楊澤坤， 楊戰(zhàn)利， 趙寶， 肖秀程， 趙德民， 李洪濤

(哈爾濱焊接研究院有限公司, 哈爾濱 150028)

0 前言

隨著國家工業(yè)化的飛速發(fā)展，對各類工程構(gòu)件、機械構(gòu)件或材料本身提出了更高的性能要求，異種鋼焊接不僅能夠滿足不同工況條件下對鋼材提出的性能要求，而且可以降低成本和簡化制造工藝，發(fā)揮不同鋼材的性能優(yōu)勢，在石油化工、交通運輸、電站鍋爐及工程機械等行業(yè)的機械設(shè)備和構(gòu)件中得以廣泛應(yīng)用。但鑒于異種鋼本身固有的物理化學(xué)屬性和微觀組織類型存在顯著差異，在焊接過程中導(dǎo)致母材和焊縫金屬的不完全混合加劇，嚴重降低了焊接接頭的力學(xué)性能，成為工程應(yīng)用中的薄弱區(qū)域[1]。異種鋼焊接接頭的失效機制與同種鋼焊接不盡相同，如在過渡區(qū)域發(fā)生的組織不均勻化導(dǎo)致接頭出現(xiàn)脆性失效、碳遷移過程造成焊接接頭的軟化失強和脆化、焊接應(yīng)力大和分布不均勻?qū)е铝鸭y失效等問題，這些關(guān)鍵問題均會直接影響工件的使用壽命。

文中旨在對異種鋼焊接失效機制進行分析，總結(jié)前人的研究方法和理論分析，并加之筆者自己在科學(xué)實踐中的思考，以期為異種鋼焊接領(lǐng)域的科學(xué)研究和工程應(yīng)用提供參考。

1 過渡區(qū)引起接頭失效的內(nèi)在機理

對于異種鋼而言，由于其成分、組織上的差異顯著，會在焊接接頭中產(chǎn)生一個成分連續(xù)變化、組織成分復(fù)雜的區(qū)域，研究人員稱其為過渡區(qū)域，該區(qū)域的形成原因主要是由于異種鋼的化學(xué)元素含量、微觀組織不同，導(dǎo)致不完全混合區(qū)內(nèi)的熔池凝固特性與母材存在差異，形成既不同于母材也不同于焊縫的過渡區(qū)域，其寬度和性能受焊接工藝和焊接材料的影響較大，是異種鋼焊接接頭產(chǎn)生脆性失效的主要區(qū)域。一般而言，過渡區(qū)域存在的位置在熔合區(qū)附近，其寬度在0.2～0.6 mm之間[2]，SA508-3和EQ309L異種鋼過渡區(qū)域金相組織如圖1所示[3]。Type-II晶界、“白亮層”是過渡區(qū)域中對焊縫力學(xué)性能影響最重要區(qū)域，存在元素擴散、晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變等組織轉(zhuǎn)變行為，直接反映出異種鋼接頭性能優(yōu)劣的內(nèi)在原因[4-6]。因此，對這2個區(qū)域組織和性能進行分析有助于從內(nèi)在機理上找出降低過渡區(qū)域?qū)宇^力學(xué)性能影響的措施。

1.1 Type-II晶界對接頭失效的影響

異種鋼的強度、熔點、導(dǎo)熱性、線膨脹系數(shù)等物理化學(xué)特性有所差異，極易在焊接接頭過渡區(qū)處出現(xiàn)脆性斷裂問題，斷裂路徑平行于熔合線，斷口呈現(xiàn)出脆性開裂特點，失效源于平行界面產(chǎn)生的一種特殊晶界——Type-II晶界。AISI4340/304型不銹鋼焊接接頭在時效過程中，會在鐵素體基耐熱鋼與焊縫金屬界面附近先析出Ⅰ型碳化物(圖2[7])，隨后，串狀的Ⅰ型碳化物逐漸長大，形成橢圓型或半長條型的Ⅱ型碳化物，Ⅱ型碳化物富集在熔合線附近并與熔合線平行，形成Type-II晶界。該晶界位于距離熔合線100 μm的焊縫側(cè)，極易容易發(fā)生熔覆層剝離現(xiàn)象，從而導(dǎo)致接頭失效[8]。異種鋼材間的成分梯度及晶格常數(shù)和熱膨脹系數(shù)差異所引起的應(yīng)變能是形成Type-II晶界的關(guān)鍵因素，而焊接過程中的溫度梯度的變化及非平衡冷卻過程也會促進該晶界的形成[9]。大量脆性碳化物在Type-II晶界處聚集，導(dǎo)致該處的成分梯度分布不均勻、晶界能升高從而造成接頭性能降低[10]。

