低合金高强钢的强韧化机理与焊接性能

张中武，魏兴豪，赵刚

（1.哈尔滨工程大学材料科学与化学工程学院，黑龙江哈尔滨150001；2.鞍钢集团钢铁研究院海洋装备用金属材料及其应用国家重点实验室，辽宁鞍山114009）

金属材料，特别是钢铁材料的发展对于世界工业以及社会建设具有极其重要的推动作用。21世纪的制造业被推向了新的高度，对传统材料的性能提出了更高的要求。强度高、韧性好、综合性能优越的新型合金、复合材料等的不断涌现，为国民经济建设众多领域提供了强有力的支持。钢铁材料作为应用最广泛的金属材料，长久以来都是材料界重点关注与研究的对象之一。

随着中国钢铁总产量的迅猛增长，品种结构调整成为了我国钢铁工业的重中之重。低合金高强钢以其低成本、高强度、高韧性、易焊接、易加工等优点，被广泛地应用在石油运输管道、高层建筑结构和桥梁、汽车底盘、铁路和交通设备等众多领域。随着微合金化技术的蓬勃发展，低合金高强钢的设计理念和性能也在不断发展和提高。低合金高强钢的演变过程构成了钢铁材料近30年来最具影响力的发展之一。

1 低合金高强钢的发展历史

按照强化方式及处理工艺的不同，高强度低合金结构钢的发展过程大致可以分成三个阶段，即高抗拉强度（HTS）钢，调质型高强度钢和低合金高强（HSLA）钢，如表 1 所示[1]。

表1 高强度低合金结构钢的发展[1]

1.1 高抗拉强度钢

HTS钢属于铁素体-珠光体钢，强度一般在350 MPa左右，主要通过珠光体强化，其含碳量可以达到0.2%。生产过程采用传统轧制工艺，终态的显微组织为大晶粒铁素体（ferrite）和粗化珠光体（pearlite）的混合组织，应用在早期造船等领域[2]。

1.2 调质型高强度钢

上世纪50年代末，调质型高强度钢开始发展。美、俄、日等工业强国都进行了系列化的研发和生产，表2列出了世界各国调质型高强度船体钢强度级别和钢号[3]。 美国研制了以 Ni、Cr、Mo、V系合金元素为主的HY系列用钢。HY系列钢是在低碳钢（0.10%～0.20%）基础上，添加较多的 Ni、Mo、Cr、V等合金元素，通过调质处理得到回火马氏体组织以获得良好的强韧性。同一时期，苏联也成功研发了AK25、AK27、AK28系列钢。在之后的几十年中，经过苏联以及随后的俄罗斯不断研究，已经完成了从590 MPa到1 176 MPa共四个级别的钢种，即 AB2系列（590 MPa级）、AB3-AB4 系列 （785 MPa级）、AB5A 和 AB6A （980 MPa级），以及AB7A（1 176 MPa级）。英国、法国以及日本的调质型高强度钢，只是在美国的基础上做了部分修改，分别形成了QT（N）钢 、HLES80/100钢和NS系列钢。

表2 世界各国调质型高强度船体钢强度级别和钢号[3]

碳含量是影响钢淬透性的最主要因素。在淬火、回火的马氏体钢中，碳含量更是对钢的强度起着至关重要的作用。在HY130钢中，为了确保厚度为13 mm的钢板获得890 MPa级以上的屈服强度，钢中的碳含量必须高于0.05%；而对于100 mm以上的钢板，碳含量必须控制在0.085%以上才能保证强度。由此可见，碳含量对于厚钢板保持屈服强度和淬透性是非常关键的。然而，随着碳含量增加，钢的韧性和焊接性损失也非常大。在HY130钢中，碳含量每增加0.01%，-18℃的夏比冲击功就会下降3.7 J[4]。为了保证钢的综合性能，在保持钢相应强度的前提下，应当尽可能降低碳含量。因此，降低碳含量成为了高强度钢发展的一个重要方向。

Ni、Cr、Mo等合金元素在高强度钢中起着非常重要的作用。Ni是基体韧化的主要合金元素，能显著提高钢的低温韧性，对提高钢的淬透性、强度以及耐腐蚀性都有较明显的作用；Cr在钢中主要用于提高淬透性和耐腐蚀性；Mo主要用于提高钢的强度、淬透性以及回火稳定性[5]。

