝金属的高，在一定程度上抑制了C的扩散。富C奥氏体的尺寸较小，因此形成的M-A组元尺寸也较小且弥散分布在针状铁素体之间。在粗晶热影响区中母材的超低C和高冷速抑制了M-A组元的形成。Li等^[28]的结果表明，C含量较高(0.07%)的690 MPa级HSLA钢母材热影响区中生成了较多的M-A组元。M-A组元显著影响冲击韧性。M-A组元的尺寸越大、含量越高、分布越集中，则冲击韧性越低。由此可见，不预热对接接头的焊缝中心、熔合线、热影响区冲击韧性依次提高，主要与焊缝金属及母材的超低C和由焊缝至母材M-A组元尺寸的梯度分布相关。另一方面，与不预热相比，低预热降低了对接接头焊后冷速，促进了焊缝金属中M-A组元等组织的形成，但是焊缝金属的冲击吸收功却呈上升趋势，如图2d所示。这表明，影响焊缝金属冲击韧性的因素，除了M-A组元还有其他因素。

图6给出了不预热、低预热对接接头焊缝金属、熔合区和粗晶热影响区微观组织的SEM像，图7给出了对接接头焊缝金属、熔合区中M-A组元微观组织的SEM像。可以看出，不预热焊缝金属中的贝氏体板条结构较为清晰，组织中有细小的团块状和长宽比较大的针状铁素体，其中有一定量的M-A组元以及少量尺寸为2~4 μm的晶界铁素体，其柱状晶的晶界有少量的M-A组元，如图6a和7a所示。低预热焊缝金属中的贝氏体板条结构退化，针状铁素体形貌趋于团块状和棒状，其体积分数呈上升趋势。其中还出现了较多的颗粒状M-A组元，晶界铁素体的尺寸接近3~6 μm，柱状晶晶界上有一些细小、不连续的M-A组元，如图6b和7b所示。预热降低了对接接头的焊后冷速^[25]，焊缝金属中的针状铁素体、M-A组元、晶界铁素体在焊后充分生成，在其比例增大的同时尺寸也增大，贝氏体中的板条结构退化。这表明，与不预热相比，低预热使冷速降低，促进了焊缝金属中针状铁素体的生成，降低了针状铁素体及贝氏体的强度而提高了其塑性和使焊缝金属的强度降低。冷速降低也改善了C等元素的扩散条件，在焊缝金属和熔合区中形成了尺寸较大、数量较多的M-A组元。但是，焊缝金属的-50 ℃冲击功并未降低，应该与针状铁素体等组织塑性的提高有关。针状铁素体能抑制裂纹的生成而降低了裂纹形成率^[15,29]。Strötgen等^[25]、Park和Lee^[11]研究了690 MPa级HSLA钢的焊接接头，也发现了以上现象。Strötgen等^[25]的研究表明，在热输入为11 kJ/cm、预热温度由20~30 ℃提高至70~80 ℃时焊缝金属的-40 ℃冲击功呈上升趋势，并且其-30 ℃裂纹尖端张开位移提高。Park和Lee^[11]的研究表明，在药芯焊丝电弧焊、埋弧焊预热焊接条件下，焊缝金属-20~-60 ℃冲击功比不预热的高。这表明，在不同的焊接工艺中都有以上焊缝金属韧性的变化规律。

