异种钢焊接接头失效机制的研究进展

杨泽坤， 杨战利， 赵宝， 肖秀程， 赵德民， 李洪涛

(哈尔滨焊接研究院有限公司, 哈尔滨 150028)

0 前言

随着国家工业化的飞速发展，对各类工程构件、机械构件或材料本身提出了更高的性能要求，异种钢焊接不仅能够满足不同工况条件下对钢材提出的性能要求，而且可以降低成本和简化制造工艺，发挥不同钢材的性能优势，在石油化工、交通运输、电站锅炉及工程机械等行业的机械设备和构件中得以广泛应用。但鉴于异种钢本身固有的物理化学属性和微观组织类型存在显著差异，在焊接过程中导致母材和焊缝金属的不完全混合加剧，严重降低了焊接接头的力学性能，成为工程应用中的薄弱区域[1]。异种钢焊接接头的失效机制与同种钢焊接不尽相同，如在过渡区域发生的组织不均匀化导致接头出现脆性失效、碳迁移过程造成焊接接头的软化失强和脆化、焊接应力大和分布不均匀导致裂纹失效等问题，这些关键问题均会直接影响工件的使用寿命。

文中旨在对异种钢焊接失效机制进行分析，总结前人的研究方法和理论分析，并加之笔者自己在科学实践中的思考，以期为异种钢焊接领域的科学研究和工程应用提供参考。

1 过渡区引起接头失效的内在机理

对于异种钢而言，由于其成分、组织上的差异显著，会在焊接接头中产生一个成分连续变化、组织成分复杂的区域，研究人员称其为过渡区域，该区域的形成原因主要是由于异种钢的化学元素含量、微观组织不同，导致不完全混合区内的熔池凝固特性与母材存在差异，形成既不同于母材也不同于焊缝的过渡区域，其宽度和性能受焊接工艺和焊接材料的影响较大，是异种钢焊接接头产生脆性失效的主要区域。一般而言，过渡区域存在的位置在熔合区附近，其宽度在0.2～0.6 mm之间[2]，SA508-3和EQ309L异种钢过渡区域金相组织如图1所示[3]。Type-II晶界、“白亮层”是过渡区域中对焊缝力学性能影响最重要区域，存在元素扩散、晶体结构转变等组织转变行为，直接反映出异种钢接头性能优劣的内在原因[4-6]。因此，对这2个区域组织和性能进行分析有助于从内在机理上找出降低过渡区域对接头力学性能影响的措施。

1.1 Type-II晶界对接头失效的影响

异种钢的强度、熔点、导热性、线膨胀系数等物理化学特性有所差异，极易在焊接接头过渡区处出现脆性断裂问题，断裂路径平行于熔合线，断口呈现出脆性开裂特点，失效源于平行界面产生的一种特殊晶界——Type-II晶界。AISI4340/304型不锈钢焊接接头在时效过程中，会在铁素体基耐热钢与焊缝金属界面附近先析出Ⅰ型碳化物(图2[7])，随后，串状的Ⅰ型碳化物逐渐长大，形成椭圆型或半长条型的Ⅱ型碳化物，Ⅱ型碳化物富集在熔合线附近并与熔合线平行，形成Type-II晶界。该晶界位于距离熔合线100 μm的焊缝侧，极易容易发生熔覆层剥离现象，从而导致接头失效[8]。异种钢材间的成分梯度及晶格常数和热膨胀系数差异所引起的应变能是形成Type-II晶界的关键因素，而焊接过程中的温度梯度的变化及非平衡冷却过程也会促进该晶界的形成[9]。大量脆性碳化物在Type-II晶界处聚集，导致该处的成分梯度分布不均匀、晶界能升高从而造成接头性能降低[10]。

对于异种钢焊接接头而言，Type-II晶界的产生意味着熔敷金属与母材之间的结合力下降，程哲闻等人[11]在使用奥氏体不锈钢焊材向16MND5母材堆焊过程中发现，Type-II晶界导致焊缝在低于接头强度的应力状态下发生脆性剥离而失效。Nelson等人[12]从晶界迁移的角度，解释了Type-II晶界的形成机理：在焊接热循环下，由于相界面处无法发生fcc-bcc相转变中要求的长程扩散，从而在奥氏体化温度范围内发生了短程扩散，形成了可移动的Y-fcc异种材料界面，平行推移到焊缝一侧，形成Type-II晶界，如图3所示。

