郭旭超，張學(xué)剛，焦帥杰，王猛

（1.中國(guó)機(jī)械總院集團(tuán)哈爾濱焊接研究所有限公司，哈爾濱 150028；2.哈爾濱威爾焊接有限責(zé)任公司，哈爾濱 150060）

0 前言

低溫系統(tǒng)在人類(lèi)幾乎所有最優(yōu)秀的技術(shù)成就中都發(fā)揮了至關(guān)重要的作用，如低溫火箭發(fā)動(dòng)機(jī)、壓縮天然氣運(yùn)輸、核磁共振掃描儀、粒子加速器、國(guó)際熱核試驗(yàn)反應(yīng)堆、液氫儲(chǔ)存運(yùn)輸?shù)萚1]。低溫系統(tǒng)的材料需要在低溫下保持良好的力學(xué)性能，以確保低溫系統(tǒng)的安全性。奧氏體不銹鋼具有強(qiáng)度與韌性的良好配合，面心立方結(jié)構(gòu)的奧氏體相是其在低溫條件下保持優(yōu)異力學(xué)性能的重要因素，不存在韌脆轉(zhuǎn)變現(xiàn)象，使其成為低溫環(huán)境下優(yōu)異韌性的代表性結(jié)構(gòu)材料，其服役環(huán)境甚至可達(dá)液氦溫度[2-4]。然而，其焊接接頭在低溫下屬于易發(fā)生故障的薄弱部位，因此，研究奧氏體不銹鋼焊縫金屬低溫性能是非常有必要的。

奧氏體不銹鋼具有良好的焊接性，一般的SMAW，GTAW，GMAW，SAW 等方法均可采用，只需要根據(jù)焊接的生產(chǎn)效率和質(zhì)量要求加以確定即可，并根據(jù)鋼的具體成分及對(duì)焊縫金屬的性能要求選擇合適的焊接材料[5-8]，而低溫工況對(duì)焊縫金屬的力學(xué)性能提出了更高的要求。強(qiáng)度和韌性是用于任何應(yīng)用結(jié)構(gòu)的首要力學(xué)性能要求，低溫可以提高奧氏體不銹鋼強(qiáng)度，但降低韌性，兩者兼顧給焊縫金屬帶來(lái)了相當(dāng)大的挑戰(zhàn)。焊縫金屬受到固溶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化的影響，在低溫下強(qiáng)度將進(jìn)一步提高[9]，低溫下發(fā)生的馬氏體相變提高強(qiáng)度降低韌性，也嚴(yán)重影響低溫結(jié)構(gòu)的安全性[10]?？箽浯嘈宰鳛橐簹鋺?yīng)用的首要考慮因素也是低溫工程應(yīng)用中極為重要的一環(huán)，焊縫金屬的抗氫脆性受到其組織中奧氏體、鐵素體、馬氏體的影響[11-12]。

低溫下焊縫金屬首先需要強(qiáng)度與韌性的良好配合，低溫強(qiáng)度與低溫韌性往往是一對(duì)相互矛盾的指標(biāo)，其影響因素也多有重疊，該文綜述了低溫下焊縫金屬?gòu)?qiáng)度與韌性的影響因素，并對(duì)其抗氫脆性的作用和機(jī)理進(jìn)行了分析。

1 低溫強(qiáng)度

在低溫工況中，強(qiáng)度是一項(xiàng)重要的指標(biāo)，高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)材料不僅可以提高設(shè)備運(yùn)行的安全性，還可以減少材料的用量。一般情況下，焊縫金屬的強(qiáng)化主要取決于固溶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化。拉伸性能指標(biāo)作為材料的基礎(chǔ)數(shù)據(jù)，在低溫工程應(yīng)用中起著重要的作用，其中抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度數(shù)據(jù)通過(guò)拉伸試驗(yàn)來(lái)獲得。