不预热和低预热的对接接头，其熔合区的组织有一定的差异。在不预热条件下，熔合区靠近焊缝一侧组织的类型与焊缝组织接近，有一定量的细小M-A组元。靠近粗晶区一侧为板条贝氏体、长条状针状铁素体组织，熔合区晶界上没有M-A组元，如图6c和7c所示。在低预热条件下，熔合区靠近焊缝一侧的组织与焊缝的组织接近，与不预热相比其针状铁素体显著粗化，颗粒状M-A组元较多并出现了异常长大的针状铁素体组织，如图6d和7d所示，其中异常粗大的针状铁素体如图6d中圆圈区域所示。该组织的出现与熔合区的成分不均匀相关，不利于韧性的提高。靠近粗晶区一侧为退化贝氏体、长条状针状铁素体组织，在熔合区的晶界有少量M-A组元。另一方面，预热提高了焊缝金属及热影响区中的M-A组元的尺寸，与焊缝金属的组织相比熔合区的组织显著细化，如图7a~d所示。热影响区中M-A组元粗化的原因，与焊缝金属的相同，即低预热对接接头焊后冷速比不预热低，促进了热影响区中C等元素扩散及富C残留奥氏体生成。但是，熔合区的组织比焊缝金属的细化，主要与熔合区较高的温度梯度相关。邹增大和李亚江^[30]、李擘等^[31]研究高强钢焊接时发现，熔化边界处较大的温度梯度促进等轴晶的生成，界面温度梯度较小有利于促进枝状晶生成。姚成武^[32]在管线钢埋弧焊焊接研究中也发现此现象，即熔合区附近晶粒尺寸比粗晶热影响区小。但是，对接接头熔合区界面的温度梯度较高，应该是其细化的主要原因：在不预热及低预热条件下，熔合区界面的温度梯度较高，容易形成长宽比及尺寸较小的针状铁素体等组织，如图7a~d所示。与焊缝金属相比，熔合区组织细化导致M-A组元之间距离缩短，促进了冲击裂纹扩展从而使其韧性降低。综上所述，与不预热相比，在低预热条件下熔合线-50 ℃冲击功降低主要与异常长大的针状铁素体及大尺寸M-A组元较密集分布相关，以上的组织形态分别与熔合区成分不均匀、熔合区较焊缝金属晶粒细化相关，促进了冲击裂纹扩展使其冲击韧性降低。与焊缝金属相比，熔合区的晶粒细化，主要与不预热及低预热条件下熔合区较高的温度梯度有关。此外，过高的预热温度将显著促进焊缝金属和熔合区中粗大M-A组元形成，不利于接头冲击韧性的提高。因此，为了实现良好的强韧性配合，预热温度需要适宜。

母材C含量不超过0.05%，不预热和低预热粗晶热影响区组织主要是超低碳贝氏体组织，在其边界未出现M-A组元。在不预热条件下，贝氏体板条结构十分清晰，含有一定量的联合贝氏体组织；在低预热条件下，粗晶区中的贝氏体板条结构显著弱化使其强度降低，联合贝氏体增多，如图4e，f、图5c和图6e，f所示。通常，超低碳贝氏体组织的强韧性匹配良好^[33]。粗晶热影响区中超低碳贝氏体组织确保了高韧性，且在不预热及低预热条件下粗晶热影响区中没有M-A组元，其-50 ℃冲击功的平均值维持在257~260 J。与不预热相比，低预热降低了贝氏体的强度而使其塑性提高，促进了联合贝氏体的形成。但是，联合贝氏体对韧性的负面影响不显著。通常，联合贝氏体不利于韧性的提高^[1]，但是其强度低于板条马氏体，硬相中一定量弥散分布的软相不会降低其韧性^[34]。综上所述，热影响区的组织主要是超低碳贝氏体，晶界没有M-A组元，其-50 ℃冲击功平均值维持在257~260 J。与不预热相比，低预热粗晶热影响区中的板条贝氏体退化并促进联合贝氏体的形成，联合贝氏体对韧性负面影响较小。

图8给出了不预热、低预热对接接头冲击断口中心的SEM像，观察位置为冲击裂纹扩展区，如图8a，b中的圆圈区域所示。图8a，b给出了焊缝中心断口的宏观形貌，图8c~h给出了焊缝中心、熔合线、热影响区的冲击断口微观形貌。图8a，b中的区域1、3是裂纹起裂区域，主要是韧窝断裂，区域2、4是裂纹扩展区域，主要是准解理断裂。