为了保证较厚规格的钢板也能具有足够的淬透性，通常在调质型高强度钢中添加大量的Mo、Cr、Ni等合金元素，导致钢中的碳当量以及裂纹敏感性大幅度增加。这些合金元素的添加，使调质型高强钢的焊接变得非常困难，对焊前预热、限制焊接线能量输入以及焊后热处理等焊接材料和焊接工艺提出了苛刻的要求。

1.3 低合金高强钢

在20世纪80年代，美国海军开发了用于代替HY-80钢的HSLA-80钢，后来又开发了HSLA-100钢和HSLA-115钢。HSLA-80钢是通过对ASTM A710钢进行成分和生产工艺优化发展而来，屈服强度同HY-80钢的强度相当，均为550 MPa左右。HSLA-80相对于HY-80钢具有更好的可焊性，焊接时只需要较低的预热温度或不用预热[6]。

表3列出了美国海军定义的HSLA-80钢和HY-80 钢的典型成分[7]。HSLA-80 钢与 HY-80 钢相比，在成分上将Cu的质量分数从0.25%提升到了1%，并作为铜沉淀相来强化合金；通过 Ni来消除Cu元素可能带来的热脆效应，进一步提高钢的强度和低温韧性；添加微合金元素Nb控制晶粒尺寸，Cr、Mo等合金元素抑制多边形铁素体的形成，从而可以在较宽泛的冷却速率下获得针状铁素体。在保证强度的同时，减少了 Mn、Ni、Cr、Mo 等合金元素的含量，降低了碳当量，获得了更好的焊接性能，降低了成本。

表3 HSLA-80和HY-80的化学成分（质量分数）[7]%

在HSLA-80钢的基础上，很快又开发了强度级别更高的HSLA-100钢。HSLA-100钢和HSLA-80一样利用了Cu的沉淀强化作用，碳含量较低。最初的HSLA-100钢在全厚度范围内的显微结构都为100%的低碳贝氏体，随着HSLA-100钢的发展，可以将其显微结构控制为贝氏体、马氏体、针状铁素体或者这几种组织的混合体[8-10]。通过优化HSLA-100钢的热机械处理工艺，美国海军已经开发了HSLA-115钢，并用于最新型航母福特号的飞行甲板。HSLA-115钢的合金成分与HSLA-100钢相似，但是基体相的显微结构略有变化[11]。

目前，含铜HSLA钢的发展主要分为两大方向：一是强度适中但具有优异的加工性能，如强度较低的HSLA-65钢的开发和应用；二是通过控制显微结构和不同形态沉淀相的析出，得到具有高强韧性和良好焊接性能的新型高强钢。

2 强化机制

HSLA钢主要采用的工艺有微合金化成分设计、热机械控制轧制（TMCP）工艺以及加速冷却（ACC）工艺，其强化方式包括细晶强化，固溶强化以及Cu沉淀相或碳化物的沉淀强化等。

2.1 细晶强化

晶粒细化能够提高钢的强度和韧性，降低脆性转变温度，是最经济、最有效的强化方式之一。细化晶粒的本质是阻止晶界迁移和晶粒长大，在钢中主要通过添加微合金元素来实现。

钢中质量分数低于0.1%，但又对钢的显微结构或者力学性能具有显著影响的合金添加元素称为微合金元素。微合金元素在钢中主要有细化晶粒和沉淀强化两个作用，这两个作用都是通过形成碳、氮化物来实现。

Nb、V、Ti是强碳化物的形成元素，在钢中主要以碳、氮化物的形式存在，少部分固溶在铁素体中强化基体相。微合金元素细化晶粒主要通过弥散的碳、氮化物粒子钉扎晶界，阻碍奥氏体晶界迁移和再结晶，从而细化奥氏体晶粒[12-14]。

Zener在1948年提出了钉扎粒子的半径（r）和体积分数（f）以及晶粒半径（R）的关系[15]：

此后，Gladman在1966年推导出临界钉扎粒子半径公式，当钉扎粒子超过这个半径后晶界就不再被钉扎，并且开始长大。临界粒子的半径主要依赖于粒子的体积分数和晶粒尺寸的不均匀性[16]：