Wang等人[13]利用充氢试验发现在铬钼异种钢焊接接头沿着Type-II晶界发生脆性断裂，这种不稳定晶界为裂纹的扩展提供了路径。但是充氢过程增加了边界的氢脆倾向，从而致使晶界弱化，引发裂纹扩展，而非Type-II晶界本身的性能体现。有学者通过降低热输入，减少碳钢和低合金钢处于固态奥氏体相温度的时间，限制Type-II晶界的宽度，提高异种钢焊接接头的力学性能和使用寿命[14]。通过控制焊接工艺参数，以小热输入进行异种钢焊接；控制焊后热处理的温度，降低C元素迁移的速度和范围，减少I型和II型碳化物的形成，有助于缩小Type-II晶界的宽度，强化焊接接头的力学性能。因此，主流观点认为Type-II晶界是造成异种钢接头脆断失效的主要原因。但也存在例外情况，如王清曌在对SA508-3和EQ309L异种钢接头研究过程中发现Type-II晶界并不是界面裂纹扩展的主要路径，其本身具有一定的塑性变形能力，在切应变条件下引起晶界孔洞闭合，强化晶界抗裂性能；在正应力条件下，表现出加工硬化特征，可以有效的稳定晶界，提升接头的力学性能。因此，关于Type-II晶界对异种钢接头性能影响的内在机理问题仍需进一步研究。

1.2 “白亮层”对接头失效的影响

在异种钢焊接接头熔合线位置，通常会出现一条在凝固方向上与熔合线平行、向焊缝中央生长的窄带区域，这个区域被称为平行凝固带[15]。平行凝固带的形成主要是由于钢材在成分上有所差异，在焊接热循环作用下，界面处的浓度差促使元素进行互扩散而形成，而异种钢在晶体结构上也有所不同，在凝固过程中发生马氏体相变，存在着大量的马氏体脆硬组织，导致该区域不容易被腐蚀液腐蚀，在金相显微镜下显示为光洁的白色区域，所以也称之为“白亮层”[16-17]。由于马氏体组织的形态受到成分的影响很大，而过渡区域是成分连续变化的区域[17]，“白亮层”中形成的马氏体组织类型无法通过具体的成分而确定，其本身是焊接接头的一个薄弱地带。Zhou等人[18]使用纳米压痕法对X60和Inconel 625焊接接头中的过渡区域进行硬度检测，发现该区域的“白亮层”中出现明显的硬度增加，成为异种钢焊接接头容易发生断裂的区域。Chen等人[19]在研究低合金钢A508-III和316L焊缝熔合界面区域的显微组织和硬度时发现过渡区域硬度明显升高，出现马氏体组织，如图4[19]所示。

“白亮层”的宽度直接影响到焊接接头的使用寿命，并与焊接工艺和填充材料密切相关。珠光体-奥氏体异种钢焊接过程中，焊缝中的Cr，Ni等元素会向珠光体母材扩散，奥氏体母材中的Cr，Ni等元素则会降低，从而无法形成单相奥氏体，在快速冷却下形成脆硬的马氏体组织。Ni元素是扩大奥氏体相区的合金元素，对于奥氏体-马氏体转变过程有着抑制作用,如图5所示[2]。采用Ni元素含量较高的填充材料，可以有效减少马氏体脆性组织的数量，缩小“白亮层”的宽度，对于重要的异种钢结构件焊接，最好采用镍基填充材料，可以有效缓解“白亮层”对接头力学性能的影响。

有研究表明，过渡区域“白亮层”中马氏体组织的力学性能优于奥氏体，研究人员采用原位观察的方式研究52M合金的异种钢接头开裂行为时，发现异种钢应力腐蚀裂纹扩展会被“白亮层”中的马氏体组织阻隔，延缓裂纹的扩展[20-21]。裂纹在马氏体区域受阻，并且沿奥氏体薄层扩展，从这个角度上说，提高马氏体组织在“白亮层”中的比例，可以缓和接头性能突变带来的接头失效问题。因此，“白亮层”中的马氏体组织虽然会导致接头的塑韧性下降，但是在一定条件下却可以有效抑制裂纹的扩展。

2 碳迁移引起接头失效的内在机理

在异种钢焊接过程中，两侧的熔合区出现软化和脆化现象，导致焊接接头力学性能降低。目前的主流观点认为是因为钢材的碳浓度与合金元素含量存在差异，导致在熔合区附近出现碳迁移现象。明确碳迁移的形成机理，抑制碳迁移过程，才能从根本上解决异种钢焊态熔合区软化和脆化问题，如今关于碳迁移的理论分析和定量计算已经成为业内的研究热点。