低预热焊缝在冲击过程中发生了显著形变，冲击断口中的准解理断裂区域面积比不预热小，如图8a，b中的区域2、4所示。在不预热焊缝冲击断口中，断裂单元内较平坦，边部的韧窝较小，有细小、较平整的撕裂棱；在低预热焊缝冲击断口中，断裂单元内有一定深度的凹陷，边部的韧窝较大，内部有黏着撕裂(呈现显著起伏)和细小的撕裂棱，断裂单元如图8c中的区域5和d中的区域6所示。由此可见，与不预热相比，低预热焊缝金属在冲击过程中的塑性形变较大，冲击吸收功较高。与焊缝金属相比，熔合线的冲击断口中韧窝较多，出现了细小的韧窝结构，表明其具有良好的塑性和冲击韧性。不同的是，不预热熔合线的冲击断裂单元内部的细小撕裂棱较多，低预热熔合线断口中的裂纹源较多且细小，其周围的解理断面平坦，有从中心向四周扩散的河流状花样，如图8e，f所示。此现象与低预热熔合区中密集分布的M-A组元印证。密集分布的M-A组元促进了脆性裂纹的形成，使低预热熔合线的冲击功比不预热的低。此外，在不预热、低预热条件下热影响区冲击断口均为韧窝结构，其冲击功比焊缝金属和熔合线的高。与不预热相比，低预热热影响区冲击断口中有显著的细小韧窝结构，主要与低预热使组织塑性改善相关，如图8g，h中的方框区域所示。

由此可见，与不预热相比，低预热提高了焊缝金属的塑性从而提高了其冲击韧性，也改善了熔合区塑性。但是，熔合区中出现了较大尺寸、密集分布的M-A组元。这些M-A组元在冲击过程中产生了较多的脆性裂纹源，使冲击韧性降低。此外，在不预热、低预热条件下，对接接头中焊缝金属、熔合线及热影响区的冲击韧性依次提高，断口中的韧窝面积依次增大，如图8c~h所示，主要与焊缝金属及母材的超低C和M-A组元尺寸由焊缝至母材的梯度变化相关。

在图9a中的圆圈所示区域观察冲击断口中心的侧面，可见不预热、低预热焊缝断口裂纹扩展区中的主裂纹延伸路径曲折，并有韧窝结构。其中的低预热焊缝断口裂纹扩展路径比不预热的平直。其原因是，预热温度提高至66 ℃，使针状铁素体和贝氏体的分布形态改变。不预热焊缝断口的韧窝细小、呈球形；低预热焊缝断口呈现韧窝结构并具有显著的塑性形变，垂直于断口面出现了显著的起伏，如图9d，e所示。低预热改善了焊缝金属的塑性，对韧性有较显著的影响。

图10和11分别给出了不预热、低预热焊缝金属冲击断口裂纹扩展区中的微孔和主裂纹的SEM像，其中图10c和11c给出了背散射电子(BSE)像，其余的给出了二次电子(SE)像，BSE像中白亮的相为M-A组元。分别用I~VI表示针状铁素体中、贝氏体中、针状铁素体与贝氏体界面、M-A组元与针状铁素体界面、晶界上、夹杂物附近的微孔，箭头表示主裂纹的扩展方向。不预热焊缝金属在冲击断口中心选择2个观察区域，图10b，c给出了图10a中区域1的局部放大图，图10d给出了图10a中区域2的局部放大图。低预热焊缝金属在冲击断口中心选择2个观察区域，图11b，c给出了图11a中圆圈区域局部放大图，图11d给出了冲击断口中部另一位置观察SEM像。不预热焊缝金属断口中I、III~VI类型的微孔，即针状铁素体、贝氏体与针状铁素体界面、M-A组元与针状铁素体界面、晶界、夹杂物微孔，如图10b，d所示。低预热焊缝金属断口中有I、III、IV、VI类型微孔，即针状铁素体、贝氏体与针状铁素体界面、M-A组元与针状铁素体界面、夹杂物微孔，如图11b所示。在不预热、低预热冲击断口中，针状铁素体微孔(I类型)较多，其次是M-A组元与针状铁素体界面微孔(IV类型)及夹杂物微孔(VI类型)。断口中的针状铁素体微孔(I类型)主要分布在基体中及断口附近，在断口附近的微孔尺寸大于基体中的尺寸，平均尺寸大于M-A组元和针状铁素体界面微孔(IV类型)、夹杂物微孔(VI类型)，如图10b，d和11b所示。由此可见，不预热、低预热焊缝金属中的针状铁素体塑性良好，在冲击过程中易形成较大的微孔且随后撕裂扩展。在针状铁素体中存在M-A组元、夹杂物等尺寸细小、高强度、弥散分布的质点，其阻碍作用导致在铁素体中形成小圆形微孔，呈弥散形核。由此可见，在冲击过程中针状铁素体阻碍微孔的形成和裂纹扩展，由此提高了冲击韧性。与不预热相比，低预热改善了焊缝金属中针状铁素体的塑性，使其冲击韧性提高。主要表现在，不预热焊缝金属在冲击过程中形成的弧形韧窝结构较浅，而低预热冲击断口中形成较深的弧形韧窝结构，并出现显著的撕裂棱，如图10d和11b所示。