1.1 奧氏體不銹鋼及焊縫金屬低溫強(qiáng)度

奧氏體不銹鋼在低溫下原子熱震動(dòng)降低，金屬內(nèi)部位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)減少導(dǎo)致其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨溫度降低而大幅提高，許多研究者對(duì)不同牌號(hào)的奧氏體不銹鋼和焊縫金屬進(jìn)行了一系列低溫拉伸試驗(yàn)，檢驗(yàn)了其在不同低溫條件下的拉伸性能變化，77 K以上的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)平滑，20 K 及以下的拉伸試驗(yàn)中屈服點(diǎn)明顯上升，并伴隨不連續(xù)屈服的鋸齒狀圖像出現(xiàn)。圖1 為Kim 等學(xué)者[13]對(duì)316L 和304L在300 K 和20 K 拉伸所得的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)，奧氏體不銹鋼在20 K 拉伸時(shí)出現(xiàn)了不連續(xù)屈服現(xiàn)象，該現(xiàn)象的出現(xiàn)伴隨局部頸縮和溫度升高；焊縫金屬的強(qiáng)度與相同成分的變形不銹鋼板強(qiáng)度非常相似，Choi 等學(xué)者[14]在研究液氮儲(chǔ)罐低溫性能時(shí)介紹了GTAW 及EBW 焊縫金屬的低溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果，GTAW接頭的不連續(xù)屈服工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)如圖2 所示；Sa 等學(xué)者[15]也對(duì)316LN 的母材及GTAW 和EBW 焊縫金屬進(jìn)行了4 K 拉伸試驗(yàn)，將鋸齒形曲線(xiàn)的產(chǎn)生歸結(jié)于在絕熱狀態(tài)下拉伸導(dǎo)致的溫度升高?？梢?jiàn)在20 K的溫度下，奧氏體不銹鋼和焊縫金屬不連續(xù)屈服現(xiàn)象的普遍性及低溫造成強(qiáng)度提高的有效性。在77 K及以上的焊縫金屬低溫拉伸試驗(yàn)中，奧氏體不銹鋼焊縫金屬也表現(xiàn)出與母材相似的變化趨勢(shì)[16]，即抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨溫度降低而升高，故而在低溫工程應(yīng)用中，一般是以室溫強(qiáng)度的保證值作為依據(jù)。

圖1 奧氏體不銹鋼室溫和低溫工程應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)[13]

圖2 GTAW 接頭4 K 拉伸曲線(xiàn)[14]

1.2 低溫下鐵素體相強(qiáng)化作用

奧氏體不銹鋼焊縫金屬典型組織為奧氏體相和鐵素體相，焊縫金屬中3%以上的鐵素體常被用來(lái)抑制焊接熱裂紋的產(chǎn)生及細(xì)化二次奧氏體組織，同時(shí)也兼具第二相強(qiáng)化的作用，低溫下以鐵素體相作為強(qiáng)化相是極為有效的，但其含量分布的不均勻性和組織的不均勻性會(huì)導(dǎo)致局部力學(xué)性能的差異[17]。與全奧氏體焊縫相比，含有鐵素體焊縫金屬具有更高的強(qiáng)度，鐵素體相的存在使焊件在變形過(guò)程中與奧氏體相形成的晶界增加了位錯(cuò)滑移的初始阻力，而滑移阻力的增加導(dǎo)致焊縫金屬的強(qiáng)度高于母材[16]。在Chen 等學(xué)者[18]的研究中，6.0%～7.0%鐵素體含量焊縫金屬抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度明顯高于含有2.5%～3.5%鐵素體焊縫。不同鐵素體含量焊縫金屬之間低溫強(qiáng)度對(duì)比也曾被研究，Read 等學(xué)者[19]通過(guò)控制鐵素體含量研究了焊縫金屬在不同溫度下的拉伸性能，結(jié)果表明：無(wú)鐵素體焊縫金屬的強(qiáng)度最低，在鐵素體數(shù)為9.2～11.0 FN 的焊縫中，屈服強(qiáng)度比無(wú)鐵素體焊縫金屬提高了約30%，這一現(xiàn)象在4 K 時(shí)尤為明顯。Nakagawa 等學(xué)者[20]的研究也支持了鐵素體對(duì)焊縫金屬?gòu)?qiáng)度提高的觀(guān)點(diǎn)，焊縫金屬的強(qiáng)度隨溫度的降低而線(xiàn)性增加，自300 K 到4 K 含有11% 鐵素體316L焊縫金屬的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度高于6%，2%及無(wú)鐵素體焊縫。而通過(guò)焊后固溶處理將焊縫金屬中鐵素體含量降至1 FN 時(shí)，鐵素體的第二相強(qiáng)化作用下降，焊縫金屬?gòu)?qiáng)度值降低，塑韌性增加[21]。

