合金元素对高强钢焊缝金属贝氏体形成及力学性能影响的研究进展

张天理 武 雯 于 航 林三宝 栗卓新

1.上海工程技术大学材料工程学院，上海，2016202.哈尔滨工业大学先进焊接与连接国家重点实验室，哈尔滨，1500013.北京工业大学材料科学与工程学院，北京，100124

0 引言

随着社会的高速发展，制造业对轻量化有了更迫切的需求，具有优良综合性能的高强钢逐步取代低合金钢而应用于航空航天装备、海洋平台、石油管道及高层建筑等重要领域。缺乏等强韧性匹配的焊接材料使得高强钢的发展和应用受到限制，这是因为现有焊缝金属强韧化理论不完善。贝氏体是高强钢焊缝金属中的重要组织，对其强韧性有重要影响[1-3]。

根据国内外研究成果，可将高强钢焊缝金属微观组织划分为七类：①粒状贝氏体(granular bainite，GB)——由不规则铁素体和第二相(珠光体、贝氏体、马氏体、马氏体-奥氏体(martensite-austenite，M-A)组元等)组成，晶粒宽度为2 μm，GB钢比回火马氏体钢具有更高的抗氢脆性能力，可替代回火马氏体钢在氢环境中应用[4]；②上贝氏体(upper bainite，UB)——由板条状铁素体和板条间沉淀的渗碳体组成，贝氏体板条生长方向与拉伸方向夹角为40°～60°；③蜕化上贝氏体(degenerate upper bainite，DUB) ——由板条状铁素体和板条间富碳的残余M-A 组元组成，板条宽度约0.6 μm；④下贝氏体(lower bainite，LB)——由板条状铁素体和板条内部沉淀的渗碳体组成，渗碳体呈长杆状且方向与水平方向的夹角约为60°，板条宽度约0.4 μm；⑤蜕化下贝氏体(degenerate lower bainite，DLB)—— 由板条状铁素体和板条内部残余的M-A 组元组成；⑥板条马氏体(lath martensit，LM)—— 形态与LB 非常相似；⑦联合贝氏体(coalesced bainite，CB)——组织尺寸较大，长度大于10 μm，宽度约为几微米。文献[5-9]通过聚焦离子束断层显像技术和Amira 4.1软件构建CB的结构，发现CB存在明显尖端，这表明CB极易对焊缝金属韧性产生不利的影响。高强钢焊缝金属相变复杂，其最终的微观组织取决于化学成分和冷却速率[7]。目前有关合金体系对焊缝金属微观组织和力学性能的调控的研究相对较少，因此，本文综述了合金元素对高强钢焊缝金属贝氏体形成及其强韧性影响的研究进展，以期进一步完善高强钢焊缝金属强韧化理论，扩大高强钢的应用范围。

1 贝氏体形成机制及强韧机理

焊缝组织凝固过程中，在奥氏体晶界首先析出先共析铁素体(proeutectoid ferrite，PF)，此时的温度为680～77 ℃，C原子易向晶粒内部扩散，PF周围的C含量较低，不足以生成Fe3C，随着铁素体进一步长大，C聚集在一个狭小的区域内形成富碳奥氏体区，冷却过后形成M-A组元构成GB[10]，如图1所示，当M-A组元尺寸较大且有尖端时，韧性下降；当M-A组元细小弥散分布时，可阻碍裂纹沿贝氏体板条间小角度晶面扩展，焊缝金属韧性提高。温度逐渐降低时，C扩散能力减弱，无法向晶粒内部充分扩散，在铁素体周围形成Fe3C，构成UB。Fe3C属于硬质相，沉集在晶界处，阻碍位错运动，起到钉扎晶界的作用，有利于强度提高，但易导致沿晶开裂。温度继续降低时，C无法扩散出铁素体，在铁素体内部富集，形成Fe3C，构成LB。Fe3C弥散分布在铁素体中，起到弥撒强化的作用。铁素体为面心立方晶格，滑移系多，使LB不仅有较高的强度，还有良好的韧性[10-13]。DUSING等[14]通过耦合相场模型模拟UB和LB的相变机理，发现UB中的C原子逐渐从贝氏体的铁素体中扩散到奥氏体基体中，在C浓度最大的地方，C会与Fe形成金属间化合物Fe3C，如图2所示。LB中较低的温度和较慢的扩散速度使大部分C停留在贝氏体铁素体内，与Fe形成Fe3C。图3为高强钢常见的微观组织示意图。