在不预热条件下，在冲击断口主裂纹边部位置M-A组元附近的基体中，形成了数量较少、尺寸较大的微孔，主裂纹边界没有M-A组元，如图10b~d所示。与不预热相比，低预热焊缝金属的冷速较低，形成了数量较多、尺寸较大的M-A组元。在低预热条件下，在冲击断口主裂纹边部M-A组元附近的基体中，形成了数量较多、尺寸较小的微孔，主裂纹边界有少量的M-A组元，如图11b，c所示。M-A组元是富C奥氏体冷却后形成的产物，其强度较高而塑性较低。同时，M-A组元界面的C含量比内部高，其界面塑性较低^[26]。由于M-A组元及其边界的塑性较低，冲击裂纹易沿着或穿过M-A组元扩展，由此使冲击韧性降低。数量较多和尺寸较大的M-A组元，不利于焊缝金属韧性提高。但是，焊缝金属超低C使M-A组元与针状铁素体的界面结合强度发生了显著改变。在低预热冲击断口中主裂纹依然易于沿着M-A组元与针状铁素体界面扩展，但是部分主裂纹扩展进入针状铁素体中，主裂纹断裂边界上M-A组元周围包裹了一层针状铁素体，如图11d中方框区域所示。由此可知，M-A组元与针状铁素体的界面结合强度较高，并且针状铁素体的塑性十分优良，显著改变了M-A组元断裂行为并提高了冲击吸收功。其原因是，焊缝金属超低C和低预热较低的冷速条件下，使针状铁素体的塑性改善。低预热条件促进M-A组元形成，不利于冲击韧性的提高。焊缝金属超低C改善了M-A组元与针状铁素体的界面结合强度，抑制了M-A组元对其韧性的不利影响。另一方面，预热及冷速改变影响了针状铁素体与贝氏体的分布。低预热在一定程度上使组织非交织分布，降低了冲击扩展功。焊缝金属中铁素体塑性高于贝氏体，主裂纹在穿过铁素体和贝氏体分别呈现曲折和平直现象。在不预热条件下冷速适中，焊缝金属中生成的针状铁素体与贝氏体交织分布，主裂纹进入和扩展出贝氏体时均呈现大角度，受到的阻碍较大；在低预热条件下冷速较低，焊缝金属中的针状铁素体粗化及贝氏体组织退化降低了组织的交织分布倾向，主裂纹在进入和扩展出贝氏体时没有显著偏折，受到的阻碍较小，如图10d和11b中方框区域所示。这是低预热冲击断口主裂纹边界比不预热平直的主要原因，如图9b, c所示。其次，在不预热、低预热冲击断口主裂纹边部的基体中，夹杂物微孔均呈现弥散形核，其对裂纹扩展没有显著的影响。并且，预热不影响夹杂物数量及尺寸，仅对夹杂物周围VI型微孔尺寸有一定的影响，如图10d和11b所示。这表明，夹杂物只在一定程度上影响起裂功，对裂纹扩展功的影响较小，并不是影响焊缝金属韧性的主要因素。