1.3 焊縫金屬馬氏體相變對(duì)強(qiáng)度的影響

降溫和冷變形會(huì)誘發(fā)奧氏體不銹鋼馬氏體相變，而這種轉(zhuǎn)變會(huì)提高合金的強(qiáng)度，若焊縫金屬組織的穩(wěn)定性不高，在低溫拉伸過(guò)程中發(fā)生馬氏體相變也會(huì)導(dǎo)致其強(qiáng)度的提高，316L 不銹鋼4.2 K 拉伸斷口附近的組織含量如圖3[22]所示。Si 等學(xué)者[23]在研究應(yīng)變強(qiáng)化奧氏體不銹鋼焊縫金屬低溫拉伸過(guò)程中力學(xué)行為的變化時(shí)發(fā)現(xiàn)：在77 K 溫度下，塑性變形產(chǎn)生的馬氏體導(dǎo)致焊縫金屬抗拉強(qiáng)度提升是室溫下的2 倍以上，屈服強(qiáng)度也比室溫條件下明顯提高。Toshio 等學(xué)者[24]也將低溫下焊縫金屬?gòu)?qiáng)度的升高歸結(jié)于應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變。提高焊縫金屬奧氏體相穩(wěn)定性抵抗低溫下馬氏體相變是有效的，亞穩(wěn)奧氏體母材和EBW 接頭低溫均勻變形后，由于馬氏體相變的發(fā)生，出現(xiàn)了應(yīng)變強(qiáng)化，而采用鎢極氬弧焊的接頭由于熔敷金屬中Ni 含量較高的關(guān)系，沒(méi)有產(chǎn)生馬氏體相變引起的應(yīng)變強(qiáng)化[15]。

圖3 4.2 K 拉伸斷口附近組織圖[22]

1.4 氮的低溫強(qiáng)化作用

在溶解極限范圍內(nèi)，氮在奧氏體不銹鋼及焊縫金屬中的間隙強(qiáng)化作用使焊縫金屬的強(qiáng)度隨氮質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加而增加，且氮的強(qiáng)化特性隨溫度的降低而增大[25-28]，圖4 展示了不同氮含量在4 K 時(shí)的強(qiáng)度分布，可見(jiàn)，增加氮含量可顯著提高材料低溫下的強(qiáng)度。McCowan 等學(xué)者[29]驗(yàn)證了當(dāng)溫度從298 K 降低到76 K 時(shí)，含有0.2%氮含量的焊縫金屬屈服強(qiáng)度增加了2 倍；當(dāng)溫度降至4 K 時(shí)，屈服強(qiáng)度增加了2.5 倍；而在4 K 時(shí)，將氮從0.05% 增加到0.20%，強(qiáng)度增加3 倍。Siewert 等學(xué)者[30]通過(guò)將氮含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）從0.05%增加到0.25%時(shí)，發(fā)現(xiàn)焊縫金屬4 K 時(shí)屈服強(qiáng)度從600 MPa 線(xiàn)性增加到了1 300 MPa。雖然氮在低溫下的固溶強(qiáng)化作用極其有效，但氮作為奧氏體形成元素能夠與其他奧氏體形成元素共同作用改變焊縫金屬的凝固模式，降低焊縫金屬中鐵素體的體積分?jǐn)?shù)，降低第二相強(qiáng)化作用，從而影響焊縫金屬?gòu)?qiáng)度。

圖4 4 K 時(shí)不同氮含量焊縫金屬?gòu)?qiáng)度[29]

2 低溫沖擊韌性

沖擊韌性與材料的晶體結(jié)構(gòu)密切相關(guān)，相較于體心立方晶體結(jié)構(gòu)，面心立方晶體結(jié)構(gòu)的低溫抗沖擊性能較好，這也是奧氏體不銹鋼能夠廣泛用于低溫工況的主要原因之一。低溫下焊縫金屬韌性表現(xiàn)出與強(qiáng)度完全相反的趨勢(shì)，即隨溫度的降低韌性下降，且焊縫金屬的韌性明顯低于同等強(qiáng)度的母材，由此決定奧氏體不銹鋼焊接接頭低溫應(yīng)用安全性的關(guān)鍵性能為韌性。焊縫金屬的低溫韌性由于塑性功和裂紋擴(kuò)展功的降低而出現(xiàn)明顯降低，此外焊縫金屬的韌性還受其他多種因素影響，因此對(duì)焊縫金屬的低溫沖擊韌性評(píng)價(jià)尤為關(guān)鍵。