图1 粒状贝氏体在30CrNi3MoV钢中的形成过程 [10]Fig.1 Formation processes of granular bainite in30CrNi3MoV steel[10]

(a)上贝氏体

(a)粒状贝氏体(GB) (b)上贝氏体(UB)

贝氏体的形成主要取决于形核速率和形核活化能，而贝氏体的形成速率与形核动力有关。在奥氏体形成之前形成的第二相可作为贝氏体的成核位点，则贝氏体形成的动力学模型为[4]

v=vG+vS+vA

式中，v为贝氏体实际形核速率；vG为在奥氏体晶界成核的贝氏体形成速率；vS为在第二相/奥氏体成核的贝氏体形成速率；vA为贝氏体的自催化形成速率。

奥氏体晶界上的许多缺陷为贝氏体形核提供了部分能量，因此，奥氏体晶界是贝氏体的优先形核点。原始奥氏体的晶粒尺寸影响贝氏体转变动力，晶粒越小越容易形核。合金元素对贝氏体形核活化能的影响可表示为[15]

Qb=89XC+10XMn+12XSi+2XCr+XNi+29XMo

其中，Qb为合金元素对贝氏体形核总活化能的贡献，Xi为元素i的质量分数，i=C,Mn,Si,Cr,Ni,Mo。形核活化能越高，形成贝氏体的倾向越小。

SCHOOF等[16]通过多相场模拟无应力状态下的贝氏体自催化现象，解释了第二相晶粒对贝氏体形核的促进机理和抑制机理，为合金调控提供了依据。LAN等[17]通过透射电子显微镜和电子背散射衍射观察到不同焊接热输入下的LB在奥氏体中的分布和生长取向。微观组织和力学性能的关系可通过透射电子显微镜与纳米压痕实验表征[18]，如图4所示，蓝色代表M-A组元，黄色代表较高应力/应变集中，红色代表最高应力/应变集中，铁素体所能承受的最大剪切应力较小，因此铁素体基体最先发生塑性屈服。WAN等[19]通过原位观察法记录LB形成的微观过程，如图5所示。

图4 贝氏体微观组织塑性变形示意图[18]Fig.4 Schematic diagram for plastic deformation ofbainite microstructure[18]

(a)602.3 ℃ (b)596.4 ℃

2 合金元素对高强钢焊缝金属贝氏体形成及强韧性的影响

2.1 主合金系C、Si、Mn的影响

KEEHAN等[20]在对焊缝金属强韧性的研究中发现，随着C的质量分数w(C)由0.03%增大到0.11%，焊缝金属的微观组织由UB变为LB，导致PF减少。这是因为w(C)增大时，基体的间隙空位减少，C在奥氏体中的扩散受阻，最后只能在PF周围进行短程扩散，在晶内形成间隙化合物Fe3C，避免了晶界处Fe3C对塑性的不良影响，增大了强度，如图6所示。w(C)=0.11%时，焊缝金属的屈服强度超过900 MPa，-100 ℃的冲击功超过60 J[20]。文献[21]同样得出w(C)在0.03%～0.07%范围内增大时，焊缝组织由以针状铁素体(acicular ferrite，AF)为主，向细LM+贝氏体为主的复合组织转变，焊缝金属强度和硬度均增大，抗拉强度达950 MPa。为提高焊缝金属的强度和韧性，在高强钢焊缝金属中w(C)的推荐值为0.02%～0.09%。

(a)冲击韧性

Si含量增大使奥氏体晶粒尺寸增大，焊缝组织从PF+ GB变为GB+LB+马氏体，韧脆转变温度升高，韧性下降[22]。w(Si)从0.3%增大到2.0%时，易出现氢裂纹，屈服强度从1628 MPa减小至1576 MPa。适量添加Si可增强电弧稳定性，帮助脱氧，提高焊缝金属强度及韧性，因此w(Si)的推荐值为0.20%～0.45%[23]。

