440 MPa 級(jí)高強(qiáng)鋼焊條熔敷金屬組織與低溫沖擊韌性研究

曾道平，鄭韶先，安同邦，代海洋，馬成勇

(1.蘭州交通大學(xué),蘭州,730070；2.鋼鐵研究總院,焊接研究所,北京,100081)

0 序言

焊縫金屬作為高強(qiáng)鋼焊接接頭的重要組成部分，其性能優(yōu)劣直接影響焊接接頭的整體性能.當(dāng)焊接工藝確定時(shí)，焊接材料是決定焊縫金屬組織與性能的主要因素，而焊條作為最常用的焊接材料，其使用量約占焊接材料的50%～ 60%[1]，另外使用傳統(tǒng)的焊接材料焊接屈服強(qiáng)度大于350 MPa 的高強(qiáng)鋼時(shí)，通常需要進(jìn)行焊前預(yù)熱和焊后熱處理[2]，降低焊接效率和增加經(jīng)濟(jì)成本.因此，為440 MPa 級(jí)高強(qiáng)鋼研制焊前無(wú)預(yù)熱和焊后無(wú)熱處理的焊條，具有重要的實(shí)際意義.

研究合金元素及其含量對(duì)焊縫金屬組織與性能的作用，有利于焊接材料研制過(guò)程中合金元素的選擇和量化.適量的Mn 和Ni 會(huì)顯著促進(jìn)焊縫金屬中針狀鐵素體形成，提高低溫沖擊韌性，但是不當(dāng)?shù)腗n 和Ni 含量卻會(huì)促進(jìn)馬氏體和M-A 組元的形成，降低低溫沖擊韌性[3].增大Cr 含量，會(huì)抑制晶界鐵素體形成和促進(jìn)針狀鐵素體形成，提高低溫沖擊韌性[4]，但Cr 也能促進(jìn)M-A 組元和粒狀貝氏體形成，導(dǎo)致大角度晶界數(shù)量減小，降低低溫沖擊韌性[5].Cu 作為奧氏體穩(wěn)定化元素，能降低奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體的相變溫度，促進(jìn)針狀鐵素體形成，提高低溫沖擊韌性[6]，但過(guò)量的Cu 會(huì)促進(jìn)高淬硬的ε-Cu 析出，降低低溫沖擊韌性[7].

文中為440 MPa 級(jí)高強(qiáng)鋼研制了三種焊條，其適用范圍主要為船舶用鋼焊接，并進(jìn)行熔敷金屬焊接試驗(yàn)，研究了熔敷金屬組織和低溫沖擊韌性，以期為該鋼材焊條研制提供數(shù)據(jù)和技術(shù)支持.

1 試驗(yàn)方法

焊接試板及墊板均采用440 MPa 級(jí)高強(qiáng)鋼，試板尺寸為400 mm × 180 mm × 20 mm，焊接電流為170 A，焊接電壓為24～ 28 V，焊接速度為16～18 cm/min，道間溫度為100～ 120 ℃，焊接熱輸入為15～ 16 kJ/cm，焊前無(wú)預(yù)熱和焊后無(wú)熱處理，焊接材料為自研的三種直徑為4.0 mm 的焊條，焊接設(shè)備為迪瑞特WSME-520P 焊機(jī)，試板坡口規(guī)格見(jiàn)圖1.

圖1 試板坡口尺寸示意圖(mm)Fig.1 Schematic diagram of test palte specification(mm)

使用體積分?jǐn)?shù)為2%的硝酸酒精溶液腐蝕金相試樣后，使用Olympus GX51 型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察熔敷金屬的顯微組織，另外使用Lepera 溶液腐蝕金相試樣后，使用同型OM 觀察熔敷金屬中MA 組元，并利用ImageJ 軟件統(tǒng)計(jì)M-A 組元含量及尺寸；使用150～ 1000 目的砂紙手工對(duì)透射試樣減薄至40～ 60 μm 后，使用磁力減薄器對(duì)透射試樣進(jìn)行電解雙噴，電解雙噴溶液為體積分?jǐn)?shù)為4%的高氯酸酒精溶液，電解雙噴溫度為?35 ℃ ± 5 ℃，最后使用H-800 型透射電鏡(TEM) 觀察熔敷金屬的精細(xì)組織；使用Aspex Explorer 夾雜物分析儀從熔敷金屬中隨機(jī)選取10 個(gè)視場(chǎng)，統(tǒng)計(jì)分析熔敷金屬中夾雜物的尺寸和數(shù)量，并使用Quanta 650 型掃描電鏡(SEM) 配套的能譜儀(EDS) 分析夾雜物的化學(xué)成分.熔敷金屬組織的觀察位置，如圖2(a)所示.