對于異種鋼焊接接頭而言，Type-II晶界的產(chǎn)生意味著熔敷金屬與母材之間的結(jié)合力下降，程哲聞等人[11]在使用奧氏體不銹鋼焊材向16MND5母材堆焊過程中發(fā)現(xiàn)，Type-II晶界導(dǎo)致焊縫在低于接頭強度的應(yīng)力狀態(tài)下發(fā)生脆性剝離而失效。Nelson等人[12]從晶界遷移的角度，解釋了Type-II晶界的形成機理：在焊接熱循環(huán)下，由于相界面處無法發(fā)生fcc-bcc相轉(zhuǎn)變中要求的長程擴散，從而在奧氏體化溫度范圍內(nèi)發(fā)生了短程擴散，形成了可移動的Y-fcc異種材料界面，平行推移到焊縫一側(cè)，形成Type-II晶界，如圖3所示。

Wang等人[13]利用充氫試驗發(fā)現(xiàn)在鉻鉬異種鋼焊接接頭沿著Type-II晶界發(fā)生脆性斷裂，這種不穩(wěn)定晶界為裂紋的擴展提供了路徑。但是充氫過程增加了邊界的氫脆傾向，從而致使晶界弱化，引發(fā)裂紋擴展，而非Type-II晶界本身的性能體現(xiàn)。有學(xué)者通過降低熱輸入，減少碳鋼和低合金鋼處于固態(tài)奧氏體相溫度的時間，限制Type-II晶界的寬度，提高異種鋼焊接接頭的力學(xué)性能和使用壽命[14]。通過控制焊接工藝參數(shù)，以小熱輸入進行異種鋼焊接；控制焊后熱處理的溫度，降低C元素遷移的速度和范圍，減少I型和II型碳化物的形成，有助于縮小Type-II晶界的寬度，強化焊接接頭的力學(xué)性能。因此，主流觀點認為Type-II晶界是造成異種鋼接頭脆斷失效的主要原因。但也存在例外情況，如王清曌在對SA508-3和EQ309L異種鋼接頭研究過程中發(fā)現(xiàn)Type-II晶界并不是界面裂紋擴展的主要路徑，其本身具有一定的塑性變形能力，在切應(yīng)變條件下引起晶界孔洞閉合，強化晶界抗裂性能；在正應(yīng)力條件下，表現(xiàn)出加工硬化特征，可以有效的穩(wěn)定晶界，提升接頭的力學(xué)性能。因此，關(guān)于Type-II晶界對異種鋼接頭性能影響的內(nèi)在機理問題仍需進一步研究。

1.2 “白亮層”對接頭失效的影響

在異種鋼焊接接頭熔合線位置，通常會出現(xiàn)一條在凝固方向上與熔合線平行、向焊縫中央生長的窄帶區(qū)域，這個區(qū)域被稱為平行凝固帶[15]。平行凝固帶的形成主要是由于鋼材在成分上有所差異，在焊接熱循環(huán)作用下，界面處的濃度差促使元素進行互擴散而形成，而異種鋼在晶體結(jié)構(gòu)上也有所不同，在凝固過程中發(fā)生馬氏體相變，存在著大量的馬氏體脆硬組織，導(dǎo)致該區(qū)域不容易被腐蝕液腐蝕，在金相顯微鏡下顯示為光潔的白色區(qū)域，所以也稱之為“白亮層”[16-17]。由于馬氏體組織的形態(tài)受到成分的影響很大，而過渡區(qū)域是成分連續(xù)變化的區(qū)域[17]，“白亮層”中形成的馬氏體組織類型無法通過具體的成分而確定，其本身是焊接接頭的一個薄弱地帶。Zhou等人[18]使用納米壓痕法對X60和Inconel 625焊接接頭中的過渡區(qū)域進行硬度檢測，發(fā)現(xiàn)該區(qū)域的“白亮層”中出現(xiàn)明顯的硬度增加，成為異種鋼焊接接頭容易發(fā)生斷裂的區(qū)域。Chen等人[19]在研究低合金鋼A508-III和316L焊縫熔合界面區(qū)域的顯微組織和硬度時發(fā)現(xiàn)過渡區(qū)域硬度明顯升高，出現(xiàn)馬氏體組織，如圖4[19]所示。