Mn对焊缝金属组织的影响具有双面性，随着Mn含量的增加，一部分Mn固溶到奥氏体晶粒内部，另一部分Mn形成硬度高、韧性低的锰碳化合物。这两者都可显著提高焊缝的强度，但Mn的添加会降低贝氏体和马氏体的相变温度，且会提高高温相变点，导致贝氏体相变温度的下降幅度大于马氏体相变温度的下降幅度。这两种相变都发生时，因为贝氏体相变温度高于马氏体相变温度，且贝氏体相变温度下降幅度大于马氏体的相变温度下降幅度，所以会产生一个温度区间，使贝氏体和马氏体相变温度相等，为CB的形成创造良好的条件，所以Mn含量越高，越容易促进CB产生，对塑韧性带来不好的影响。另外，C的增多会促进Mn在晶界处的偏析，使δ-铁素体柱状晶界附近的硬度大于δ-铁素体柱状晶核附近的硬度[24-25]。为弥补焊缝金属低C造成的强度损失，降低S、O的含量和固态相变温度，需将Mn的质量分数控制在1.4%～2.4%[26]。

如表1所示，焊缝金属中的主合金系C、Si、Mn均可促进高强钢焊缝金属贝氏体和马氏体转变，其中，ReL表示屈服强度，Rm表示抗拉强度，“+”表示会有该组织。AF、UB、LB、GB、马氏体等多相复合组织可在满足焊缝强度要求的前提下，保证其具有良好的韧性。

表1 C、Si、Mn对高强钢焊缝金属微观组织形成和力学性能的影响

Kissinger方程为

式中，θ为升温速率，K/h；TC为脱陷速率最大的温度，K；R为气体常数，R=8.314 J/(K·mol)。

SHIM等[27]根据Kissinger方程通过实验得到CB中氢捕捉点的活化能为8.9 kJ/mol，马氏体中氢捕捉点活化能为11.1 kJ/mol，这说明马氏体对氢的吸收倾向更大，对氢更敏感。主合金元素易诱导焊缝金属中M-A、CB、马氏体等脆性相的形成，使焊缝对氢的敏感性增强，冲击韧性降低，所以需要严格控制氢的质量分数[28-30]。

2.2 次合金系Cr、Ni、Mo的影响

文献[31]指出，在600 MPa级的高强钢焊缝金属(w(C)=0.06%，w(Mn)=1.3%)中，Cr的质量分数w(Cr)每增加0.1%，抗拉强度提高10 MPa(见表1、图7a)。Cr对γ→α转变的相变温度影响不大，但在非平衡状态下，Cr能阻碍C原子的扩散，降低铁素体转变温度，抑制晶界PF的形成，w(Cr)增大至0.5%时，晶界PF消失。同时，Cr能提高过冷奥氏体的稳定性并促进GB的形成。w(Cr)>0.5%时，焊缝组织中M-A组元增多，裂纹更容易产生和扩展，造成焊缝冲击韧性急剧降低。文献[32]指出，800 MPa级高强钢焊缝金属中，w(Cr)<1.2%时，随着w(Cr)增大，M-A组元含量逐渐增大且晶粒逐渐细化，焊缝金属的强度和韧性提高；w(Cr)>1.2%时，随着w(Cr)逐渐增大，进一步促进M-A组元的形成且逐渐呈块状分布，焊缝金属强度升高，韧性降低；w(Cr)=1.2%时，焊缝金属中获得大量均匀分布的细小粒状M-A组元，屈服强度为821 MPa，抗拉强度为935 MPa，伸长率为19%，断后收缩率为70%，25 ℃的冲击功为101 J，获得最佳强韧性匹配(图7b)。文献[33]指出，900 MPa级高强钢焊缝金属中，随着w(Cr)的增大，焊缝强度增大。w(Cr)=0.3%时，焊缝组织由PF、AF和M-A组元组成；w(Cr)=0.9%时，PF减少，M-A组元增量较小，AF增多且细化，低温冲击性能最好；w(Cr)=1.5%时，PF减少，晶粒组织中的贝氏体增多，M-A组元呈细小弥散和无规则分布。