式中，R代表基体晶粒的半径，f代表沉淀相粒子所占的体积分数，Z代表晶粒尺寸的不均匀因素。

2.2 固溶强化

微合金元素在铁素体中的碳、氮化物溶解度比在奥氏体中小了大约两个数量级。在轧制过程中，随着温度的下降，这些碳、氮化物在奥氏体中的溶解度也减小，再加上变形过程形变诱导带来的析出作用，Nb、V、Ti的碳、氮化物在奥氏体还没有转变为铁素体之前就析出并弥散分布在了奥氏体中，作为形核剂降低铁素体的形核能，使铁素体在较低的过冷度下形核，细化了铁素体晶粒尺寸[17-18]。

通常认为固溶强化的效果与原子浓度的平方根有关，但是在浓度较低时，强化效果和元素的质量分数有一个大概的线性关系，表4是铁素体中不同元素的固溶强化系数[19]。

表4 铁素体中不同元素的固溶强化系数[19]MPa/wt.%

2.3 Cu沉淀相或碳化物的沉淀强化

在早期钢铁生产过程中，Cu元素因为容易引起热脆，一直被视为是杂质元素。后来人们发现在钢中添加Ni元素能够有效防止热轧过程中热脆性的发生，并且含铜钢在时效处理之后可以析出铜沉淀相，使钢的强度获得很大提升[20]。目前，钢中Cu元素的沉淀强化引起了人们的广泛关注，并且已经成为高强度低碳钢发展的基础[21]。

沉淀强化的本质是通过沉淀相来阻碍位错的运动。弥散分布在基体中的细小沉淀相，如碳化物、氮化物等能够有效地阻碍位错运动。根据沉淀相与位错不同的位置关系，沉淀强化机制可以分为切过机制 （cutting）和奥罗万绕过机制（Orowan looping）两种,如图 1 所示[1]。 当沉淀相粒子尺寸较小，硬度较低时，沉淀相粒子容易发生变形，位错直接切过沉淀相，这时沉淀强化效果随着沉淀相粒子尺寸增大而增强；当沉淀相尺寸较大或硬度较高时，位错从沉淀相周围绕过并留下位错环，此时强化效果随晶粒尺寸的增大而减小。

图1 Cu析出与位错的交互作用和强化机制[1]

最近研究发现，通过合适的成分调整和热机械处理工艺，可以在HSLA钢中获得具有层级结构的富铜纳米沉淀相，从而在保持碳含量很低的情况下，大幅度提高钢的强度，具有优良的焊接性和延展性[22-24]。沉淀强化的效果主要由沉淀相的尺寸、数量密度和分布决定。普遍认为，富铜沉淀相最初是在α-Fe基体形成具有体心立方（BCC）的结构，并保持共格关系达到时效峰。在时效峰时，沉淀相的平均半径一般在1～5 nm。通过进一步时效处理，富铜沉淀相由BCC结构转变为一个复杂的六方9R结构，最终形成面心立方的平衡结构[23,25]。

当富铜纳米沉淀相尺寸小于5 nm时，主要发生切过机制，切过机制对于强度的贡献主要包括以下四个部分：有序强化、模量强化、化学强化和共格强化[26-30]。通过计算发现，富铜纳米相沉淀强化在切过机制中主要依靠有序强化和模量强化提高屈服强度，而化学强化和共格强化提供的强度较低。随着时效时间的延长，当富铜沉淀相尺寸超过切过机制和Orowan机制的临界尺寸范围后，就需要使用Orowan等式进行计算。通过形成具有层级结构的富铜纳米沉淀相能够显著提高材料的屈服强度。同时，沉淀相的主要形成元素Cu和Ni也可以细化晶粒，增加纳米相的数量密度，对于综合性能的提升具有重要作用。