圖2 組織觀察及性能測(cè)試位置Fig.2 Location diagram of organization observation and performance test.(a) Organizational observation;(b) performance testing

根據(jù)GB/T 2652-2008 進(jìn)行熔敷金屬的室溫棒拉伸試驗(yàn)，尺寸為M16 ×?10 mm × 105 mm；根據(jù)GB/T 2650-2008 進(jìn)行熔敷金屬的?40 ℃沖擊試驗(yàn)，尺寸為55 mm × 10 mm × 10 mm 的V 形標(biāo)準(zhǔn)試樣.棒拉伸試樣和沖擊試樣取樣位置見(jiàn)圖2(b)，并使用SEM 觀察沖擊試樣斷口形貌.

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 熔敷金屬的化學(xué)成分

根據(jù)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 4336-2016，采用光譜分析法測(cè)試熔敷金屬的化學(xué)成分，測(cè)試結(jié)果見(jiàn)表1.與1 號(hào)熔敷 金屬相 比，2 號(hào)熔敷 金屬中Mn、Ni 和Cr 元素含量均有所增大，Mn 含量從0.79% 增至1.02%，Ni 含量從0.99% 增至1.28%，Cr 含量從0.15%增至0.25%，其余元素含量基本相當(dāng)；在2 號(hào)熔敷金屬的基礎(chǔ)上，3 號(hào)熔敷金屬中Cr 含量從0.25%增至0.30%，Cu 含量從0%增至0.40%.

表1 熔敷金屬和試板的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of deposited metals and test plate (mass fraction,%)

2.2 熔敷金屬的顯微組織

圖3 為熔敷金屬的OM 組織照片.由圖3(a)～3(c)可見(jiàn)，1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)柱狀晶組織均主要由先共析鐵素體(proeutectoid ferrite，PF)、側(cè)板條鐵素體(ferrite side plate，F(xiàn)SP) 和針狀鐵素體(acicular ferrite，AF) 組成，但(PF+FSP)含量逐漸減小，AF 含量逐漸增大；由圖3(d)～ 圖3(f) 可見(jiàn)，1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)焊道間組織均主要由準(zhǔn)多邊形鐵素體(quasi-polygonal ferrite，QF) 和少量AF 組 成，且AF 含量有所增大.先焊道受到后焊道的熱循環(huán)作用，使得先焊道部分柱狀晶組織發(fā)生重結(jié)晶相變，相變過(guò)程中PF 和FSP 會(huì)逐漸消失，同時(shí)大部分AF 會(huì)轉(zhuǎn)變 為QF[8]，1 號(hào)、2 號(hào) 和3 號(hào)柱狀 晶中AF 含量逐漸增大，導(dǎo)致焊道間中AF 含量有所增大.綜上可知，隨著Mn、Ni、Cr 和Cu 含量的增大，熔敷金屬中AF 含量逐漸增大.

圖3 熔敷金屬的OM 組織照片F(xiàn)ig.3 OM microstructure photos of deposited metals.(a) No.1 columnar crystal;(b) No.2 columnar crystal;(c) No.3 columnar crystal;(d) No.1 between weld beads;(e) No.2 between weld beads;(f) No.3 between weld beads

圖4 為熔敷金屬中M-A 組元的OM 照片.由圖4(a)～ 圖4(c) 可見(jiàn)，1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)柱狀晶中M-A 組元形狀以顆粒狀和塊狀為主，M-A 組元含量(面積分?jǐn)?shù))分別為4.126%、2.222%和1.773%，平均尺寸分別為6.241 μm2、4.247 μm2和2.487 μm2.由圖4(d)～ 圖4(f)可見(jiàn)，焊道間中M-A 組元主要分布于QF 與QF 界面間，且與柱狀晶相比，MA 組元含量及尺寸均有所增大，1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)焊道間中M-A 組元含量分別為2.316%、2.157%和2.087%，平均尺寸分別為8.720 μm2、6.992 μm2和4.149 μm2.綜上可知，隨著Mn、Ni、Cr 和Cu 含量的增大，熔敷金屬中M-A 組元含量及尺寸逐漸減小.