2.1 鐵素體相對(duì)低溫沖擊韌性的影響

奧氏體不銹鋼焊材的選擇應(yīng)盡可能與母材的成分相匹配，這一規(guī)則通常有助于避免因熱脹差異及強(qiáng)度差異造成的問(wèn)題。雖然奧氏體不銹鋼具有良好的焊接性，但通常需要在焊縫金屬中保有一定量的鐵素體來(lái)避免熱裂紋等問(wèn)題。鐵素體在低溫下會(huì)發(fā)生韌脆轉(zhuǎn)變，進(jìn)而影響焊縫金屬的韌性，奧氏體不銹鋼焊縫金屬的韌性變化與碳和鐵素體含量成反比，相較于少量鐵素體焊縫，雙相不銹鋼的焊縫金屬在77 K 沖擊吸收能量降低超95%，表現(xiàn)出明顯的韌脆轉(zhuǎn)變行為。因此，在低溫工作的奧氏體不銹鋼，其焊縫金屬的鐵素體含量要求更低[31-32]。閔曉峰等學(xué)者[33]選用鎳基焊材、超級(jí)奧氏體不銹鋼焊材及含有少量鐵素體焊材對(duì)比研究鐵素體含量對(duì)焊縫金屬低溫沖擊韌性的影響，通過(guò)對(duì)比3 種焊材的沖擊吸收能量發(fā)現(xiàn)：焊縫金屬中的鐵素體含量越低，焊縫金屬的低溫韌性越好。純奧氏體焊條A402、超低碳焊條A002 和普通不銹鋼焊條A132 焊縫金屬77 K 沖擊吸收能量也顯現(xiàn)同樣的規(guī)律，純奧氏體焊條A402 的沖擊吸收能量在3 種焊條中最高，是低溫應(yīng)用最理想的焊條[34]。段莉蕾等學(xué)者[35]采用SMAW 方法進(jìn)行焊縫金屬77 K 沖擊韌性試驗(yàn)，77 K 沖擊吸收能量與焊縫金屬中鐵素體含量關(guān)系如圖5 所示，WEL309L 焊縫（鐵素體+奧氏體）與A407 焊縫(奧氏體)77 K 沖擊斷口形貌如圖6 所示。通過(guò)控制焊縫金屬的化學(xué)成分，降低焊縫金屬中鐵素體含量可以顯著提高低溫韌性，尤其是純奧氏體焊縫組織表現(xiàn)出優(yōu)越的低溫韌性。通過(guò)控制焊縫金屬中鐵素體含量來(lái)提高沖擊韌性是可靠的，Ding 等學(xué)者[16]在77～293 K 范圍內(nèi)對(duì)S30408母材、SAW 接頭及PAW+GTAW 接頭進(jìn)行的一系列拉伸和沖擊試驗(yàn)，相較于PAW+GTAW 接頭，SAW 接頭由于具有較高的鐵素體含量，使得SAW 接頭沖擊韌性更低。

圖5 77 K 沖擊吸收能量與焊縫金屬中鐵素體含量關(guān)系圖[35]

圖6 2 種不銹鋼焊條焊縫金屬77 K 沖擊斷口形貌[35]

鐵素體在焊縫金屬中的形態(tài)對(duì)韌性也具有一定的影響，在室溫下，無(wú)論鐵素體形貌如何，沖擊吸收能量都隨鐵素體含量的增加而減小[36]。焊縫金屬中鐵素體含量會(huì)直接影響其在焊縫中的分布，低鐵素體含量呈不連續(xù)島狀分布時(shí)，焊縫金屬受到的載荷幾乎全部由奧氏體基體承擔(dān)，不易發(fā)生脆性斷裂；若鐵素體含量較高以至形成連續(xù)島狀時(shí)，在沖擊載荷下裂紋將沿島狀鐵素體撕裂。鐵素體數(shù)在0～11 FN變化時(shí)，鐵素體形貌由接近0 FN 時(shí)的孤立塊狀轉(zhuǎn)變?yōu)榻咏? FN 時(shí)的連續(xù)鐵素體相，造成低溫韌性的下降[19]。結(jié)果證明：低溫下使用的奧氏體焊縫金屬中存在少量的鐵素體就會(huì)惡化焊縫金屬的低溫韌性，因此，控制鐵素體含量是提高焊縫金屬低溫沖擊性能的有效途徑。ASME 鍋爐及壓力容器規(guī)范也推薦用于77 K 以下的低溫工況奧氏體焊縫金屬采用最低的鐵素體含量（不大于3 FN），奧氏體越多越好。