“白亮層”的寬度直接影響到焊接接頭的使用壽命，并與焊接工藝和填充材料密切相關(guān)。珠光體-奧氏體異種鋼焊接過程中，焊縫中的Cr，Ni等元素會向珠光體母材擴散，奧氏體母材中的Cr，Ni等元素則會降低，從而無法形成單相奧氏體，在快速冷卻下形成脆硬的馬氏體組織。Ni元素是擴大奧氏體相區(qū)的合金元素，對于奧氏體-馬氏體轉(zhuǎn)變過程有著抑制作用,如圖5所示[2]。采用Ni元素含量較高的填充材料，可以有效減少馬氏體脆性組織的數(shù)量，縮小“白亮層”的寬度，對于重要的異種鋼結(jié)構(gòu)件焊接，最好采用鎳基填充材料，可以有效緩解“白亮層”對接頭力學(xué)性能的影響。

有研究表明，過渡區(qū)域“白亮層”中馬氏體組織的力學(xué)性能優(yōu)于奧氏體，研究人員采用原位觀察的方式研究52M合金的異種鋼接頭開裂行為時，發(fā)現(xiàn)異種鋼應(yīng)力腐蝕裂紋擴展會被“白亮層”中的馬氏體組織阻隔，延緩裂紋的擴展[20-21]。裂紋在馬氏體區(qū)域受阻，并且沿奧氏體薄層擴展，從這個角度上說，提高馬氏體組織在“白亮層”中的比例，可以緩和接頭性能突變帶來的接頭失效問題。因此，“白亮層”中的馬氏體組織雖然會導(dǎo)致接頭的塑韌性下降，但是在一定條件下卻可以有效抑制裂紋的擴展。

2 碳遷移引起接頭失效的內(nèi)在機理

在異種鋼焊接過程中，兩側(cè)的熔合區(qū)出現(xiàn)軟化和脆化現(xiàn)象，導(dǎo)致焊接接頭力學(xué)性能降低。目前的主流觀點認為是因為鋼材的碳濃度與合金元素含量存在差異，導(dǎo)致在熔合區(qū)附近出現(xiàn)碳遷移現(xiàn)象。明確碳遷移的形成機理，抑制碳遷移過程，才能從根本上解決異種鋼焊態(tài)熔合區(qū)軟化和脆化問題，如今關(guān)于碳遷移的理論分析和定量計算已經(jīng)成為業(yè)內(nèi)的研究熱點。

2.1 碳遷移引起熔合區(qū)的軟化

異種鋼焊接過程中，C元素會通過熔合區(qū)從低合金鋼一側(cè)向高合金鋼一側(cè)遷移，低合金鋼中的合金元素含量較低，尤其是Cr，Mo，V，Ti等碳化物形成元素，這些元素可以降低C元素活度，而低合金鋼一側(cè)碳化物形成元素含量相對較少，因此，低合金鋼中的C元素會向焊縫中擴散，導(dǎo)致低合金鋼側(cè)熔合區(qū)的碳含量降低。由于碳含量的減少，導(dǎo)致滲碳體含量下降，珠光體鋼在高溫下析出的鐵素體含量增加，使熔合區(qū)發(fā)生軟化現(xiàn)象，在焊接熱循環(huán)作用下促使軟化區(qū)的晶粒長大，沿熔合區(qū)生成粗晶層，導(dǎo)致力學(xué)性能下降[20]。Panda等人[21]研究了3種不同合金含量的雙相高強鋼焊接接頭，發(fā)現(xiàn)合金元素含量較低的雙相鋼焊接接頭的軟化現(xiàn)象更加明顯。強度級別相差越多的異種鋼發(fā)生接頭軟化的趨勢越嚴重，軟化區(qū)全部出現(xiàn)在強度較高鋼一側(cè)的熔合線附近，由于碳遷移過程受到C元素的化學(xué)位所支配，并與其活度密切相關(guān)，此外異種鋼中碳化物的相結(jié)構(gòu)和成分有所差異，其活度系數(shù)也會不同，所以在熔合區(qū)反而會出現(xiàn)C元素的逆濃度差進行擴散，即“上坡擴散”現(xiàn)象。有研究表明在使用大熱輸入或者進行焊后熱處理時，會增加C元素的活度系數(shù)，使C元素的“上坡擴散”加劇進行，造成焊接接頭的軟化失強。軟化程度與馬氏體的體積有關(guān)，當(dāng)熱輸入較大時，馬氏體回火程度嚴重，軟化區(qū)中的馬氏體含量減少，導(dǎo)致接頭軟化程度增加[22]。軟化區(qū)的寬度與加熱溫度和加熱時間密切相關(guān)，其關(guān)系如圖6所示[22]。