圖4 熔敷金屬中M-A 組元的OM 照片F(xiàn)ig.4 OM photos of M-A constituent in deposited metals.(a) No.1 columnar crystal;(b) No.2 columnar crystal;(c)No.3 columnar crystal;(d) No.1 between weld beads;(e) No.2 between weld beads;(f) No.3 between weld beads

圖5 為熔敷金屬的TEM 組織及鐵素體板條寬度統(tǒng)計(jì).由圖5(a)～ 圖5(c)可見(jiàn)，1 號(hào)鐵素體板條尺寸較大，且多數(shù)鐵素體板條為長(zhǎng)條狀，少數(shù)鐵素體板條為細(xì)條狀，板條間基本呈平行狀分布，2 號(hào)鐵素體板條尺寸和長(zhǎng)寬比有所減小，多數(shù)板條為細(xì)條狀，板條間交織狀分布趨勢(shì)增強(qiáng)，多數(shù)板條間呈交織狀分布，3 號(hào)鐵素體板條尺寸和長(zhǎng)寬比進(jìn)一步減小，板條間交織狀分布趨勢(shì)進(jìn)一步增強(qiáng).由圖5(d)～圖5(f)可見(jiàn)，1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)鐵素體板條寬度分別為主要集中在0.8～ 2.8 μm、0.4～ 2.4 μm 和0.4～2.0 μm 之間，平均寬度分別為1.63 μm、1.45 μm和1.33 μm.綜上可知，隨著Mn、Ni、Cr 和Cu 含量的增大，熔敷金屬的鐵素體板條尺寸逐漸減小和板條間交織狀分布趨勢(shì)逐漸增強(qiáng).

圖6 為熔敷金屬中碳化物的TEM 照片及析出量.由圖6(a)～ 圖6(b)可見(jiàn)，熔敷金屬中碳化物為M23C6型(Cr23C6)，且多數(shù)M23C6型(Cr23C6) 分布于鐵素體板條內(nèi)，少數(shù)M23C6型(Cr23C6)在板條間聚集長(zhǎng)大.此外，由于M23C6型碳化物的尺寸比較細(xì)小且分布極不均勻，難以通過(guò)TEM 照片定量統(tǒng)計(jì)析出量，故使用JmatPro 軟件計(jì)算模擬不同熔敷金屬中M23C6型碳化物的析出量，計(jì)算表明1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)熔敷金屬中M23C6型碳化物的析出量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) 分別為0.25%、0.45% 和0.54%，如圖6(c)所示.

圖6 熔敷金屬中碳化物的TEM 照片及析出量Fig.6 TEM photos precipitation of carbides in deposited metals.(a) bright field;(b) dark field;(c) precipitation amount

2.3 熔敷金屬中夾雜物

圖7 為熔敷金屬中夾雜物的尺寸及數(shù)量.1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)熔敷金屬中夾雜物的尺寸分布規(guī)律基本相同，且大部分夾雜物的直徑小于1 μm，以小尺寸夾雜物為主；1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)熔敷金屬中夾雜物的數(shù)量密度分別為3.213 × 104mm?2、3.364 × 104mm?2和3.315 × 104mm?2，平均直徑分別為0.798 μm、0.871 μm 和0.886 μm.綜 上可知，三種熔敷金屬中夾雜物的尺寸及數(shù)量基本相當(dāng).

圖7 熔敷金屬中夾雜物的尺寸及數(shù)量Fig.7 Size and Quantity of inclusions in deposited metals.(a) No.1 ;(b) No.2 ;(c) No.3

圖8 為熔敷金屬中夾雜物的SEM 照片和EDS 分析圖.由圖8(b)和圖8(e)可見(jiàn)，2 號(hào)熔敷金屬中夾雜物主要由O、Al、Si、S、Ti、Mn 元素組成，而3 號(hào)熔敷金屬中夾雜物則主要由O、Al、Si、S、Ti、Mn 和Cu 元素組成；由圖8(c) 和圖8(f) 可見(jiàn)，O、Ti、Al 和Si 元素在夾雜物中心的分布比較密集，Mn 元素在夾雜物中分布比較均勻，而S 和Cu 元素則主要分布于夾雜物的邊緣.焊接熔池凝固過(guò)程中，熔點(diǎn)高的Al2O3、TiO2、SiO2、MnO 等氧化物會(huì)優(yōu)先從液態(tài)金屬中析出，而熔點(diǎn)低的MnS 和CuS 會(huì)逐漸覆蓋在高熔點(diǎn)氧化物表面，形成以Ti-Al-Si-Mn 氧化物為核心、MnS/CuS 為外層的復(fù)合型夾雜物.綜上可知，含Cu 熔敷金屬中夾雜物外層會(huì)形成CuS.