2.2 馬氏體相變對(duì)焊縫金屬低溫沖擊韌性的影響

馬氏體相是影響焊縫金屬低溫韌性的另一重要因素，其具有較高的冷脆性，亞穩(wěn)奧氏體不銹鋼低溫變形中發(fā)生馬氏體相變，會(huì)嚴(yán)重影響焊接接頭的性能。楊建國(guó)等學(xué)者[37]通過(guò)拉伸試驗(yàn)實(shí)現(xiàn)了304 不銹鋼在不同應(yīng)變速率及不同溫度下的塑性變形，并測(cè)試了不同應(yīng)變速率、不同組織狀況及不同溫度下的形變誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變量，證實(shí)了高應(yīng)變率、組織均勻度差及低變形溫度會(huì)增加馬氏體轉(zhuǎn)變量，由于焊接導(dǎo)致焊縫組織與元素分布的不均，低溫奧氏體不銹鋼焊縫金屬更易發(fā)生馬氏體相變。在4.2 K 沖擊試驗(yàn)中，316L 焊縫金屬和熱影響區(qū)沖擊斷口發(fā)生脆性斷裂，側(cè)膨脹值小，低溫韌性差。夏小維等學(xué)者[38]將316L 焊接接頭低溫韌性惡化的原因歸結(jié)為馬氏體相的生成，如圖7 所示，在沖擊變形斷口附近生成的條狀α′-馬氏體。Ding[16]在304 不銹鋼兩種焊接件低溫拉伸和沖擊試驗(yàn)中觀(guān)察馬氏體含量變化如圖8 所示，由于焊縫金屬相較于母材具有更高的鎳當(dāng)量，在相同溫度下，焊縫金屬中總馬氏體數(shù)量比母材中少，PAW+GTAW 接頭和SAW 接頭的馬氏體數(shù)量分別比母材少27.7%和59.8%。A002 焊條與A107 焊條的焊縫金屬鐵素體含量相差無(wú)幾，但A002 焊縫低溫沖擊吸收能量卻要高許多，是由于焊縫金屬中超低碳含量降低了馬氏體轉(zhuǎn)變溫度，導(dǎo)致了焊縫金屬韌性改善[39]。

圖7 316L 沖擊斷口表面顯微組織[38]

圖8 不同溫度下母材與焊接接頭馬氏體含量比較[16]

2.3 氮含量對(duì)低溫沖擊韌性的影響

氮、鎳、錳等奧氏體形成元素可以穩(wěn)定奧氏體并擴(kuò)大奧氏體相區(qū)。在E308L，E316L，E316LMn 等類(lèi)別的焊條焊縫金屬中，鎳被當(dāng)作改善焊縫金屬低溫韌性的重要元素，Kane 等學(xué)者[5]推薦的焊縫金屬目標(biāo)鎳含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）高達(dá)25%以獲得良好的低溫韌性。但由于氮元素兼具的固溶強(qiáng)化作用而提高焊縫金屬低溫強(qiáng)度，氮含量的增加卻會(huì)降低不銹鋼低溫沖擊性能，氮的間隙固溶強(qiáng)化作用不僅提高材料的流變應(yīng)力和加工硬化率，還會(huì)造成點(diǎn)陣畸變及奧氏體組織的粗化，從而導(dǎo)致材料的沖擊韌性下降[40]。在鎳當(dāng)量相近，鉻當(dāng)量相同的條件下，低溫沖擊試驗(yàn)的結(jié)果證明：氮含量增加降低試驗(yàn)鋼的沖擊性能，但對(duì)韌脆轉(zhuǎn)變溫度影響不大；同時(shí)，由于氮的穩(wěn)定作用，在低溫拉伸與沖擊試驗(yàn)中未發(fā)生馬氏體相變[26]。鄧寶柱等學(xué)者[41]通過(guò)選擇不同氮含量的焊絲，采用GTAW焊方式證實(shí)了室溫下氮對(duì)316L 不銹鋼焊縫金屬?zèng)_擊韌性造成的微小下降，而在低溫下這一趨勢(shì)將被放大，焊縫金屬中氮含量與低溫沖擊韌性的關(guān)系如圖9所示。Szumachowski 等學(xué)者[42]詳細(xì)研究了316L-15型、16-8-2-15 型及308-16 型奧氏體不銹鋼焊條電弧焊焊縫金屬中氮含量對(duì)低溫韌性的影響，伴隨焊縫金屬中氮含量的增加，沖擊吸收能量顯著降低。另外，Szumachowski 等學(xué)者還報(bào)道了在76 K 時(shí)，當(dāng)?shù)浚ㄙ|(zhì)量分?jǐn)?shù)）從0.04%增加到0.16%時(shí)，沖擊吸收能量略有下降；而氮含量在0.16%以上時(shí)，沖擊吸收能量顯著降低；當(dāng)?shù)繛?.25%時(shí)，沖擊吸收能量減少了約50%。因此，低溫焊縫金屬通過(guò)提高氮含量來(lái)穩(wěn)定奧氏體相是得不償失的，ASME 也推薦焊縫金屬含氮量應(yīng)低于0.06%。

圖9 氮含量與焊縫金屬低溫沖擊韌性關(guān)系圖[28]