李恒等人[23]發(fā)現(xiàn)在NM400/ZG30SiMn接頭的焊接熱影響區(qū)內(nèi)發(fā)生相變重結(jié)晶，導(dǎo)致板條狀馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體與碳化物顆粒，硬度明顯下降，軟化區(qū)附近高強鋼耐磨性下降以及焊接接頭整體強度下降。可見降低焊接熱輸入能夠降低C元素活度系數(shù)，抑制碳遷移過程，降低軟化區(qū)寬度。Joshi等人[24]對馬氏體時效鋼和低合金高強鋼的焊接接頭組織類型進行分析，發(fā)現(xiàn)進行外部冷卻處理可以有效地減少接頭軟化程度，減少高溫回火馬氏體組織的含量，使接頭軟化區(qū)域?qū)挾冉档土?7%。無獨有偶，有學(xué)者使用強制冷卻裝置，通過控制冷卻水流量來降低異種鋼焊接熱循環(huán)峰值溫度，進一步調(diào)控軟化程度和軟化區(qū)寬度[25]。

2.2 碳遷移引起熔合區(qū)的脆化

在異種鋼焊接接頭中，高合金鋼一側(cè)的熔合區(qū)中往往存在一個低韌性高硬度的增碳層，主要由淬硬的馬氏體組織構(gòu)成，碳向熔合區(qū)強烈擴散形成增碳層是產(chǎn)生馬氏體淬硬組織的根本原因[26-28]。增碳層中的碳除了熔入焊縫以外，還會以鉻的碳化物形態(tài)在晶界析出，導(dǎo)致焊接接頭熔合區(qū)出現(xiàn)脆化現(xiàn)象，弱化接頭的力學(xué)性能[28]。

異種鋼之間的成分和組織上的差異直接影響C元素的擴散方向和范圍，C元素的擴散不完全取決于2種材料中的碳濃度差，還取決于鉻等碳化物形成元素的自有原子數(shù)量[29- 30]。Pavlovsky等人[31]用試驗證實了奧氏體-鐵素體鋼焊接熔合區(qū)中的碳遷移過程，不取決于熔合區(qū)中比較穩(wěn)定的碳化物元素含量，而取決于這些元素中尚未與碳結(jié)合的原子數(shù)量。隨著大部分C元素遷移至焊縫側(cè)之后，與Cr原子化合形成碳化物，從而在熔合區(qū)產(chǎn)生貧鉻現(xiàn)象。貧鉻現(xiàn)象對Ms點的升高作用遠大于固溶C的增多對Ms點的降低作用，故Ms轉(zhuǎn)變溫度會因Cr元素的缺乏使Ms轉(zhuǎn)變溫度升高，冷卻后熔合區(qū)中某些位置會形成新的馬氏體脆性層[32-33]。隨著焊接熱輸入的增加，焊接熱循環(huán)作用加劇，原子擴散速度增加，相鄰區(qū)域的化學(xué)勢差值增大，導(dǎo)致接頭脆化效應(yīng)加劇。婁建新[34]在對珠光體-奧氏體鋼焊接接頭研究中，利用電子探針測定奧氏體母材界面的碳分布狀態(tài)，發(fā)現(xiàn)焊接熱輸入的增加，增碳層變寬，從而降低焊縫的力學(xué)性能，所以使用低熱輸入配合多層多道進行焊接是改善異種焊接接頭脆化問題的關(guān)鍵措施。隨著對碳遷移機制的深入了解，發(fā)現(xiàn)碳遷移主要局限在熔合區(qū)的類馬氏體(M-L)層中，很難向富鎳的奧氏體鋼焊縫中作長程擴散，而類馬氏體層是母材和填充金屬非均勻混合而形成的過渡區(qū)域，碳在寬類馬氏體層中的遷移速度明顯優(yōu)于窄類馬氏體[27]。因此，解決熔合區(qū)脆化的根本方法在于通過優(yōu)化熔敷金屬的化學(xué)成分，增加窄類馬氏體的數(shù)量和形成過渡層，阻止C元素的遷移和擴散。