2.1 碳迁移引起熔合区的软化

异种钢焊接过程中，C元素会通过熔合区从低合金钢一侧向高合金钢一侧迁移，低合金钢中的合金元素含量较低，尤其是Cr，Mo，V，Ti等碳化物形成元素，这些元素可以降低C元素活度，而低合金钢一侧碳化物形成元素含量相对较少，因此，低合金钢中的C元素会向焊缝中扩散，导致低合金钢侧熔合区的碳含量降低。由于碳含量的减少，导致渗碳体含量下降，珠光体钢在高温下析出的铁素体含量增加，使熔合区发生软化现象，在焊接热循环作用下促使软化区的晶粒长大，沿熔合区生成粗晶层，导致力学性能下降[20]。Panda等人[21]研究了3种不同合金含量的双相高强钢焊接接头，发现合金元素含量较低的双相钢焊接接头的软化现象更加明显。强度级别相差越多的异种钢发生接头软化的趋势越严重，软化区全部出现在强度较高钢一侧的熔合线附近，由于碳迁移过程受到C元素的化学位所支配，并与其活度密切相关，此外异种钢中碳化物的相结构和成分有所差异，其活度系数也会不同，所以在熔合区反而会出现C元素的逆浓度差进行扩散，即“上坡扩散”现象。有研究表明在使用大热输入或者进行焊后热处理时，会增加C元素的活度系数，使C元素的“上坡扩散”加剧进行，造成焊接接头的软化失强。软化程度与马氏体的体积有关，当热输入较大时，马氏体回火程度严重，软化区中的马氏体含量减少，导致接头软化程度增加[22]。软化区的宽度与加热温度和加热时间密切相关，其关系如图6所示[22]。

李恒等人[23]发现在NM400/ZG30SiMn接头的焊接热影响区内发生相变重结晶，导致板条状马氏体转变为铁素体与碳化物颗粒，硬度明显下降，软化区附近高强钢耐磨性下降以及焊接接头整体强度下降。可见降低焊接热输入能够降低C元素活度系数，抑制碳迁移过程，降低软化区宽度。Joshi等人[24]对马氏体时效钢和低合金高强钢的焊接接头组织类型进行分析，发现进行外部冷却处理可以有效地减少接头软化程度，减少高温回火马氏体组织的含量，使接头软化区域宽度降低了67%。无独有偶，有学者使用强制冷却装置，通过控制冷却水流量来降低异种钢焊接热循环峰值温度，进一步调控软化程度和软化区宽度[25]。

2.2 碳迁移引起熔合区的脆化

在异种钢焊接接头中，高合金钢一侧的熔合区中往往存在一个低韧性高硬度的增碳层，主要由淬硬的马氏体组织构成，碳向熔合区强烈扩散形成增碳层是产生马氏体淬硬组织的根本原因[26-28]。增碳层中的碳除了熔入焊缝以外，还会以铬的碳化物形态在晶界析出，导致焊接接头熔合区出现脆化现象，弱化接头的力学性能[28]。

异种钢之间的成分和组织上的差异直接影响C元素的扩散方向和范围，C元素的扩散不完全取决于2种材料中的碳浓度差，还取决于铬等碳化物形成元素的自有原子数量[29- 30]。Pavlovsky等人[31]用试验证实了奥氏体-铁素体钢焊接熔合区中的碳迁移过程，不取决于熔合区中比较稳定的碳化物元素含量，而取决于这些元素中尚未与碳结合的原子数量。随着大部分C元素迁移至焊缝侧之后，与Cr原子化合形成碳化物，从而在熔合区产生贫铬现象。贫铬现象对Ms点的升高作用远大于固溶C的增多对Ms点的降低作用，故Ms转变温度会因Cr元素的缺乏使Ms转变温度升高，冷却后熔合区中某些位置会形成新的马氏体脆性层[32-33]。随着焊接热输入的增加，焊接热循环作用加剧，原子扩散速度增加，相邻区域的化学势差值增大，导致接头脆化效应加剧。娄建新[34]在对珠光体-奥氏体钢焊接接头研究中，利用电子探针测定奥氏体母材界面的碳分布状态，发现焊接热输入的增加，增碳层变宽，从而降低焊缝的力学性能，所以使用低热输入配合多层多道进行焊接是改善异种焊接接头脆化问题的关键措施。随着对碳迁移机制的深入了解，发现碳迁移主要局限在熔合区的类马氏体(M-L)层中，很难向富镍的奥氏体钢焊缝中作长程扩散，而类马氏体层是母材和填充金属非均匀混合而形成的过渡区域，碳在宽类马氏体层中的迁移速度明显优于窄类马氏体[27]。因此，解决熔合区脆化的根本方法在于通过优化熔敷金属的化学成分，增加窄类马氏体的数量和形成过渡层，阻止C元素的迁移和扩散。