2.4 析出相與夾雜物對(duì)低溫沖擊韌性的影響

造成焊縫金屬低韌性的一個(gè)眾所周知的冶金因素是析出相和夾雜物，在析出相和夾雜物附近產(chǎn)生的應(yīng)力集中，導(dǎo)致孔洞形成，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，隨變形進(jìn)一步加劇，孔洞連接導(dǎo)致材料最終的斷裂[43]，圖10為析出相附近的孔洞和微裂紋[44]。McCowan 等學(xué)者[29]將夾雜物含量變化視為各種焊接工藝產(chǎn)生的焊縫金屬力學(xué)性能差異的主要原因，其次是微觀(guān)結(jié)構(gòu)中元素分布的不均性。這也是GTAW 韌性高于其他焊接方式的主要原因[39]。在純奧氏體組織的A407和A402 不銹鋼焊條中，由于A407 為堿性藥皮焊條，H，O 含量較低，所以焊縫金屬中雜質(zhì)含量低，提高了焊縫金屬的純凈度，有利于低溫韌性的提高[35]。ER316L焊絲雖然鐵素體含量高于E317L-15 焊條，但它們的韌性相當(dāng)，這被歸因于GTAW 焊縫金屬純凈度較高，非金屬夾雜物含量少[45]。Tümer 等學(xué)者[46]使用FCAW研究了保護(hù)氣中Ar 和CO2混合比例對(duì)焊縫金屬顯微組織和沖擊韌性的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)：保護(hù)氣中CO2含量的增加導(dǎo)致焊縫組織中夾雜物的形成和生長(zhǎng)，從而導(dǎo)致沖擊韌性降低。而在Hirayama 等學(xué)者[47]的研究中，由于不同焊接方法導(dǎo)致焊縫金屬中夾雜物含量變化導(dǎo)致TIG 焊縫的韌性高于SAW 和MAG焊縫。焊縫金屬敏化析出的碳化物對(duì)焊縫金屬低溫沖擊韌性的影響同樣是不利的，焊縫金屬沿δ-γ 界面枝晶間形成碳化物，碳化物的形成導(dǎo)致焊縫金屬的沖擊韌性嚴(yán)重下降，Read[19]也介紹了敏化焊縫斷裂路徑遵循由敏化處理引起的局部碳化物析出所確定的路徑。Tian 等學(xué)者[44]研究了16Cr-25Ni 焊縫金屬中硅含量的增加對(duì)富鉬碳化物的析出作用，當(dāng)硅含量增加到2.01% 時(shí)，由于析出的長(zhǎng)條型M6C 碳化物削弱基體的協(xié)調(diào)變形能力，最終導(dǎo)致焊縫金屬?zèng)_擊吸收能量從185 J 單調(diào)下降到12 J。同樣的，在焊后熱處理?xiàng)l件下，二次析出相的組合誘發(fā)脆化，削弱基體的塑性變形能力，導(dǎo)致焊后熱處理沖擊吸收能量從(91.0±3.6) J 下降到(34.3±4.6) J[48]。

圖10 析出相附近的孔洞和微裂紋[44]

3 抗氫脆性

氫對(duì)奧氏體不銹鋼的影響表現(xiàn)在塑性損失造成氫脆，氫脆機(jī)制主要是氫致局部塑形變形理論[49]，低溫下氫將對(duì)奧氏體基體造成進(jìn)一步的塑性損失，嚴(yán)重影響容器的服役安全性。奧氏體相在低溫下的穩(wěn)定性保證了其較高的抗氫脆性，這是奧氏體不銹鋼能用于液氫環(huán)境的主要原因之一。然而，目前對(duì)奧氏體不銹鋼焊縫金屬低溫抗氫脆性能的研究較少，現(xiàn)在也未見(jiàn)有國(guó)內(nèi)液氫壓力容器失效的報(bào)道。