抑制C元素的擴散遷移過程是解決異種鋼焊接接頭軟化和脆化的根本方法。將含有碳化物形成元素(V，Nb，Ti)的過渡層堆焊在發(fā)生脫碳現(xiàn)象的鋼表面，阻礙C元素向熔合區(qū)擴散；采用含強碳化物形成元素的鋼中間過渡段的方式減少C元素的擴散；有研究表明Ni元素能降低碳原子的活性，可以提高碳化物的穩(wěn)定性，有效抑制碳遷移的發(fā)生[35]。陳江輝等人[36]針對電站中的鐵素體和奧氏體不銹鋼焊接接頭存在碳遷移問題，采用過渡段焊接法，通過選用幾種不同的填充材料進行試驗分析，認為在焊接過渡段采用Inconel 82焊接材料是較理想的選擇。劉政軍等人[37]發(fā)現(xiàn)馬氏體脆性層的寬度與焊縫中Ni的含量成反比，采用奧氏體化能力較強的E310-15(Cr25Ni20)或者 E16-25MoN-15(Cr16Ni25)作為填充材料時，馬氏體脆性層的寬度顯著減小，趙金龍[38]發(fā)現(xiàn)采用ERNiCr-3預(yù)邊堆焊工藝可有效抑制耐熱鋼與不銹鋼焊接接頭的碳遷移現(xiàn)象。因此采用鎳基填充材料進行異種鋼焊接是抑制碳遷移的最有效手段之一。

3 接頭區(qū)應(yīng)力引起接頭失效的內(nèi)在機理

由于異種鋼的熔點、密度、熱導(dǎo)率、線膨脹系數(shù)存在著明顯的差異，例如奧氏體鋼的線膨脹系數(shù)比珠光體鋼大30%～50%，但是熱導(dǎo)率卻只有珠光體鋼的1/3，異種鋼焊接接頭與同種鋼相比，應(yīng)力值的大小、分布的情況存在明顯差異，而且在熔合線附近出現(xiàn)焊接應(yīng)力的突變，進而產(chǎn)生裂紋，這是導(dǎo)致異種鋼焊接接頭失效的重要原因之一，如圖7[2]所示。焊接應(yīng)力及其他致脆因素的共同作用下產(chǎn)生裂紋，破壞了部分金屬原子間的相互作用力，產(chǎn)生縫隙并形成2個新的界面。裂紋的產(chǎn)生意味著承載面積顯著減小，當(dāng)裂紋擴展時，會直接增大金屬材料發(fā)生斷裂的可能性，因此裂紋在異種鋼焊接接頭中是最不容忽視的缺陷。異種鋼焊后經(jīng)常出現(xiàn)的裂紋形式有高溫蠕變裂紋、熱裂紋、疲勞裂紋等，分析異種鋼焊接接頭不同類型裂紋的形成原因，有助于探尋解決由裂紋引起的接頭失效問題。