综上所述，与不预热相比，在低预热条件下冷速的降低促进了焊缝金属中针状铁素体的生成，针状铁素体粗化及贝氏体板条结构退化，降低了针状铁素体及贝氏体的强度和使其塑性提高，并导致焊缝金属强度降低。同时，改善了C等元素扩散条件，在焊缝金属及熔合区中形成了尺寸较大、数量较多的M-A组元。低预热焊缝金属冲击韧性提高，主要与针状铁素体塑性、M-A组元与针状铁素体界面的结合强度的改善相关。前者与低预热焊缝金属冷速降低有关，后者与焊缝金属超低C相关。塑性良好的针状铁素体阻碍冲击微孔的形成和裂纹扩展，提高了冲击韧性。焊缝金属超低C改善了M-A组元与针状铁素体界面结合强度，抑制了粗大M-A组元对韧性的负面作用，使其冲击韧性提高。此外，组织的非交织分布在一定程度上促进主裂纹扩展，降低了冲击韧性。但是，在总体上低于塑性改善对韧性提供的增量，随着预热温度的提高焊缝冲击韧性呈现上升趋势。结果表明，不预热、低预热对对接接头的组织及强韧性有显著的影响，尤其是对针状铁素体和贝氏体强塑性、组织比例、分布形态，以及M-A组元尺寸、数量及分布具有较显著的影响。结果表明，为了获得良好的组织强韧性配合，需调控适宜的预热温度。值得注意的是，焊接热输入与预热温度有一定的协同作用，即对于不同的热输入，最佳预热温度不同。

(1) 与不预热相比，低预热对690 MPa级HSLA钢SMAW对接接头强度、硬度有一定的影响，对焊缝金属及熔合区强韧性的影响较显著，对热影响区强韧性的影响较小。焊缝中心、熔合线、热影响区的冲击韧性依次提高，主要与焊缝金属及母材超低C成分设计及M-A组元尺寸由焊缝至母材呈现梯度分布相关。

(2) 与不预热相比，低预热导致冷速降低促进了焊缝金属中针状铁素体和M-A组元的形成。针状铁素体粗化及贝氏体板条结构退化，以及针状铁素体及贝氏体的强度降低，导致焊缝金属强度降低、塑性提高。低预热使焊缝金属的冲击韧性提高，主要与针状铁素体塑性、M-A组元与针状铁素体界面强度改善相关，前者与预热温度提高，焊缝金属冷速降低有关，后者与焊缝金属超低C设计相关。塑性良好的针状铁素体显著阻碍冲击微孔的形成和裂纹扩展，提高了焊缝金属的冲击韧性。M-A组元和针状铁素体界面强度的改善显著抑制裂纹的扩展和使冲击韧性提高。

(3) 与不预热相比，低预热熔合线-50 ℃冲击功(KV₂)的降低主要与异常长大的针状铁素体、大尺寸M-A组元较密集分布相关。前者与熔合区成分的不均相关，后者主要是熔合区较焊缝金属晶粒细化所致，熔合区晶粒细化与此区域较高温度梯度有关。在冲击过程中，大尺寸密集分布的M-A组元形成了较多脆性裂纹源，促进冲击裂纹扩展，导致其冲击韧性降低。低预热在一定程度上促进了粗晶热影响区板条贝氏体退化和联合贝氏体生成，但是对其韧性的影响较小。

(4) 不预热、低预热对对接接头强韧性及组织有显著的影响，尤其是影响针状铁素体和贝氏体强塑性、组织比例、分布形态，以及M-A组元的尺寸、数量和分布。在低预热焊接条件下获得了良好强韧性匹配对接接头，对接接头抗拉强度平均值为827 MPa，焊缝中心、熔合线及热影响区(熔合线外2 mm)-50 ℃冲击功(KV₂)平均值分别为99、98和260 J。