3.1 奧氏體不銹鋼及焊縫金屬氫脆機(jī)理

中國(guó)第一個(gè)高壓液氫容器于1989 年2 月研制成功，內(nèi)容器采用321 不銹鋼[50]；目前，用于海南發(fā)射場(chǎng)的300 m3液氫壓力容器，內(nèi)容器也采用321 不銹鋼[51]。對(duì)于奧氏體不銹鋼的抗氫脆性的研究自上世紀(jì)就已開(kāi)始，目前常用相對(duì)斷面收縮率（RRA）評(píng)估奧氏體不銹鋼的低溫抗氫脆性能，即在氫氣中拉伸所得斷面收縮率與在氦氣中拉伸斷面收縮率的比值。Lynch[52]詳細(xì)介紹了鋼和其他材料中的氫脆機(jī)制及所支持各種假設(shè)的證據(jù)，其中，氫致局部塑性變形機(jī)制如圖11所示。316，304 系列奧氏體不銹鋼及穩(wěn)定型310 不銹鋼在80～300 K 溫度范圍內(nèi)相對(duì)斷面收縮率變化如圖12 所示。亞穩(wěn)奧氏體不銹鋼氫環(huán)境氫脆隨溫度的降低而增加，在200 K 左右達(dá)到最大值，并隨溫度的繼續(xù)降低氫脆緩解直至80 K，F(xiàn)ukuyama[53]將此現(xiàn)象歸結(jié)為316 型不銹鋼從300 K 到最大氫脆溫度取決于馬氏體相的轉(zhuǎn)變，而在最大氫脆溫度之下的氫脆行為則依賴(lài)于裂紋尖端附近氫的擴(kuò)散速率，Sun 等學(xué)者[54]對(duì)不同類(lèi)型的304 系不銹鋼的研究結(jié)果也顯示了同樣的結(jié)果。在隨后的研究中，Imade 等學(xué)者[55]在304，316 和316LN 中觀(guān)察到了應(yīng)變引起的馬氏體脆性晶內(nèi)斷裂面，證實(shí)了200 K 以上氫環(huán)境中馬氏體相變導(dǎo)致的脆化，304 不銹鋼斷面如圖13 所示。此外，奧氏體不銹鋼氫致馬氏體相變與擴(kuò)散氫含量呈正相關(guān)，Pan 等學(xué)者[56]研究指出當(dāng)擴(kuò)散氫含量超過(guò)0.003%時(shí)，308，347L 和304L 均形成氫致馬氏體，且氫致馬氏體含量隨擴(kuò)散氫濃度的增加而增加，馬氏體總量與擴(kuò)散氫含量關(guān)系如圖14 所示。在更低的溫度下，氫擴(kuò)散充分減少，遷移和累積的能力受到抑制，Merkel等學(xué)者[57]將304L 預(yù)充氫到0.014%，以減輕低溫下氫擴(kuò)散的動(dòng)力學(xué)障礙，研究了113 K，77 K 和4 K 時(shí)的拉伸性能，內(nèi)部氫的存在似乎抑制了低溫下應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變，但斷口形貌卻與氫輔助斷口一致，顯示有次生裂紋和邊界裂紋的跡象。

圖11 氫致局部塑性變形機(jī)制示意圖[52]

圖12 奧氏體不銹鋼在不同溫度的相對(duì)斷面收縮率[53]

圖13 不同溫度下304 不銹鋼充氫拉伸斷面[55]

圖14 馬氏體總量與擴(kuò)散氫含量關(guān)系[56]

3.2 奧氏體相穩(wěn)定性的影響

奧氏體不銹鋼焊縫金屬多為柱狀晶組織，晶格缺陷和夾雜較多，氫原子能降低奧氏體的層錯(cuò)能，使奧氏體的穩(wěn)定性降低，且焊縫金屬充氫引起的晶格畸變往往比母材更明顯，加之由于元素分布不均，馬氏體相變更易發(fā)生。Zhang 等學(xué)者[58]在80～300 K 的溫度范圍內(nèi)，進(jìn)行了1 MPa 氫氣和氦氣中的拉伸試驗(yàn)，證實(shí)了鎳當(dāng)量低于27% 時(shí)，合金的氫氣脆化（HGE）隨溫度的降低而增加，在200 K 時(shí)達(dá)到最大值，然后，隨著溫度的進(jìn)一步降低而降低；而鎳當(dāng)量高于27%時(shí)，則無(wú)HGE 發(fā)生，如圖15 所示。隨著溫度和鎳當(dāng)量的降低，應(yīng)變誘發(fā)馬氏體含量增加，氫致脆斷主要沿馬氏體組織發(fā)生，因此，對(duì)HGE 的敏感性取決于鎳當(dāng)量。Michler 等學(xué)者[59]認(rèn)為要使奧氏體不銹鋼ZRRA＞90%，最低鎳含量大于11.5%是必須的。304L 和316L焊縫金屬充氫后4 K，20 K，77 K 和室溫的韌性均有所下降，其中采用GTAW 的304L 焊縫金屬充氫后沖擊吸收能量下降明顯，這種現(xiàn)象可能與其焊縫金屬中鎳含量?jī)H為9.74%有關(guān)[60]。同樣，Hirata 等學(xué)者[61]將308L 和316L 焊縫金屬氫脆歸因于奧氏體穩(wěn)定性，焊縫金屬氫脆程度受到馬氏體的強(qiáng)烈影響，308L 焊縫金屬奧氏體穩(wěn)定性較差，產(chǎn)生了馬氏體，在室溫下工作氫脆敏感性增加。另外，Hirata 等學(xué)者認(rèn)為奧氏體相中固溶一定量的氫之后發(fā)生馬氏體相變，致使馬氏體相中氫含量過(guò)飽和，導(dǎo)致了轉(zhuǎn)變馬氏體相高的氫脆敏感性。Michler[62]選擇1.4571/NiCr20Nb 焊縫對(duì)鎳基焊材的氫脆敏感性進(jìn)行了測(cè)試，20 K 的拉伸試驗(yàn)沒(méi)有顯示氫的任何影響，在氦和氫中的應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)幾乎一致，均表現(xiàn)出韌性斷裂行為。