3 韧化机制

体心立方金属的一个重要的特点就是韧脆转变现象。温度较高时表现为韧性断裂，温度较低时表现为脆性断裂，它们之间的临界点称为韧脆转变温度（DBTT）。对于材料韧性的评定主要通过韧脆转变温度和夏比冲击功来判断。根据材料的冲击功可以将冲击曲线分为三个区域：上平台区，韧脆转变区和下平台区，如图2所示[31]。在上平台区主要发生的是韧性断裂，在扫面电镜下可以看到冲击断口处有大量的韧窝聚集，此时的冲击功较高；在韧脆转变区随着温度的降低冲击功急剧下降；当温度降至韧脆转变温度以下后进入下平台区，断裂机制转变为脆性断裂，冲击功较低，断口处可以观察到河流状的花纹。

图2 钢的韧脆转变及断口形貌[31]

尽管目前关于断裂本质的争议还很多，但总的基本观点都是一致的。塑性断裂主要是由于位错滑移引起的，形成大量韧窝，并以微孔聚集型断裂为主；而脆性断裂则以解理断裂的方式进行，此时原子之间正向分离，形成解理面。钢中的断裂形式主要分为塑性断裂、脆性穿晶断裂及沿晶断裂三种，如图3所示[32]。HSLA钢主要为前两种断裂形式。

图3 钢的三种典型断裂方式[32]

韧脆转变温度主要受到基体显微组织、晶粒尺寸、固溶元素、弥散析出相和非金属夹杂物等影响[33]。韧性断裂的冲击功主要与材料的屈服强度有关，脆性断裂可以通过细化晶粒，增加大角度晶界等方式来提升冲击功[34]。在低温下发生解理断裂时，如果解理裂纹是由一个晶粒向另一个位向相差不大的晶粒扩展，解理裂纹前沿穿过晶界后没有太大变化；如果穿过的两个位向差较大的晶粒，裂纹会沿晶界扩展一段距离后再转向；如果遇到大角度晶界，晶界结构比较复杂，裂纹不能连续通过，从而形成大量河流或者解理扇，钝化了裂纹的扩展[35]。在HSLA钢中，通过控轧控冷可以获得针状铁素体或板条贝氏体。铁素体钢主要是由针状铁素体和准多边形铁素体组成的复合组织。复合组织中高密度位错的针状铁素体交错分布、互相咬合，裂纹在扩展时会受到交错的板条结构的阻碍，扩展路径发生偏转，路程变长，消耗的能量变大，从而有效地阻碍了裂纹的扩展[36-37]。

贝氏体钢中的组织主要以板条贝氏体为主，M/A岛分布其中，多个板条（lath）平行排列组成板条束（block），而一个原奥氏体晶粒可以形成若干个板条束。研究发现，贝氏体板条界一般为位向差小于5°的小角度晶界，板条束之间则是大于15°的大角度晶界。裂纹在扩展过程中受到互相交错分布的板条以及大角度晶界的阻碍，从而提高了低温韧性[38]。

4 焊接性能

焊接是现代钢铁使用过程中必不可少的工序，为了使焊接结构更加牢固，需要焊缝及热影响区（HAZ）与母材的强韧性相匹配。但焊接过程涉及传热传质、金属融化和凝固，焊缝及HAZ的强韧性很难与经过轧制和热处理的母材相匹配[39]。所以增强HAZ的力学性能，减少焊接裂纹就显得至关重要。

常见的焊接裂纹主要分为三类：冷裂纹、热裂纹以及层状撕裂。冷裂纹指的是焊接接头在低温下产生的裂纹，最常见的冷裂纹为氢元素引起的延迟开裂。母材和焊缝中一般含有较多的扩散氢，氢原子在缺陷处汇聚形成氢分子，由于氢分子的体积比氢原子要大，不能再继续扩散，不断聚集，最终导致焊接接头开裂。

4.1 冷裂纹

通常用碳当量（CE）来衡量材料的冷裂纹敏感性，高的碳当量会导致马氏体转变温度Ms降低从而在HAZ形成较硬的马氏体，同时更容易产生冷裂纹。对于低合金钢一般使用以下公式来计算碳当量：