圖8 熔敷金屬中夾雜物的SEM 照片和EDS 分析Fig.8 SEM photos and EDS analysis of inclusions in deposited metals.(a) No.2 SEM photo of inclusion;(b) No.2 point scan of inclusions;(c) No.2 surface scanning of inclusions;(d) No.3 SEM photo of inclusion;(e) No.3 point scan of inclusions;(f) No.3 surface scanning of inclusions

2.4 熔敷金屬的力學(xué)性能

表2 為熔敷金屬和試板的力學(xué)性能.1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)熔敷金屬的Rp0.2從424 MPa 逐漸增至520 MPa，Rm從510 MPa 逐漸增 至587 MPa，A為26.0%～ 75.5%，Z為71.0%～ 77.0%.Mn、Ni、Cr 和Cu 元素具有固溶強(qiáng)化作用，增大它們含量，能增強(qiáng)固溶強(qiáng)化效應(yīng)，從而提高強(qiáng)度，同時(shí)AF 晶粒內(nèi)具有較高的位錯(cuò)密度，增大AF 含量，也能提高強(qiáng)度.

表2 熔敷金屬和試板的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of deposited metals and test plate

由表2 還可知，1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)熔敷金屬的-40 ℃平均沖擊吸收功分別為35.7 J，80.3 J 和96.3 J，表明隨著Mn、Ni、Cr 和Cu 含量的增大，熔敷金屬的低溫沖擊韌性逐漸提高.圖9 為熔敷金屬的沖擊斷口形貌，沖擊斷口均主要由韌窩、撕裂棱、河流花樣、解理臺(tái)階、小解理面和二次裂紋組成，且1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)沖擊斷口中小解理面尺寸和解理臺(tái)階高度逐漸減小，韌窩和撕裂棱數(shù)量逐漸增加，而韌窩和撕裂棱有利于低溫沖擊韌性的提高[9].

圖9 熔敷金屬的沖擊斷口形貌Fig.9 Impact fracture morphology of deposited metals.(a) No.1;(b) No.2;(c) No.3

3 分析與討論

3.1 組織分析

文中進(jìn)行熔敷金屬焊接試驗(yàn)時(shí)，除了采用焊條不同外，其余焊接條件基本相同，故化學(xué)成分是決定熔敷金屬組織的主要因素.根據(jù)化學(xué)成分，使用JmatPro 軟件計(jì)算模擬熔敷金屬的CCT 曲線和相變溫度，如圖10 所示.1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)熔敷金屬的CCT 曲線逐漸右移，相變溫度A3和A1逐漸降低，A3從836.8 ℃降至813.2 ℃，A1從681.3 ℃降至659.9 ℃，表明抑制PF 和FSP 形成作用逐漸增強(qiáng)，而促進(jìn)AF 形成作用逐漸增強(qiáng)，使得熔敷金屬中AF 含量逐漸增加.Mn、Ni 和Cu 為奧氏體穩(wěn)定化元素，增大熔敷金屬的淬透性，促進(jìn)CCT 曲線右移，降低γ 的相變溫度，促進(jìn)AF 形成[3,6]，另外Cr 為鐵素體形成元素，降低γ→α 相變臨界溫度，降低C 原子的擴(kuò)散能力，促進(jìn)AF 形成[4].