3.1 高溫蠕變裂紋引起接頭失效

姜勇[35]首次對鎳基和奧氏體的Cr5Mo異種鋼焊接接頭附近局部區(qū)域的蠕變變形進行測量，研究了熔合線附近的蠕變行為，由于碳遷移形成的脫碳層部位具有較高的蠕變應(yīng)變速率，抗高溫蠕變斷裂性能降低，成為高溫斷裂的薄弱區(qū)域，發(fā)現(xiàn)鎳基Cr5Mo異種鋼接頭具有良好的抗高溫斷裂性能，試驗結(jié)果表明，碳遷移也是影響蠕變斷裂的主要因素。江野等人[39]研究了超聲相控陣對奧氏體異種鋼薄壁小徑管焊縫裂紋的檢測，當(dāng)奧氏體異種鋼焊縫處于加熱狀態(tài)，易產(chǎn)生蠕變裂紋。張建強等人[40]通過研究馬氏體-貝氏體異種鋼焊接時不同強度匹配方式對蠕變斷裂的影響，發(fā)現(xiàn)低強匹配接頭的界面蠕變損失比較嚴重；高強匹配接頭貧碳層中蠕變損傷嚴重，蠕變孔洞幾乎連接成裂紋，持久強度降低，蠕變裂紋形貌如圖8所示[40]；在相同條件下，中強匹配接頭的蠕變損傷最輕，可減小接頭的損傷程度，延長接頭的使用壽命。張建強等人[40]采用有限元法加速試驗后發(fā)現(xiàn)低強匹配接頭焊縫界面發(fā)生蠕變斷裂，高強匹配接頭焊縫界面處的蠕變孔洞幾乎連成裂紋，中強匹配接頭焊縫界面附近的晶界僅存在個別孤立蠕變孔洞，早期失效傾向最小。因此對于減輕蠕變裂紋的方法降低加熱溫度，以減輕焊后殘余應(yīng)力和熱應(yīng)力，或者采用中強匹配填充金屬進行馬氏體-貝氏體異種鋼焊接。

3.2 熱裂紋引起接頭失效

異種鋼材料之間的熔點存在一定程度上的差異，在焊接過程中，熔點低的材料率先達到熔化狀態(tài)，熔點高的材料仍呈固體狀態(tài)，這時已經(jīng)熔化的材料進一步加熱，會造成低熔點材料的流失、合金元素?zé)龘p或蒸發(fā)，使焊接接頭難以焊合，且低熔點母材處于過熱狀態(tài)，會導(dǎo)致低熔點共晶物在晶界聚集，在熱應(yīng)力和殘余應(yīng)力作用下導(dǎo)致結(jié)晶液態(tài)薄膜開裂，容易生成熱裂紋。熔池金屬中高溫停留時間長，輸入到焊縫中的熱量很難消失，在冷卻最終階段存在較大的殘余應(yīng)力，導(dǎo)致熱裂紋的產(chǎn)生。楊慶旭等人[41]對T23/12Cr1MoV異種鋼焊接接頭熱裂紋研究中發(fā)現(xiàn)，晶界析出碳化物雖然有利于降低粗晶熱影響區(qū)的硬度，但直接減弱了晶間結(jié)合力，在殘余應(yīng)力釋放過程中，塑性變形超過了晶界塑性變形能力，從而導(dǎo)致晶間開裂，形成熱裂紋,如圖9所示[41]。許紅等人[25]研究了Q890/Q960異種高強鋼焊接接頭熔合區(qū)組織，針狀鐵素體與板條馬氏體組織的不均勻過渡及應(yīng)力集中是導(dǎo)致接頭裂紋萌生的主要原因，細小的針狀鐵素體組織能夠阻礙裂紋擴展，有利于降低焊接接頭的熱裂紋敏感性。

3.3 疲勞裂紋引起接頭失效

異種鋼焊接接頭的疲勞裂紋是一個復(fù)雜的失效形式，目前的研究主要集中在局部微觀結(jié)構(gòu)和焊后殘余應(yīng)力對異種鋼焊接接頭疲勞裂紋萌生路徑和擴展速率的影響上。Shang等人[42]基于SEM對A508/316L的焊接區(qū)和界面區(qū)域進行了低循環(huán)疲勞裂紋原位試驗，在發(fā)生疲勞失效的焊接區(qū)域中，疲勞裂紋受柱狀晶粒方向的影響很大，當(dāng)疲勞裂紋在焊縫與316 L相交界面上擴展時，疲勞裂紋主要受局部滑移線或γ奧氏體枝晶的影響，如圖10所示[42]。