抑制C元素的扩散迁移过程是解决异种钢焊接接头软化和脆化的根本方法。将含有碳化物形成元素(V，Nb，Ti)的过渡层堆焊在发生脱碳现象的钢表面，阻碍C元素向熔合区扩散；采用含强碳化物形成元素的钢中间过渡段的方式减少C元素的扩散；有研究表明Ni元素能降低碳原子的活性，可以提高碳化物的稳定性，有效抑制碳迁移的发生[35]。陈江辉等人[36]针对电站中的铁素体和奥氏体不锈钢焊接接头存在碳迁移问题，采用过渡段焊接法，通过选用几种不同的填充材料进行试验分析，认为在焊接过渡段采用Inconel 82焊接材料是较理想的选择。刘政军等人[37]发现马氏体脆性层的宽度与焊缝中Ni的含量成反比，采用奥氏体化能力较强的E310-15(Cr25Ni20)或者 E16-25MoN-15(Cr16Ni25)作为填充材料时，马氏体脆性层的宽度显著减小，赵金龙[38]发现采用ERNiCr-3预边堆焊工艺可有效抑制耐热钢与不锈钢焊接接头的碳迁移现象。因此采用镍基填充材料进行异种钢焊接是抑制碳迁移的最有效手段之一。

3 接头区应力引起接头失效的内在机理

由于异种钢的熔点、密度、热导率、线膨胀系数存在着明显的差异，例如奥氏体钢的线膨胀系数比珠光体钢大30%～50%，但是热导率却只有珠光体钢的1/3，异种钢焊接接头与同种钢相比，应力值的大小、分布的情况存在明显差异，而且在熔合线附近出现焊接应力的突变，进而产生裂纹，这是导致异种钢焊接接头失效的重要原因之一，如图7[2]所示。焊接应力及其他致脆因素的共同作用下产生裂纹，破坏了部分金属原子间的相互作用力，产生缝隙并形成2个新的界面。裂纹的产生意味着承载面积显著减小，当裂纹扩展时，会直接增大金属材料发生断裂的可能性，因此裂纹在异种钢焊接接头中是最不容忽视的缺陷。异种钢焊后经常出现的裂纹形式有高温蠕变裂纹、热裂纹、疲劳裂纹等，分析异种钢焊接接头不同类型裂纹的形成原因，有助于探寻解决由裂纹引起的接头失效问题。

3.1 高温蠕变裂纹引起接头失效

姜勇[35]首次对镍基和奥氏体的Cr5Mo异种钢焊接接头附近局部区域的蠕变变形进行测量，研究了熔合线附近的蠕变行为，由于碳迁移形成的脱碳层部位具有较高的蠕变应变速率，抗高温蠕变断裂性能降低，成为高温断裂的薄弱区域，发现镍基Cr5Mo异种钢接头具有良好的抗高温断裂性能，试验结果表明，碳迁移也是影响蠕变断裂的主要因素。江野等人[39]研究了超声相控阵对奥氏体异种钢薄壁小径管焊缝裂纹的检测，当奥氏体异种钢焊缝处于加热状态，易产生蠕变裂纹。张建强等人[40]通过研究马氏体-贝氏体异种钢焊接时不同强度匹配方式对蠕变断裂的影响，发现低强匹配接头的界面蠕变损失比较严重；高强匹配接头贫碳层中蠕变损伤严重，蠕变孔洞几乎连接成裂纹，持久强度降低，蠕变裂纹形貌如图8所示[40]；在相同条件下，中强匹配接头的蠕变损伤最轻，可减小接头的损伤程度，延长接头的使用寿命。张建强等人[40]采用有限元法加速试验后发现低强匹配接头焊缝界面发生蠕变断裂，高强匹配接头焊缝界面处的蠕变孔洞几乎连成裂纹，中强匹配接头焊缝界面附近的晶界仅存在个别孤立蠕变孔洞，早期失效倾向最小。因此对于减轻蠕变裂纹的方法降低加热温度，以减轻焊后残余应力和热应力，或者采用中强匹配填充金属进行马氏体-贝氏体异种钢焊接。