(a)600 MPa级HSLA钢焊缝金属

文献[34-35]指出，w(Ni)<6%时，Ni可抑制过冷奥氏体向GB的转变，促进LB和LM形成。文献[36]指出，焊缝金属中无Ni时，焊缝组织由铁素体、贝氏体和少量AF组成；w(Ni)=1.22%时，会出现马氏体，贝氏体和AF逐渐增多，焊缝金属强韧性最佳；w(Ni)>1.22%时，焊缝组织中的贝氏体和马氏体体积分数增大，AF对焊缝组织的韧化作用受到限制，焊缝强度小幅度增大，但塑韧性显著下降，如图8所示。Ni会促进焊缝金属中贝氏体形态的转变，w(Ni)=4%时，GB中的M-A组元形状由块状变为带状，组织细化，GB在晶粒中的体积分数减小，出现了少量LB和AF，韧性转变温度降低；w(Ni)继续增大时，焊缝组织会出现大量的LM和PF，韧脆转变温度升高。高强钢多层多道焊中，w(Ni)为2.5%～5.8%时，随着Ni含量的增加，焊缝组织中LM细化，有少量CB生成，硬度大幅提高且低温韧性良好；w(Ni)为5.8%时，焊缝金属具有良好的综合力学性能[34]。

(a)拉伸性能

刘政军等[37]研究了Mo对WQ960高强钢焊缝金属的微观组织和力学性能的影响，Mo的加入促进贝氏体的转变，焊缝金属抗拉强度增大，伸长率和冲击韧性降低，见图9。焊缝金属中，w(Ni)的最佳范围是0.81%～1.22%，Mo的最佳质量分数为1.52%，此时焊缝组织主要由AF和少量贝氏体构成。w(Mo)<2.01%时，焊缝金属的冲击韧性略有下降；w(Mo)=2.47%时，焊缝组织中的贝氏体的体积分数最大，它对焊接接头力学性能的影响超过AF对焊接接头力学性能的影响，冲击韧性显著下降。

(a)拉伸性能

如表2所示，次合金系Cr、Mo、Ni均可促进焊缝金属贝氏体的形成，Cr、Mo可提高焊缝金属的强度，但会导致韧性下降。Cr主要促进M-A组元和LB的形成[31-33,38-39]，M-A组元的增多会增大裂纹产生和扩展倾向。不同强度等级的焊缝金属中，Cr的最佳质量分数不同。Mo对焊缝金属韧性恶化程度取决于焊缝组织中AF的体积分数，控制焊缝组织中AF和贝氏体组织的体积分数为合理值，可在提高焊缝金属强度的同时保持焊缝金属的韧性[36-37]。在提高焊缝金属强度方面，Mo优于Ni[37]。Ni可提高焊缝金属的韧性，且对强度影响较小，但过量的Ni会导致粗大脆性相CB的形成。为了与高强度级别的高强钢焊接匹配，合金元素质量分数的推荐值如下：w(Cr)为0～0.4%，w(Mo)为0.2%～1%，w(Ni)为1.6%～2.8%[23]。