異種鋼焊接接頭處的應(yīng)力狀態(tài)也會對疲勞裂紋產(chǎn)生影響，由于異種鋼的線膨脹系數(shù)和熱導(dǎo)率存在明顯差異，焊接過程中會在熔合線附近產(chǎn)生很大的殘余應(yīng)力。Jang等人[43]研究了微觀結(jié)構(gòu)和殘余應(yīng)力對異種不銹鋼焊接接頭的疲勞裂紋擴展速率的影響，發(fā)現(xiàn)疲勞裂紋優(yōu)先沿γ奧氏體枝晶界面生長，在拉伸殘余應(yīng)力作用下沿著焊縫根部快速擴展。Huang等人[44]分析了拉伸殘余應(yīng)力對模擬BWR冷卻條件下52/82-A508異種鋼焊接接頭腐蝕疲勞裂紋擴展的影響，發(fā)現(xiàn)在拉應(yīng)力和較高熱處理溫度作用下，沿晶界析出的碳化物密度增高，S元素從母材擴散至晶界，使抗疲勞裂紋能力減弱。同種鋼消除焊縫殘余應(yīng)力的方法是焊后回火，但是對于異種鋼而言，焊后回火只能讓應(yīng)力重新分布，卻無法消除,而且在加熱過程中會發(fā)生應(yīng)力松弛、冷卻過程中異種鋼焊接接頭的不均勻收縮會重新產(chǎn)生殘余應(yīng)力，在周期性加熱和冷卻條件下導(dǎo)致嚴重的交變熱應(yīng)力，導(dǎo)致疲勞裂紋的生成，回火后應(yīng)力分布如圖7所示。但是也有學(xué)者通過相互作用積分和XFEM方法驗證異種鋼的疲勞裂紋擴展速率，發(fā)現(xiàn)當(dāng)裂紋擴展到焊縫區(qū)域時，界面區(qū)域的壓縮殘余應(yīng)力被認為有助于延緩裂紋尖端持續(xù)擴展[45]?？梢娫诋惙N鋼焊接接頭處增加壓應(yīng)力、減少拉應(yīng)力有助于抑制疲勞裂紋的擴展。

4 結(jié)束語

(1)對于異種鋼焊接接頭的過渡區(qū)域而言，Type-II晶界是在碳遷移作用下導(dǎo)致II型碳化物在晶界處富集，增加晶界發(fā)生脆性斷裂的趨勢。通過焊后熱處理可以在某種程度上減輕甚至消除Type-II晶界對熔合區(qū)帶來的不利影響，但是大部分的異種鋼焊接為了避免焊縫成分稀釋和碳遷移所帶來的失效問題無法進行焊后熱處理，這種方法有一定程度的局限性，所以降低熱輸入是消除Type-II晶界最有效的方式。“白亮層”是由于Cr,Ni等碳化物形成元素降低，無法形成單相奧氏體，而在快速冷卻下形成脆性組織，通過使用含Ni元素的焊材和過渡層，可以抑制奧氏體-馬氏體轉(zhuǎn)變過程，縮小“白亮層”寬度，提高焊接接頭的力學(xué)性能。

(2)對于形成碳遷移過渡層導(dǎo)致接頭軟化和脆化問題，通過降低焊接熱輸入、避免焊后回火等方法可以有效抑制增碳層和脫碳層的形成，此外阻止C元素的擴散也是提高異種鋼焊接接頭力學(xué)性能的關(guān)鍵措施，對于含Ni新型焊材的研制將是改善異種鋼熔合區(qū)軟化和脆化問題的最優(yōu)解決方案。

(3)焊接熱應(yīng)力和殘余應(yīng)力是導(dǎo)致熔合區(qū)出現(xiàn)焊接裂紋的根本原因，但是壓縮應(yīng)力對于疲勞裂紋尖端擴展有抑制作用，所以不是所有的殘余應(yīng)力都是有害的。通過精確施加冷源從而定量的控制焊接熱應(yīng)力和殘余應(yīng)力的分布情況，結(jié)合預(yù)置應(yīng)力的方法將應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)閴嚎s應(yīng)力，是解決由應(yīng)力所產(chǎn)生裂紋失效問題的有效措施。