3.2 热裂纹引起接头失效

异种钢材料之间的熔点存在一定程度上的差异，在焊接过程中，熔点低的材料率先达到熔化状态，熔点高的材料仍呈固体状态，这时已经熔化的材料进一步加热，会造成低熔点材料的流失、合金元素烧损或蒸发，使焊接接头难以焊合，且低熔点母材处于过热状态，会导致低熔点共晶物在晶界聚集，在热应力和残余应力作用下导致结晶液态薄膜开裂，容易生成热裂纹。熔池金属中高温停留时间长，输入到焊缝中的热量很难消失，在冷却最终阶段存在较大的残余应力，导致热裂纹的产生。杨庆旭等人[41]对T23/12Cr1MoV异种钢焊接接头热裂纹研究中发现，晶界析出碳化物虽然有利于降低粗晶热影响区的硬度，但直接减弱了晶间结合力，在残余应力释放过程中，塑性变形超过了晶界塑性变形能力，从而导致晶间开裂，形成热裂纹,如图9所示[41]。许红等人[25]研究了Q890/Q960异种高强钢焊接接头熔合区组织，针状铁素体与板条马氏体组织的不均匀过渡及应力集中是导致接头裂纹萌生的主要原因，细小的针状铁素体组织能够阻碍裂纹扩展，有利于降低焊接接头的热裂纹敏感性。

3.3 疲劳裂纹引起接头失效

异种钢焊接接头的疲劳裂纹是一个复杂的失效形式，目前的研究主要集中在局部微观结构和焊后残余应力对异种钢焊接接头疲劳裂纹萌生路径和扩展速率的影响上。Shang等人[42]基于SEM对A508/316L的焊接区和界面区域进行了低循环疲劳裂纹原位试验，在发生疲劳失效的焊接区域中，疲劳裂纹受柱状晶粒方向的影响很大，当疲劳裂纹在焊缝与316 L相交界面上扩展时，疲劳裂纹主要受局部滑移线或γ奥氏体枝晶的影响，如图10所示[42]。

异种钢焊接接头处的应力状态也会对疲劳裂纹产生影响，由于异种钢的线膨胀系数和热导率存在明显差异，焊接过程中会在熔合线附近产生很大的残余应力。Jang等人[43]研究了微观结构和残余应力对异种不锈钢焊接接头的疲劳裂纹扩展速率的影响，发现疲劳裂纹优先沿γ奥氏体枝晶界面生长，在拉伸残余应力作用下沿着焊缝根部快速扩展。Huang等人[44]分析了拉伸残余应力对模拟BWR冷却条件下52/82-A508异种钢焊接接头腐蚀疲劳裂纹扩展的影响，发现在拉应力和较高热处理温度作用下，沿晶界析出的碳化物密度增高，S元素从母材扩散至晶界，使抗疲劳裂纹能力减弱。同种钢消除焊缝残余应力的方法是焊后回火，但是对于异种钢而言，焊后回火只能让应力重新分布，却无法消除,而且在加热过程中会发生应力松弛、冷却过程中异种钢焊接接头的不均匀收缩会重新产生残余应力，在周期性加热和冷却条件下导致严重的交变热应力，导致疲劳裂纹的生成，回火后应力分布如图7所示。但是也有学者通过相互作用积分和XFEM方法验证异种钢的疲劳裂纹扩展速率，发现当裂纹扩展到焊缝区域时，界面区域的压缩残余应力被认为有助于延缓裂纹尖端持续扩展[45]。可见在异种钢焊接接头处增加压应力、减少拉应力有助于抑制疲劳裂纹的扩展。

4 结束语

(1)对于异种钢焊接接头的过渡区域而言，Type-II晶界是在碳迁移作用下导致II型碳化物在晶界处富集，增加晶界发生脆性断裂的趋势。通过焊后热处理可以在某种程度上减轻甚至消除Type-II晶界对熔合区带来的不利影响，但是大部分的异种钢焊接为了避免焊缝成分稀释和碳迁移所带来的失效问题无法进行焊后热处理，这种方法有一定程度的局限性，所以降低热输入是消除Type-II晶界最有效的方式。“白亮层”是由于Cr,Ni等碳化物形成元素降低，无法形成单相奥氏体，而在快速冷却下形成脆性组织，通过使用含Ni元素的焊材和过渡层，可以抑制奥氏体-马氏体转变过程，缩小“白亮层”宽度，提高焊接接头的力学性能。

(2)对于形成碳迁移过渡层导致接头软化和脆化问题，通过降低焊接热输入、避免焊后回火等方法可以有效抑制增碳层和脱碳层的形成，此外阻止C元素的扩散也是提高异种钢焊接接头力学性能的关键措施，对于含Ni新型焊材的研制将是改善异种钢熔合区软化和脆化问题的最优解决方案。

(3)焊接热应力和残余应力是导致熔合区出现焊接裂纹的根本原因，但是压缩应力对于疲劳裂纹尖端扩展有抑制作用，所以不是所有的残余应力都是有害的。通过精确施加冷源从而定量的控制焊接热应力和残余应力的分布情况，结合预置应力的方法将应力转变为压缩应力，是解决由应力所产生裂纹失效问题的有效措施。