式中的元素符号表示该元素的质量分数。

Graville在1978年提出了冷裂纹敏感性取决于钢的碳含量和碳当量以及焊接方式的观点，如图4所示[40]。当碳含量与碳当量处在区域Ⅰ内，在各种条件下几乎都不存在冷裂纹敏感性；在区域Ⅱ时，冷裂纹敏感性取决于焊接工艺的参数，如焊接线能量、焊接速度和预热温度等；如果处在区域Ⅲ中，则任何焊接方式都存在一定的冷裂纹敏感性。

在早期使用的结构钢中，如HTS钢显微组织一般为“铁素体+珠光体”，这些钢的屈服强度较低，主要通过细化铁素体晶粒、减小珠光体片距、增加珠光体含量以及固溶强化等方法提高强度。在交货时通常为热轧或正火态，含碳量可达0.20%，但合金元素含量较低。碳当量一般为0.45%左右，在0℃以上可实现不预热焊接。上世纪50年代末，调质型高强高韧钢开始投入使用，这类钢碳含量通常大于0.10%，有些甚至超过0.15%，并含有大量合金元素，从而获得了优良的强韧性，但碳当量通常超过0.50%，常见的高强度结构钢的焊接预热温度和碳当量见表5[32]。

这些高强钢为了避免产生冷裂纹，不得不使用复杂的焊接工艺。从表中可以看出，随着钢材强度提高，碳当量逐渐上升，焊接需要的预热温度和层间温度也随之提高。焊前预热和焊后缓冷可以降低HAZ的冷却速度，降低淬硬倾向，减少应力集中，改善接头组织；焊后热处理可以降低焊缝中扩散氢的含量，消除残余应力[41]。在HSLA系列钢中，碳含量一般在0.06%以下，属于区域Ⅰ内，在各种条件下几乎都不会产生冷裂纹，从而可以简化焊接工艺，降低或取消预热[42-43]，而因为降低碳含量所带来的强度损失，则可以通过Cu的沉淀析出强化效果进行弥补。

图4 碳含量与碳当量对高强钢的冷裂纹敏感性的影响[40]

表5 高强度结构钢的焊接预热温度和碳当量[32]

4.2 热裂纹

热裂纹主要指的是在高温下产生的裂纹。材料中的低熔点共晶杂质在焊接熔池结晶的过程中产生晶界偏析，聚集在焊缝附近的奥氏体晶界中，它们在结晶过程中形成变形能力很低的液态薄膜并最终凝固，当焊接应力较大时，就会将刚凝固不久的液态层拉开形成裂纹。这种裂纹的敏感性可以通过下式评定[33]：

式中的元素符号表示该元素的质量分数。

为了降低裂纹的敏感性，开裂指数越低越好，这就意味着要降低材料中C、S、P和Nb（会形成γ/NbC共晶）的百分含量。因此降低碳和杂质的含量是很有必要的。

4.3 层状撕裂

层状撕裂是由于钢板中沿轧制方向存在着分层的夹杂物，在焊接时板厚方向拉应力作用下，产生“台阶”式与轧制面平行的层状开裂。为了减少层状撕裂的产生，需要降低杂质的含量，即降低S含量、氧化物夹杂等[44]。通过优化合金成分和生产工艺，HSLA钢中的杂质元素含量很低，避免了热裂纹和层状撕裂的发生，同时含碳量和碳当量也处于易焊接区，在各种工艺下焊接都不易产生冷裂纹，并具有优异的焊接性能。

5 结语

近年来，在新的经济形势下，钢材行业进入“减量发展”的时代。降低粗钢产能，加大开发和使用低成本高性能钢铁材料成为了钢铁行业新的发展方向，也是中国制造业适应经济新常态，重塑竞争优势的重要举措。随着新的冶炼、控轧控冷等技术的应用，以及HSLA钢理论研究地不断深入，HSLA钢在各领域中的应用将越来越广泛。研究表明，通过控制富铜纳米相的形态和结构，HSLA钢的性能还可以进一步提高，这需要充分了解纳米相的微观结构和影响因素，同时发展控制纳米相和基体相的制备处理工艺。中国钢铁行业应当注重理论研究与创新，开发具有自主知识产权的新技术、新工艺、新装备，满足国民经济高速发展对于HSLA钢的需求。

致谢

感谢黑龙江省杰出青年科学基金（JC2017012）及国家自然科学基金（51371062）。