表2 Cr、Ni、Mo对高强钢焊缝金属微观组织形成和力学性能的影响

2.3 微合金系B、Nb、Ti、Zr、Re的影响

焊缝金属凝固过程中，B处于自由态时，作为表面活性元素会在奥氏体晶界上偏聚，降低晶界界面能，抑制奥氏体晶粒长大，细化晶粒，提高焊缝金属强度和韧性。同时，B可与O、N结合形成化合物，起到脱氧脱氮的作用，减少焊缝气孔、夹杂物。过量的B会偏析到奥氏体晶界，起到钉扎作用，抑制AF的形成，促进贝氏体的形成，对韧性造成不利影响。LEE等[40]指出，在抗拉强度600 MPa的高强钢焊缝金属中，随着w(B)从0.0032%增大到0.0103%，焊缝金属共析温度降低，贝氏体增多，AF减少，拉伸强度和屈服强度增大。焊缝金属含Ti时，B会以固溶的形式偏析在含Ti 夹杂物周围，使夹杂物与奥氏体的基体间界面能降低，抑制晶内板条贝氏体形核[41]，提高焊缝冲击韧性。ILMAN等[42]指出，w(N)=0.0083%和w(B)=0.004%时，焊缝金属中的B会抑制PF形成，促进AF形核。焊缝中添加Ti时，O、N会优先与Ti结合，阻止B被氧化，促进AF的形成，抑制贝氏体的形成，提高了焊缝组织的综合力学性能。

Nb在焊缝金属中主要以两种形式存在，一种是溶解于铁素体，另一种是形成第二相Nb(C，N)。溶于铁素体的Nb，由于原子尺寸和电负性与Fe原子相差很大，造成结晶困难；不溶于基体的Nb形成的第二相Nb(C，N)一部分游离于奥氏体晶粒中，形成更多的形核质点，起到细化晶粒和弥散强化的作用，另一部分Nb(C，N)位于奥氏体晶界处，阻碍位错运动，提高强度，但是塑韧性也相应降低，所以为了保证获得良好综合力学性能，Nb含量会存在一个最佳匹配值。刘政军等[36]研究了Nb对WQ960高强钢焊缝金属微观组织和力学性能的影响，指出焊缝金属无Nb时，微观组织主要由铁素体和珠光体组成，并含有少量贝氏体；w(Nb)为0.03%～0.09%时，焊缝金属韧性先提高后降低；w(Nb)=0.05%时，韧性取得最大值，此时，焊缝组织出现大量的AF，晶粒明显细化，抗拉强度增大。

文献[43-45]研究了Ti对高强钢焊缝金属微观组织和冲击韧性的影响，发现Ti可促进AF并抑制贝氏体的形成。w(Ti)为0.025%～0.05%时，焊缝组织的综合力学性能良好。w(Ti)≤0.05%时，Ti促进AF形成，提高冲击韧性；w(Ti)>0.05%时，焊缝组织由AF、PF和魏氏铁素体向以AF、PF、贝氏体和M-A组元的复合组织转变。Ti促进贝氏体和M-A组元等硬质相的形成，断裂模式由韧窝型断裂变为准解理型断裂。如图10、图11所示，w(Ti)=0.002%时，焊缝组织由50%(体积分数)AF和50%(体积分数)贝氏体组成，焊缝硬度为269HV；w(Ti)=0.072%时，AF体积分数达到92%，焊缝硬度为266HV，并具有较低的韧脆转变温度。Ti极易与O结合形成Ti2O3。Ti2O3是一种具有阳离子空位的氧化物，可以从焊缝金属基体中吸收大量的Mn，导致夹杂物周围形成贫锰区，促进AF形核。

图10 Ti对高强钢焊缝金属冲击功的影响[45]Fig.10 Effect of Ti on impact absorbed energy ofhigh-strength steel weld metal [45]

图11 Ti对高强钢焊缝金属微观组织的影响[45]Fig.11 Effects of Ti on microstructure ofhigh-strength steel weld metal [45]

Zr和Ti都是强氧化物形成元素，但Zr与O的结合能力远大于Ti。Zr促进AF的能力较弱，Ti和Zr可显著减小焊缝金属组织中夹杂物的尺寸。WANG等[46]指出Ti和Zr的加入可明显改变贝氏体相变温度及焊缝组织细化程度，图12所示为C-Mn钢和Ti-Zr钢的过冷奥氏体连续冷却转变(continuous cooling transformation，CCT)曲线。w(Ti)=0.015%，w(Zr)=0.01%时，主要的复合夹杂物(ZrO2·MnS)可作为AF形核质点，显著促进晶内AF形核，形成互锁AF，使焊缝组织具有较高冲击韧性。CHAI等[47]同样发现Zr有利于焊缝晶粒细化，w(Zr)为0.003%～0.008%时，夹杂物由含Ti氧化物逐渐转变为含Ti和Zr的复合氧化物，Zr为含Ti氧化物提供大量的形核质点，形成的ZrO2氧化物尺寸细小，可在焊缝组织中均匀分布，提高形核速率，促进AF转变，抑制贝氏体形成；w(Zr)=0.01%时，会产生单相ZrO2。张天理[29]研究了Zr、Ti、Ce对焊缝金属抗拉强度和冲击韧性的影响，结合图13可直观看出Zr、Ti、Ce的相互作用对焊缝组织力学性能影响复杂，w(Zr)=0.077%、w(Ti)=0.040%、w(Ce)=0.033%的焊缝金属具有最佳的综合力学性能。