圖10 熔敷金屬的CCT 曲線和相變溫度Fig.10 CCT curve and Phase transition temperature of deposited metal.(a) CCT curve;(b) phase transition temperature

與鐵素體晶體結(jié)構(gòu)相近的夾雜物，能降低鐵素體形核時(shí)的界面能，促進(jìn)AF 形成，且?jiàn)A雜物與鐵素體晶體結(jié)構(gòu)的錯(cuò)配度越小，鐵素體形核時(shí)的界面能越低，AF 形核越容易[6].2 號(hào)熔敷金屬的夾雜物外層覆蓋著MnS，3 號(hào)熔敷金屬的夾雜物外層則覆蓋著MnS 和CuS，而MnS、CuS 與鐵素體晶體結(jié)構(gòu)的錯(cuò)配度分別為8.8%和2.8%[10]，所以3 號(hào)熔敷金屬中夾雜物促進(jìn)鐵素體形核的界面能更低，AF 更容易形核，從而提高3 號(hào)熔敷金屬中AF 含量.余圣甫等[11]研究發(fā)現(xiàn)夾雜物外層覆蓋的CuS 在AF 形核過(guò)程中起主導(dǎo)作用，而夾雜物中心的Al2O3等氧化物卻難以發(fā)揮作用.

此外，1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)熔敷金屬的相變溫度逐漸降低，會(huì)導(dǎo)致新舊兩相的自由能差逐漸增大，新相形核時(shí)的臨界晶核尺寸逐漸降低，臨界晶核形核功逐漸降低，形核率逐漸增大，有利于鐵素體板條尺寸逐漸減小[12]，另外隨著形核率的增大，相變過(guò)程中極短時(shí)間內(nèi)所形成的鐵素體晶核數(shù)量隨之增加，有利于鐵素體板條呈交織狀分布，而交織狀分布又能把板條長(zhǎng)大粗化的所需空間分割成細(xì)小的空間，使得未長(zhǎng)大的鐵素體板條以及隨后相變過(guò)程中形成的鐵素體晶核只能在細(xì)小的空間內(nèi)長(zhǎng)大，最終造成鐵素體板條尺寸逐漸減小.

熔敷金屬在冷卻過(guò)程中，C 原子會(huì)從鐵素體擴(kuò)散到未轉(zhuǎn)變的過(guò)冷奧氏體中，形成富C 過(guò)冷奧氏體，在隨后的冷卻過(guò)程中富C 過(guò)冷奧氏體部分轉(zhuǎn)變?yōu)镸，從而形成M-A 組元[13].3 號(hào)、2 號(hào)和1 號(hào)熔敷金屬的相變溫度逐漸增大，C 原子擴(kuò)散速率逐漸增大，有利于C 原子向?yàn)槲崔D(zhuǎn)變的過(guò)冷奧氏體內(nèi)更遠(yuǎn)處擴(kuò)散，使得過(guò)冷奧氏體中C 含量增大，C 富集程度增大，富C 過(guò)冷奧氏體含量增多[12]；同時(shí)，C 含量增大會(huì)使得馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始點(diǎn)(Ms)和馬氏體轉(zhuǎn)變終了點(diǎn)(Mf)降低，但Mf比Ms降低得快，能擴(kuò)大M 轉(zhuǎn)變溫度范圍，M 相變時(shí)間變長(zhǎng)，相應(yīng)的M 轉(zhuǎn)變量增多[14]，使得熔敷金屬在隨后的冷卻過(guò)程中富C 過(guò)冷奧氏體部分轉(zhuǎn)變?yōu)镸 數(shù)量增多，并以MA 組元形式保留下來(lái)，最終導(dǎo)致室溫下3 號(hào)、2 號(hào)和1 號(hào)熔敷金屬中M-A 組元含量逐漸增多.彭云等[12]研究發(fā)現(xiàn)增大熔敷金屬中Cu 含量，不僅會(huì)抑制M-A 組元形成，而且會(huì)促進(jìn)M-A 組元由塊狀、條狀向顆粒狀轉(zhuǎn)變.

3.2 低溫沖擊韌性分析

為了分析組織對(duì)低溫韌性的影響，使用SEM 觀察1 號(hào)和3 號(hào)沖擊斷口的縱剖面形貌，如圖11 所示.1 號(hào)沖擊斷口縱剖面的二次裂紋以近直線狀在PF/FSP 組織中擴(kuò)展，且二次裂紋擴(kuò)展多在AF 組織處發(fā)生偏轉(zhuǎn)或停止(圖11(a))，3 號(hào)沖擊斷口縱剖面的二次裂紋擴(kuò)展過(guò)程中偏轉(zhuǎn)次數(shù)顯著增多，且二次裂紋周圍的AF 組織發(fā)生了塑性變形(圖11(b))，表明PF/FSP 組織阻礙裂紋擴(kuò)展能力較弱，利于裂紋擴(kuò)展，擴(kuò)展過(guò)程中所消耗的能量較低，而AF 組織阻礙裂紋擴(kuò)展能力強(qiáng)，裂紋擴(kuò)展遇到AF 組織時(shí)易發(fā)生偏轉(zhuǎn)，增大裂紋擴(kuò)展路徑曲折程度，擴(kuò)展過(guò)程中所消耗的能量增大，另外AF 組織具有大量的位錯(cuò)，能使裂紋尖端發(fā)生塑性變形而鈍化，最終停止擴(kuò)展[15].