圖15 鎳當(dāng)量對(duì)奧氏體不銹鋼低溫氫脆影響[58]

3.3 焊縫金屬中鐵素體相作用

相較于奧氏體相，鐵素體相中氫的溶解度低，但擴(kuò)散率和滲透性高，使氫的輸運(yùn)更加復(fù)雜。由于氫的擴(kuò)散速率不同，在奧氏體與鐵素體界面更容易富集氫，在慢應(yīng)變速率應(yīng)力作用下，材料中位錯(cuò)帶氫連續(xù)滑動(dòng)，會(huì)導(dǎo)致氫裂紋優(yōu)先在奧氏體晶界、夾雜物及鐵素體與奧氏體的界面處產(chǎn)生[63-64]，δ-γ 界面裂紋如圖16 所示[65]。在293 K 時(shí)，氫增加了奧氏體的平面變形，鐵素體的微裂紋控制了裂紋路徑；在223 K 時(shí)，低溫使氫加劇局部變形，在奧氏體變形帶交叉點(diǎn)附近形成微孔洞，主導(dǎo)損傷的萌生，如圖17 所示[66]。雖然在293 K 和223 K 時(shí)，鐵素體附近都出現(xiàn)了微孔洞/微裂紋，但在這2 種溫度下裂紋的擴(kuò)展機(jī)制不同，在293 K 時(shí)，微裂紋主要與鐵素體相關(guān)聯(lián)，微裂紋要么在鐵素體相中形核，要么在奧氏體與鐵素體相邊界處形核；而在223 K 時(shí)，主要的微孔洞形核位置在鐵素體附近，在奧氏體晶粒的其他地方形成較小的部分[66]。在GTAW 和EBW 中，超過(guò)0.005 7%的氫促進(jìn)δ-γ 界面處或附近的微裂紋，由于GTAW 焊縫金屬中鐵素體含量較高，這種裂紋的頻率和嚴(yán)重程度在GTAW 焊縫中比在EBW 焊縫中更大，而且在較高的氫含量下，GTAW 焊縫也會(huì)出現(xiàn)二次裂紋[67]。Nakagawa等學(xué)者[20]的研究結(jié)果也揭示了鐵素體對(duì)充氫后焊縫金屬韌性的影響，在77 K 和4 K 時(shí)，鐵素體含量在10%以下，焊縫金屬充氫后沖擊韌性隨鐵素體含量的降低而升高。

圖16 充氫焊縫金屬δ-γ 界面裂紋[65]

4 結(jié)論

（1）奧氏體不銹鋼焊縫金屬在低溫下同時(shí)獲得優(yōu)良的強(qiáng)度、韌性和抗氫脆性具有挑戰(zhàn)性，而這些指標(biāo)決定了低溫工程的安全、可靠運(yùn)行。

（2）低溫導(dǎo)致焊縫金屬?gòu)?qiáng)度大幅度上升，其中的鐵素體、馬氏體及氮含量將進(jìn)一步對(duì)強(qiáng)度造成提高；韌性作為低溫應(yīng)用中十分重要的安全指標(biāo)則隨溫度的降低急劇下降，鐵素體、馬氏體、氮含量、夾雜物等都降低焊縫金屬?zèng)_擊韌性；而抗氫脆性是液氫應(yīng)用的首要考慮因素，其受到焊縫金屬中奧氏體穩(wěn)定性及鐵素體組織影響。

（3）通過(guò)選擇適宜的焊接方法及焊接材料對(duì)焊縫金屬組織及各種元素含量的合理控制可以保證低溫結(jié)構(gòu)的性能要求，但目前仍存在諸如全奧氏體焊縫金屬的熱裂紋等問(wèn)題，需要進(jìn)行更苛刻的成分及組織控制，這無(wú)疑提高了焊材開(kāi)發(fā)及工藝設(shè)計(jì)的難度。焊縫金屬低溫力學(xué)性能的提升將極大地提高低溫工程應(yīng)用的前景及安全性，尤其可以為液氫等能源利用提供支持。