(a)C-Mn 钢 (b)Ti-Zr钢 注：IPF表示晶粒内多边形铁素体，f-AF 表示细针状铁素体，c-AF表示粗针状铁素体，P 表示珠光体，c-M表示粗马氏体，f-M表示细马氏体图12 C-Mn 钢和Ti-Zr钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线图 [46]Fig.12 CCT diagrams of C-Mn steel and Ti-Zr steel [46]

(a)抗拉强度 (b)冲击功图13 Zr、Ti、Ce对高强钢焊缝金属力学性能影响的等高线图[29]Fig.13 Contour maps showing effect of Zr, Ti, and Ce on mechanical properties of high-strength steel weld metal [29]

稀土易与焊缝金属中的O、S等有害杂质反应，形成小尺寸、球状的复合夹杂物，减小夹杂物对焊缝性能的不利影响。蔡养川等[48]研究了Y对800 MPa级高强钢焊缝金属微观组织和力学性能的影响。Re可抑制侧板条铁素体(ferrite side plate，FSP)形成，促进GB形成，细化晶粒，提高焊缝金属强度。如图14所示，药皮无Y时，焊缝组织由FSP和少量AF+GB组成，晶粒较粗大；w(Y)=2%时，焊缝组织主要为GB，晶粒尺寸减小，焊缝韧性明显提高；w(Y)=3%时，焊缝组织中产生大量夹杂物，组织分布不均，焊缝韧性降低。

图14 Y对高强钢焊缝金属力学性能的影响[48]Fig.14 Effect of Y on mechanics properties ofhigh-strength steel welds[48]

(a)Ce-O、S

微合金系B、Nb、Ti、Zr、Re对焊缝金属组织的影响见表3。为获得良好的综合性能，w(B)需要控制在合适范围，B过量会促进贝氏体形成，降低韧性，焊缝金属中N的质量分数增大时，B的质量分数则应相应增大。Nb、Ti、Zr均会促进AF的形成[28, 42-46, 51-57]，细晶粒化，抑制贝氏体、FSP、PF、WF的形成，提高焊缝冲击韧性。Ti含量过高会促进贝氏体的形成，降低焊缝冲击韧性。Re主要促进AF的形成[48-49,58-60]，抑制FSP、P的形成，细化晶粒，提高焊缝金属韧性，对GB的形成影响较小，但Re过量会导致晶界污染，恶化焊缝金属韧性。为了与高强钢焊接匹配，合金元素推荐值：w(B)≤0.006%，w(Ni)为2%～5.5%，w(Ti)为0.2%～0.8%，w(Zr)为0.05%～0.25%，w(Re)为0.012%～0.1 %[23,26]。

表3 B、Nb、Ti、Zr、Re对高强钢焊缝金属微观组织形成和力学性能的影响

2.4 杂质元素P、S、N、H、O的影响

SONG等[61]研究了不同热输入下P对焊缝金属韧脆转变温度(ductile-brittle transition temperature，DBTT)的影响。如图16所示，含P钢的DBTT明显高于无P 钢，P的晶界偏析是DBTT升高的主要原因，在1320 ℃下会发生磷致脆性。

图16 不同热输入下的样品韧脆转变温度[61] Fig.16 DBTT of samples with different heat input[61]