圖11 沖擊斷口的縱剖面形貌Fig.11 Longitudinal section morphology of impact fracture.(a) No.1;(b) No.3

1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)熔敷金屬中(PF+FSP)含量逐漸減小，而AF 含量逐漸增大，阻礙裂紋擴(kuò)展能力逐漸增強(qiáng)，裂紋擴(kuò)展過(guò)程中所消耗的能量逐漸增大，提高沖擊吸收功，另外，1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)熔敷金屬的鐵素體板條尺寸逐漸減小和板條間交織狀分布趨勢(shì)逐漸增強(qiáng)，沖擊斷裂過(guò)程中所形成的微裂紋難以交織狀鐵素體板條間快速貫穿連續(xù)擴(kuò)展，微裂紋尖端易鈍化和偏轉(zhuǎn)，且交織狀板條能細(xì)化板條束尺寸，增加大角度晶界數(shù)量[9]，阻礙裂紋擴(kuò)展能力進(jìn)一步增強(qiáng)，有利于低溫沖擊韌性逐漸提高.

圖12 為1 號(hào)沖擊斷口縱剖面中M-A 組元誘發(fā)微裂紋的SEM 照片.M-A 組元的碳含量較高，使得其顯微硬度顯著大于鐵素體基體，而沖擊斷裂過(guò)程中M-A 組元與基體之間較大的硬度差，會(huì)導(dǎo)致組織變形不協(xié)調(diào)，M-A 組元與基體的界面處易產(chǎn)生高度應(yīng)力集中，從而誘發(fā)微裂紋[12]，降低沖擊吸收功.1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)熔敷金屬中M-A 組元含量及尺寸逐漸減小，使得沖擊斷裂過(guò)程中M-A 組元誘發(fā)微裂紋的幾率逐漸減小，有利于低溫沖擊韌性逐漸提高.

圖12 1 號(hào)沖擊斷口的縱剖面中M-A 組元誘發(fā)微裂紋的SEM 照片F(xiàn)ig.12 SEM photo of microcrack induced by M-A constituent in deposited section of No.1 impact fracture

沖擊斷裂過(guò)程中位錯(cuò)易在M23C6型碳化物周圍塞積，導(dǎo)致局部應(yīng)力高度集中，降低微裂紋形成的臨界應(yīng)力，從而誘發(fā)微裂紋，降低沖擊吸收功[16]，尤其是分布于鐵素體板條間的大尺寸M23C6型碳化物，會(huì)破壞晶界連續(xù)性，降低晶界結(jié)合力，M23C6型碳化物更易成為裂紋源[17].1 號(hào)、2 號(hào)和3 號(hào)熔敷金屬中M23C6型碳化物含量逐漸增大，對(duì)沖擊吸收功的損害程度逐漸增大，不利于低溫沖擊韌性逐漸提高.

4 結(jié)論

(1) 隨著Mn、Ni、Cr 和Cu 含量的增大，熔敷金屬的?40 ℃平均沖擊吸收功從35.7 J 逐漸增至96.3 J，低溫沖擊韌性逐漸提高.

(2) 隨著Mn、Ni、Cr 和Cu 含量的增大，雖然熔敷金屬中M23C6型碳化物含量逐漸增大，但是熔敷金屬的CCT 曲線逐漸右移，相變溫度逐漸降低，使得針狀鐵素體含量逐漸增加，鐵素體板條尺寸逐漸減小和板條間交織狀分布趨勢(shì)逐漸增強(qiáng)，M-A 組元含量及尺寸逐漸減小，是低溫沖擊韌性逐漸提高的主要原因.

(3) 含Cu 熔敷金屬中夾雜物外層會(huì)形成CuS，針狀鐵素體形核更容易，有利于低溫沖擊韌性提高.