AN等[62]指出，H会使焊缝金属疲劳裂纹扩展速率增加一个数量级，降低母材和焊缝金属的断裂韧性，扩散氢和拘束应力的存在会诱导焊接内部裂纹的扩展。EROFEEV等[63]指出，焊缝金属中H的扩散会降低焊缝塑性。随着扩散H的增多，裂纹发生和扩展所需的能量大幅降低，扩散H增加到5～8 mL/100g时，裂纹起源功降低10～12个数量级。低温且H浓度高的情况下，焊接会升高DBTT。王斌等[64]指出，焊缝金属中粗大脆硬的M-A组元会提高焊缝氢致腐蚀的敏感性。焊缝金属含有Al2O3、SiO2、MnS和CaO等夹杂物时，夹杂物界面很容易造成H的团聚，成为氢致腐蚀裂纹的萌生处，降低了抗氢致腐蚀性能。RONEVICH等[65]指出，高强度焊缝比低强度焊缝更易受氢加速疲劳裂纹扩展的影响。

N对焊缝金属的韧性有害，w(N)>0.01%时，冲击韧性急剧下降[66]。但SHI等[67]指出，w(N)在0.0044%～0.019%范围内增大时，焊缝晶粒细化，韧性提高。ZHANG等[26,68]指出，S和P主要影响焊接金属的韧性和抗裂性。钢中的N和O质量分数小于0.025%，而焊接金属中的N和O质量分数通常是0.03%～0.09%。MUSA 等[55]指出，w(O)<0.01%时，夹杂物主要是被硫化物包裹的Al2O3，且焊缝组织为贝氏体。w(O)=0.015%时，夹杂物表面始终覆盖有一层TiO薄膜，焊缝组织几乎全为AF。w(O)>0.025%时，不到一半的夹杂物被TiO覆盖，其焊缝组织为AF+贝氏体。

杂质元素N、S、P、H、O会恶化焊缝金属的性能，引起裂纹的产生[64-74]。Ti、Zr可以与焊缝金属中的MnS共同作用促进氧化物夹杂的形成，降低S的不利影响。此外，CeO2也可降低焊缝金属中S、P的含量，加入CeO2后(w(CeO2)= 3%)， 焊缝组织最细小， S、P的质量分数可分别降低58.13%和14.29%[70]。B-N、V-N合金化可以消除或降低N的不利影响[75-76]。

3 结语

(1)主合金系C、Si、Mn可促进贝氏体形成和形态转变，提高焊缝金属强度，降低韧性。C促进UB向LB的转变，Si、Mn可促进GB和CB的形成，C、Si、Mn含量不宜过高，质量分数的推荐值如下：w(C)为0.05%～0.11%，w(Si)为0.2%～0.45%，w(Mn)为1.4%～2.4%。

(2)次合金系Cr、Ni、Mo可促进贝氏体形成。Cr、Ni主要促进GB和M-A组元的形成及形态转变，适量Cr和Ni可提高焊缝金属韧性。Cr对焊缝组织韧性的影响取决于贝氏体与AF等组织的体积分数。在提高焊缝金属韧性方面，Ni的作用最好；在提高焊缝金属强度方面，Mo作用优于Ni。质量分数的推荐值如下：w(Cr)为0～0.4%，w(Mo)为0.2%～1%，w(Ni)为1.6%～2.8%。

(3)微合金系调控对高强钢焊缝金属力学性能起至关重要作用，B会促进贝氏体形成，焊缝金属的N可减弱B对贝氏体形成的促进作用。Nb、Ti、Zr、Re均会抑制贝氏体的形成，促进AF形成，提高焊缝金属韧性。推荐值：w(B)≤0.006%，w(Ni)为2%～5.5%，w(Ti)为0.2%～0.8%，w(Zr)为0.05%～0.25%，w(Re)为0.012%～0.1%。

(4)焊缝金属应避免引入杂质元素S、P、N、H、O。

目前合金系设计大多依靠经验或单变量设计，由于各合金元素之间存在复杂的相互作用，所以要求对合金体系进行定量化、精细化、系统化的调控设计，严格控制高强钢焊接过程中合金元素的加入，使焊缝金属获得良好的综合性能。